авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:     | 1 | 2 || 4 | 5 |   ...   | 10 |

«МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ РФ Томский политехнический университет X Всероссийская школа-семинар с международным участием г. Томск, 9 – ...»

-- [ Страница 3 ] --

Машиностроение, Ленингр. отд-ние, 1984. – 224с 2. Греков Л. А. О пластических зонах у вершин трещины при плоской дефор мации // Физика химия и механика материалов.– 1978.- №5.- С. 75- ПЛАСТИЧЕСКОЕ ТЕЧЕНИЕ В СВАРНОМ СОЕДИНЕНИИ СТАЛИ 10Г2С ПРИ ПОВТОРНО СТАТИЧЕСКОЙ УСТАЛОСТИ В.И.ЕГОРОВ1, В.В.КИБИТКИН Томский политехнический университет, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, vvk@ispms.tsc.ru Постановка задачи Большая часть деталей машин и элементов промышленных металлоконст рукций работают при наличии в них сварного соединения. При усталости сварное Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов соединение как концентратор напряжений определяет процесс пластической дефор мации и нарушения сплошности материала и, в конечном итоге, приводит к разру шению. Исследование эволюции пластического течения материала позволяет понять механизм развития разрушения и оценивать текущее механическое состояние.

Описание эксперимента Для экспериментального исследования механизма пластического течения сварного соединения конструкционной низколегированной стали 10Г2С использо вали плоские образцы с размерами рабочей части 8440,65 мм, которые были вы резаны из корневого слоя шва. Сварное соединение изготавливали встык из пластин толщиной 8 мм с односторонней V-образной разделкой кромок по импульсно дуговой технологии в среде защитного газа. Поверхности образца механически об рабатывались шлифованием, полированием, и были химически протравлены.

Схема нагружения одноосное циклическое растяжение при нагрузке = 150± МПа (повторно-статическая усталость).

Металлографический анализ после сварки установил следующие особенно сти структурного состояния исследуемого сварного соединения. В верхнем (обли цовочном) слое сварного соединения структура металла участка зоны термического влияния (ЗТВ) включает в себя видманштеттов феррит, перлит и бейнит. Характер ными структурами среднего (заполняющего) и нижнего (корневого) слоев в участке перегрева ЗТВ является видманштеттов феррит, полигональный феррит и перлит, а в шве игольчатый и полигональный феррит.

Для исследования деформации в процессе нагружения образца, использовал ся метод корреляции цифровых изображений основан на компьютерной обработке двух оптических изображений поверхности, полученных в процессе механического нагружения материалов. Его особенностями являются простота проведения измере ний и слабая зависимость абсолютной погрешности измерения отдельного вектора от степени деформации и вида материала (металл, неметалл). Комплекс включает в себя оптический микроскоп, цифровую видеокамеру и компьютер для обработки цифровых изображений. Он позволяет измерять (вычислять) распределение ампли туд смещений элементарных участков поверхности в широком диапазоне (0,2– мкм) с высокой разрешающей способностью (плотность векторов смещений 103– мм2).

Методика измерения заключается в следующем. Изображение контролируе мого участка поверхности с оптического микроскопа поступает на вход видео каме ры и далее записывается на жесткий диск компьютера в виде файла. Затем образец подвергается некоторому механическому нагружению, например, циклическому растяжению и с того же участка поверхности фиксируется второе изображение.

Компьютерная обработка этих файлов позволяет рассчитать (измерить) поле векто ров смещений.

Результаты Типичные поля смещений обычно имеют вид шейки (рис.1,а) или сдвиго вой характер (рис.1,б), что связано с условиями нагружения (циклическое растяже ние).

а б Рисунок 1 - Типичные поля смещений, полученные в области шва (а) и в ЗТВ (б).

=0,056, =0, На основе данных эксперимента были построены пространственные зависимо сти амплитуд продольных смещений ux (x) вдоль средней линии образца в разные моменты времени (рис.2,а) и рассчитаны соответствующие пространственные рас пределения деформации (рис.2.б). Для объединения смежных векторных полей про изводилось согласование по постоянной составляющей. Скорости смещений опре деляли по формулам vx=ux/N, vy=uy/N.

Видно, что смещения неравномерно распределены в масштабе сварного со единения, а с ростом циклической нагрузки амплитуды смещений существенно уменьшаются.

Для расчета деформации кривые vx(x, y=const) сглаживались по 40 точкам ме тодом скользящего среднего. После дифференцирования по координатам x и y (yy=dvy/dy, xx=dvx/dx) производилось дополнительное сглаживание, что позволило рассчитать удельные (нормированные на один цикл приращения нагрузки) значения продольной компоненты деформации вдоль всей области «шов-ЗТВ-основной ме талл» в разные моменты времени.

xx, 1/цикл Ux, мм ОМ ЗТВ шов шов Основной металл ЗТВ 0,20 1 1E- 0,15 1E- 0,10 4 1E- 0,05 5 1E- 0, x, мм 0 2 4 6 8 10 12 14 x, мм 0 4 8 а б Рисунок 2 - Продольные смещения ux вдоль средней линии x (а) при y=0,9 мм и соответствующая продольная деформация xx(x,, y=0,9мм) (б).

1 – =0,056, 2 – =0,083, 3 – =0,2, 4 – =0,27, 5 – =0,48, 6 – =0, Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов График зависимости максимальных значений деформации max ( ) позволяет выделить границы стадий разрушения (рис.3). В пределах первой стадии 0 0, в результате деформационного упрочнения (мягкое нагружение) деформация уменьшается приблизительно на порядок. Вторая стадия 0,2 0,9 обусловлена процессом формирования усталостной трещины. Третья стадия связана с развитием трещины и разрушением.

max, 1/цикл 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0,0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0, Рисунок 3 - Зависимости максимальной деформации x от циклического отношения На стадии деформационного упрочнения (рис.2,б) в сварном соединении ре гистрируются фронты локализованной пластической деформации (ЛПД). Они име ют колоколообразную форму. Их ширина составляет приблизительно 1,52 мм. С ростом циклической нагрузки эти фронты в результате деформационного упрочне ния перемещаются, а их амплитуды постепенно уменьшаются.

В области шва и в основном металле (ОМ) это пластическое течение с самого начала нагружения имеет вид шейки (рис.1,а), а к концу данной стадии приобре тает сдвиговой характер (рис.1,б). Вторая стадия обусловлена процессом постепен ного накопления повреждений и пластическим течением преимущественно в основ ном металле вблизи одного из захватов. Третья стадия является самой короткой. В области основного металла вблизи одного из захватов в результате активного пла стического течения формируется магистральная трещина.

Процесс накопления повреждений во всей зоне сварного соединения носит скачкообразный во времени характер.

После определения границ стадий деформационного упрочнения возможно построение аналогичных графиков зависимостей uy(y, x=const), и yy(y, x=const) в поперечных сечениях на разных структурных переходах сварного соединения. На рис. 4 кривые 1-3 соответствуют первой стадии, а 4-6 второй (1,4 шов, 2,5 ЗТВ, 3,6 ОМ).

yy, 1/цикл Uy, мм -0, 0, -0, 0,025 4 -0, 0, -0, 0,015 -0, 0,010 -0, 0, -0, 0, y, мм y, мм 0,0 0,4 0,8 1,2 1, 0,0 0,4 0,8 1,2 1, а б Рисунок 4 - Зависимости пространственного распределения поперечных смещений (а) и накопленной деформации yy (б) для первой и второй стадий Видно (рис.4,б), что по сечению образца накопленная поперечная деформа ция имеет неоднородный характер. На второй стадии ее значения в среднем в 4 раза меньше, чем на стадии деформационного упрочнения. В центральной полосе шири ной около (0,40,5) мм деформация приблизительно постоянна и постепенно воз растает в двух других полосах при приближении к краю образца.

В пределах всего процесса нагружения пластическое течение остается наиболее активным в области основного металла;

несколько меньше оно в области шва и ми нимально в ЗТВ.

Выводы Установлено, что в процессе повторно-статической усталости на всем протя жении образца выделяются три стадии разрушения. Деформация материала сварно го соединения стали 10Г2С имеет пространственно неоднородный характер. На пер вой стадии в шве и основном металле поля смещений имеют вид шейки или сдви говой характер, в то время, как в ЗТВ преобладает смешанный характер. На второй стадии скорости смещений и деформации имеют скачкообразный характер. В облас ти шва начинает преобладать сдвиговой характер смещений. Третья стадия самая короткая и связана с развитием трещины.

Список литературы 1. Плешанов В.С., Кибиткин В.В., Напрюшкин А.А., Солодушкин А.И. Изме рение деформации материалов методом корреляции цифровых изображений // Известия Томского политехнического университета. Математика и меха ника. Физика. 2008. Т.312. №2, Приложение, с. 343349.

2. Солодушкин А.И., Кибиткин В.В., Плешанов В.С. Выбор оптимального ал горитма при объединении перекрывающихся изображений поверхности на груженных изделий // Сборник тезисов XVII Международной конференции Физика прочности и пластичности материалов, 2325 июня 2009 г. Са мара: Самарский гос. тех. ун-т, 2009. С. 225.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов НЕУПРУГИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Ti49,2Ni50,8 ПОСЛЕ БОЛЬШОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ А.В.САФРОНОВА, Д.Ю.ЖАПОВА* Томский политехнический университет, * Институт физики прочности и материаловедения СО РАН Сплавы на основе никелида титана, проявляющие эффекты памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичности, широко применяются в разных областях техники и ме дицины. В последние годы активно развиваются исследования структуры, механи ческих свойств ультрамелкозернистых (УМЗ) сплавов на основе никелида титана, полученных разными методами интенсивной пластической деформации (ИПД) [1, 2]. Уменьшение размеров фрагментов зеренно-субзеренной структуры сплавов до субмикрокристаллического (СМК) и наноструктурного масштабов приводит к из менению как механических свойств (в частности, повышаются прочностные харак теристики) [3], так и оказывает влияние на температуры мартенситных превраще ний (МП). Вследствие этого изменяются и неупругие свойства (ЭПФ и сверхэла стичность) сплава, связанные с протеканием МП из кубической высокотемператур ной В2 фазы в ромбоэдрическую R и/или моноклинную В19 фазы и обратных МП мартенситных фаз в В2 фазу.

В работе исследовали влияние предельной деформации, задаваемой в про цессе нагружения образцов в изотермических условиях, на закономерности прояв ления ЭПФ и сверхэластичности в сплаве Ti49,2Ni50,8(ат.%) с исходной крупнозерни стой микроструктурой (размер зерен 20-50 мкм) и в образцах с микроструктурой, полученной в результате многопроходной прокатки при ступенчатом понижении температуры (1023 К, 873 К, 773 К и 723 К) и финального отжига при 723 К в тече ние 1 ч. Суммарная истинная деформация (натуральный логарифм отношения ис ходной и конечной площадей поперечного сечения прокатываемых стержней), на капливаемая в процессе прокатки при 1023-723 К, равна 1.4. По данным оптической металлографии и электронной микроскопии основу микроструктуры прокатанных образцов составляет СМК компонента (размер зерен/субзерен от 100 нм до 1 мкм), а внутри микрополос локализации деформации методом электронной микроскопии наблюдается значительное количество нанозерен размером от 20 до 100 нм. Кроме того, встречаются, хотя и редко, мелкие зерна, размер которых составляет от одного до нескольких микрометров. Таким образом, в результате прокатки по данному температурно-деформационному режиму формируется микроструктура смешанного типа, основу которой составляет УМЗ компонента с редкими включениями мелких зерен.

Сверхэластичность, св., определяли в изотермических (295К) циклах «нагру жение – разгрузка» ( – ). Величина ЭПФ, ЭПФ, равна возврату деформации при нагреве разгруженных образцов через интервал температур МП В19В2. Пласти ческая деформация, rp, принималась равной остаточной деформации после завер шения формовосстановления при нагреве. При охлаждении и нагреве образцы и в крупнозернистом и в УМЗ состояниях испытывают последовательность МП В2RВ19. Температура появления R фазы, ТR, температуры начала и заверше ния МП RВ19, МН и MК, обратного МП В19R, AН и AК, приведены в табли це 1.

Видно, что в целом температурные интервалы МП при охлаждении и нагреве образцов в УМЗ состоянии смещены в область более высоких температур, чем при крупнозернистой структуре. При температуре испытаний образцы находились в ста дии формирования R мартенсита. Зависимости « – » типичны для двойных спла вов на основе TiNi и включают квазиупругую стадию, площадку псевдотекучести, связанную с деформационными МП В2RВ19, переходящую в стадию дефор мационного упрочнения с последующим пластическим течением.

Таблица 1- Температуры мартенситных превращений Температуры МП TR, K MН, K MК, K AН, K AН, K AК, K Состояние сплава Крупнозернистое 305 268 248 266 289 Ультрамелкозернистое 316 281 253 288 292 На рис. 1 представлены систематизированные данные об изменении св., ЭПФ, общей величины неупругой деформации ( = св.

+ЭПФ) и rp при последователь НУ ном увеличении максимальной деформации, достигаемой в цикле при нагружении, max. В крупнозернистых образцах при max10% величина эффекта сверхэластично сти в 2-3 раза превосходит ЭПФ (рис. 1, а). В интервале max от ~10% до ~19% возни кает пластическая деформация rp, не превосходящая 1-2%. Одновременно наблюда ется уменьшение св. и резкий прирост ЭПФ, а становится меньше max, но в це НУ лом суммарная неупругая деформация возрастает вплоть до max27%. При max12% ЭПФсв., но при этом как эффект сверхэластичности, так и ЭПФ достига ют максимальной величины при последующем увеличении max до 30%, а затем на чинается их уменьшение. Аналогичная зависимость наблюдается для (max). Ин НУ тенсивное накопление rp происходит на стадии повторного прироста св. и сопрово ждается уменьшением ЭПФ. Это обусловлено, по-видимому, развитием деформаци онного упрочнения сплава и, соответственно, уменьшением объемной доли мартен ситной фазы В19, стабильной при 295К в разгруженном состоянии образцов и от вечающей за проявление ЭПФ при их нагреве. Из рис. 1,а видно, что наблюдается линейное накопление rp при увеличении max более ~20%, но при этом rp всегда меньше max, учитывая, что образцы исследуемого сплава в крупнозернистом со стоянии разрушались при 6080% деформации кручением. Таким образом, на всех этапах деформирования и разгрузки при 295К крупнозернистых образцов Ti49,2Ni50,8(ат.%) важную роль играет фазовая пластичность, связанная с реализацией МП.

Образцы сплава с УМЗ микроструктурой проявляют неупругие свойства ана логичным образом, рис. 1,б. Отличие наблюдается только в области деформации max15%. В образцах с УМЗ микроструктурой на всех этапах деформирования св.ЭПФ. При max20% вид зависимостей св., ЭПФ и качественно подобен:

НУ вблизи max порядка 30% достигается максимальные их значения, а при дальнейшем увеличении max наблюдается тенденция к уменьшению величины эффектов сверх эластичности и памяти формы. При этом примерно до max=14% max (компо НУ нента дислокационной текучести, rp, мала и составляет менее 1%). Величины НУ Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов для образцов с крупнозернистой и УМЗ микроструктурой отличаются незначитель но практически для всех заданных значений max (до ~58%).

Из сопоставления зависимостей rp(max), приведенных на рис. 1, следует, что как в крупнозернистом, так и в УМЗ образцах интенсивное накопление пластиче ской деформации наблюдается при max более 19%. Но при этом необходимо отме тить, что в целом на всех этапах деформирования rp в образцах с УМЗ микрострук турой на ~1,5% превышает rp в крупнозернистых образцах.

Таким образом, обнаружено, что при переходе от крупнозернистой к УМЗ микроструктуре образцов сплава Ti49,2Ni50,8(ат.%) последовательность МП не меня ется, но интервалы МП при охлаждении и нагреве в УМЗ образцах смещены в об ласть более высоких температур.

Рисунок 1 – Влияние предельной величины деформации max, накапливаемой при нагружении образцов в изотермических циклах « –», на сверхэла стичность, св., эффект памяти формы, ЭПФ, суммарную неупругую де формацию =ЭПФ + св., и пластическую деформацию rp. Сплав НУ Ti49,2Ni50,8(ат.%) с крупнозернистой (а) и ультрамелкозернистой (б) мик роструктурой Установлено, что независимо от размера зерна в образцах сплава Ti49,2Ni50,8(ат.%) интенсивный прирост дислокационной пластичности образцов, rp, начинается при max более 19%, а суммарная неупругая деформация, накапливаемая и возвращаемая в изотермических циклах «нагружение – разгрузка» и при после дующем нагреве разгруженных образцов, достигает ~18%.

Список литературы 1. Лотков А.И., Гришков В.Н., Дударев Е.Ф., Гирсова Н.В., Табаченко А.Н.

Формирование ультрамелкозернистых состояний, мартенситные превраще ния и неупругие свойства никелида титана после abc-прессования // Вопросы материаловедения. 2008. №1(53). С. 161-165.

2. Лотков А.И., Гришков В.Н., Копылов В.И., Батурин А.А., Гирсова Н.В. Влия ние интенсивной пластической деформации Ti50Ni47,3Fe2,7 на мартенситные превращения и эффект памяти формы // Перспективные материалы. 2007.

Спецвыпуск. Т.2. С.396-398.

3. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные материалы. – М.:

ИКЦ «Академкнига», 2007.- 398 с.

ИССЛЕДОВАНИЕ ПОВЕРХНОСТНОЙ ДЕФОРМАЦИОННОЙ СТРУКТУРЫ МОНОКРИСТАЛЛОВ АЛЮМИНИЯ И МЕДИ ПРИ НЕСВОБОДНОМ ЦИКЛИЧЕСКОМ РАСТЯЖЕНИИ А.Д.ГУНЬКО, П.В.КУЗНЕЦОВ Томский Политехнический университет, Институт Физики Прочности и Материаловедения Введение Исследования кривых отклика «циклическое напряжение- деформация» и деформационных субструктур, образующихся в процессе испытания чистых ГЦК металлов, направлены на выяснение природы процессов локализации деформации и механизмов зарождения разрушения и представляют научный и практический инте рес [1]. Наиболее изученными среди простых ГЦК металлов являются медь, никель и алюминий При исследовании циклической деформации кристаллов меди и алюминия обнаружено много общих закономерностей. К ним относятся, например, хорошо выраженная последовательность стадий «первичное циклическое упрочнение - ра зупрочнение – вторичное циклическое упрочнение» на кривой «циклическое напря жение- число циклов», которые наблюдаются в экспериментах с контролируемой амплитудой пластической деформации при комнатной температуре [2,3]. Эта ста дийность особенно хорошо выражена при нагружении образцов в условиях вакуума [2].

Вместе с тем, при циклической деформации монокристаллов алюминия и ме ди наблюдаются отличия, которые, в частности, связаны с характером деформаци онных субструктур, образующихся на поверхности. Для монокристаллов меди на блюдается образование устойчивых полос скольжении (УПС), которые пересекают весь монокристалл, в то время как в монокристаллах алюминии УПС не пересекают весь монокристалл, а группируются в макрополосы [2,3]. При циклической дефор мации монокристаллов алюминия с ориентацией {100}001 согласно [2], УПС на поверхности образцов не наблюдаются. Вместо УПС на некоторых гранях монокри сталла Al {100} обнаружена специфическая структура, названная авторами [2] тви довой.

Твидовая структура на поверхности кристаллов алюминия, представляет со бой систему шаровидных выступов, образующих упорядоченную квадратную ре шетку со сторонами, ориентированными под углом ~45 к направлению действую щей силы [4]. Твидовую структуру наблюдали также на фольгах поликристалла алюминия, наклеенных на образцы алюминиевого сплава при циклической дефор мации последних при 77 К [5] и комнатной температуре [6]. Период твидовой структуры (d), наблюдавшейся при температуре 77 К в работе [5], составляет d~1. мкм. Период твидовой структуры, наблюдавшейся при комнатной температуре в Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов работах [2,4,6] составляет d~ (2.5 2.9) мкм и, согласно [2], не зависит от числа цик лов нагружения и амплитуды пластической деформации.

В работе [4] показано, что образование твидовой структуры может быть свя зано с нестабильностью Гринфельда на поверхности кристаллов алюминия при на пряжении выше предела текучести. В настоящей работе исследовали возможность образования твидовой структуры на фольгах монокристалла меди кубической ори ентации.

Образцы и методика исследования В качестве объектов исследования были выбраны фольга монокристалла ме ди кубической ориентации и фольга монокристалла алюминия с ориентацией (100) 012. Фольги меди были вырезаны из цилиндрического монокристалла диаметром ~30 мм, который был выращен с помощью метода Бриджмена в вертикальной печи с использованием затравки требуемой ориентации. Монокристаллы выращивали из меди высокой чистоты (99,995% вес.Cu). Фольги алюминия были вырезаны из мо нокристалла диаметром ~15 мм, выращенном с помощью метода Бриджмена в вер тикальной печи с использованием затравки требуемой ориентации. Выращенные монокристаллы электроэрозионным методом разрезали на пластины толщиной 0,4– 0,5 мм, длиной 20 и шириной 10 мм. Ориентацию пластин при их изготовлении на ходили рентгенографически в НПО «Полюс», и резку осуществляли на электроэро зионной установке. Пластинки шлифовали на тонкой шкурке и затем подвергали электролитической полировке в следующих электролитах а) Cu – H3PO4 +5%HF б) Al – H3PO4-75мл, H2SO4-74мл, CrO3-16г, H2O-56мл. Электрополировку проводили до удаления деформированного в процессе резки слоя и утонения пластинок до толщины 200 мкм и получения зеркальной рабочей поверхности. С целью выясне ния возможного влияния окисной пленки на образование твидовой структуры одну фольгу монокристалла меди окисляли на воздухе путем выдержки при температуре 240 °С в течение 10 минут. При таких условиях на поверхности меди образуется тонкая пленка окиси меди Cu2O.

Фольги монокристалла алюминия и меди наклеивали с помощью специаль ного клея на образцы алюминиевого сплава Д16, изготовленные в виде пластин раз мером 16х20х3 мм. Образцы с наклеенными фольгами испытывали на малоцикло вую усталость на испытательной машине Schenck Sinus 100.40 при следующих па раметрах: частота f=1 Гц, max=200 МПа, min=0,1max, mean=(max - min)/2. После набора 7000 циклов образцы извлекали из испытательной машины и исследовали поверхность фольг с помощью оптического (Axiovert 25 CA).

Результаты Анализ литературных данных показал, 50 мкм что на фольге меди при циклической деформа Рисунок 1 - Изображения мор ции может наблюдаться структура, похожая на фологии усталостно твидовую [8]. В этой работе исследовали разрушенной медной пленки в медные пленки толщиной около 200 нм которые просвечивающем электронном были получены путем распыления на подложку микроскопе [8] Si/SiO2/SiNx и последующего отрыва. Образцы затем отжигали при 400 ° C в ва кууме в течение 15 часов. Средний размер зерна 1,18 ± 0,48 мкм. Циклическое де формирование пленок меди осуществляли путем пропускания через них переменно го электрического тока частотой 100Гц, который приводил к Джоулеву нагреву с амплитудой изменения температуры около 190 °C. Наблюдения проводили с ис пользованием электронного микроскопа JEOL 2000 FX ускоряющего напряжения 200 кВ.

Морфология усталостно разрушенной медной пленки показана на рисунке 1.

Хорошо видимые поверхностные экструзии, напоминающие твидовую струк туру, наблюдаются на широкой (100) боковой грани зерен. Как отмечают авторы [8] эти экструзии были более плавными и более регулярно распределенными в про странстве, чем экструзии, обнаруженные при чисто механическом циклировании медных пленок.

Это дает основания предполагать, что на фольгах монокристалла меди куби ческой ориентации при циклическом растяжении возможно образование твидовой структуры.

Видно, что на фольгах монокристалла меди без и после термической обра ботки с целью создания окисной пленки в исходном состоянии не наблюдается сле дов признаков деформационного рельефа. После циклического растяжения на фоль ге монокристалла меди без термообработки наблюдаются высокая плотность хоро шо выраженных следов скольжения по двум сопряженным плоскостям {111}, кото рые при пересечении с плоскостью наблюдения (100) образуют систему линий, пе ресекающуюся под углом около 45°.

На рисунках 2,3 показаны поверхности фольги монокристалла меди в исход ном состоянии и после циклического растяжения до N~7000 циклов.

50 мкм 50 мкм 50 мкм а) б) в) Рисунок 2- Фольги монокристалла меди с ориентацией (100)001 без а) и после термообработки: б)220С в течении 10 минут;

в) 320С в течении 3 минут На фольге монокристалла меди после термического отжига при температуре ~220° наблюдаются редкие следы скольжения, также пересекающиеся под углом около 45°. И наконец на поверхности фольги отожженной при температуре ~320° следы скольжения не наблюдаются.

Полученные результаты объясняются тем, что основным механизмом пла стической деформации фольги монокристалла меди без термообработки является дислокационное скольжение по плоскостям {111} в наплавлении 110 имеющим максимальный фактор Шмида. Это приводит к активизации соответсвующих систем Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов скольжения. Выход дислокаций скользящих в плоскости {111} на поверхность на блюдения(100)приводитк образованию линий скольжения пересекающихся под уг лом 45°. Значительно меньшая плотность линий скольжений на поверхности образ ца термообработанного при 220°С и полное отсутствие линий на образце термооб работанном при 320°С вероятно связано с влиянием окисной пленки.

Известно [8] что при наличии на поверхности твердого тела слоя материала с иным, чем в объеме тела, модулем упругости на дислокацию будет действовать сила притяжения к поверхности и близкодействующая сила отталкивания. В результате дислокация может не выходить на поверхность, а оставаться на некоторой глубине.

Кроме влияния разности модуля упругости (модульный эффект) выход дислокаций на поверхность зависит от прочности пленки (прочностной эффект). Поэтому полу ченные нами результаты показывают, что на фольге монокристалла меди отожжен ного при температуре 320°С, вероятно, образовалась более толстая окисная пленка, чем на фольге, отожженной при 220°С, которая препятствует выходу дислокаций на поверхность и образованию следов скольжения.

50 мкм 50 мкм 50 мкм а) б) в) Рисунок 3- Фольги монокристалла меди с ориентацией (100)001 после циклического растяжения до N~10000: а) без термообработки;

после термообработки при: б) 220С;

в)320 С В результате дислокация может не выходить на поверхность, а оставаться на некоторой глубине. Кроме влияния разности модуля упругости (модульный эффект) выход дислокаций на поверхность зависит от прочности пленки (прочностной эф фект). Поэтому полученные нами результаты показывают, что на фольге монокри сталла меди отожженного при температуре 320°С, вероятно, образовалась более толстая окисная пленка, чем на фольге, отожженной при 220°С, которая препятству ет выходу дислокаций на поверхность и образованию следов скольжения.

Таким образом, проведенное исследование показало, что при циклическом растяжении фольг монокристалла меди кубической ориентации, наклеенных на пло ские образца высокопрочного сплава алюминия, твидовая структура не образуется.

Вероятно, для образования твидовой структуры в меди, необходимо проводить цик лическую деформацию при повышенной температуре, при которой поперечное скольжение становится более вероятным. Высказанное предположение хорошо со гласуется с результатами работы [7], в которой наблюдали поверхностную структу ру, похожую на твидовую, при термическом циклировании при повышенной темпе ратуре.

Список литературы 1. Иванова В.С., Терентьев В.Ф. Природа усталости металлов. М., «Металлур гия», 1975- 456 с.

Videm M., Ryum N. Cyclic deformation of [001] aluminium single crystals // Ma 2.

terials science and Engineering. –1996. – №219. – P.1-10.

Lepisto T.K., Kuokkalo V.T., Kettunen P.O. Dislocation arrangements in cycli 3.

cally deformed copper single crystals// Mater. Sci. Eng. – 1986- V. 81.- P. 457 475.

Кузнецов П.В., Панин В.Е., Петракова И.В. О роли нестабильности Грин 4.

фельда при формировании твидовой структуры на поверхности кристалла алюминия при циклическом растяжении //Физ. мезомех. – 2010. – Т.13. – №1.

– С. 11- Charsley P., Harris L.J. Condensed dislocation structures in polycrystalline alumin 5.

ium fatigued at 77K.// Scripta Met. – 1987. – V.21 – P.341-344.

Кузнецов П.В., Панин В.Е., Деревягина Л.С., Петракова И.В. Образование 6.

кордовой и твидовой структуры на фольгах поликристаллов высокочистого алюминия жестко закрепленных на образцах алюминиевого сплава при уста лостных испытаниях. // Физ. мезомеханика. – 2006. – Т.9. – Спец.выпуск. – С.

75–78.

G. P. Zhang,*, R. Moenig, Y. B. Park and C. A. Volkert. Thermal Fatigue Failure 7.

Analysis of Copper Interconnects under Alternating Currents/ 6th International Conference on Electronic Packaging Technology. P.1- Алехин В.П. Физика рочности и пластичности поверхностных слоев мате 8.

риалов. – М.: Наука, 1983. – 280 с.

ВЛИЯНИЕ УЛЬТРАМЕЛКОЗЕРНИСТОЙ МИКРОСТРУКТУРЫ, ПОЛУЧЕННОЙ РКУ ПРЕССОВАНИЕМ НА ОДНОРОДНОСТЬ СВОЙСТВ СПЛАВА НА ОСНОВЕ НИКЕЛИДА ТИТАНА Р. О. ЧЕРНОВ1, А.В. ГАВРИЛЮК1, А.А. БАТУРИН Томский политехнический университет, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН Материалы, назначение и применение которых в основном определяется их особыми уникальным физико-химическими характеристиками- это так называемые функциональные материалы. Примером функциональных материалов является группа сплавов с термоупругими мартенситными превращениями (МП), эффектом памяти формы и обладающих сверхпластичностью. Сплавы на основе TiNi в этой группе имеют важное практическое значение, а так же выделяются комплексом важных характеристик: высокие прочностные и пластические свойства, эффект тер момеханической памяти (памяти формы, однократной и обратимой), термомехани ческой и термоциклической долговечностью, коррозионной стойкостью, относи тельной простотой химического состава. Эти качества делают их незаменимыми и обуславливают в настоящее время их широкое использование в качестве функцио нальных материалов нового поколения. Поэтому ведутся систематические исследо вания различных свойств сплавов на основе TiNi.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов Физические и механические свойства металлических материалов определя ются структурно-фазовым состоянием (кристаллической структурой, размером зер на), концентрацией и типом дефектов в них. Известно, что в ультрамелкозернистых (УМЗ) структурах при размере зерна менее 1 мкм заметно возрастают пределы те кучести и прочности сплавов при достаточно высокой их пластичности, в том числе и в сплавах на основе никелида титана (TiNi). В настоящее время известно несколь ко способов получения УМЗ структур в массивных образцах TiNi, например, равно канальное угловое прессование (РКУП), всесторонняя ковка, деформирование кру чением под высоким давлением и интенсивная деформация прокаткой. Материалы, полученные этими методами могут иметь неоднородную микроструктуру, что мо жет влиять на их свойства.

В настоящей работе поставлена задача исследования кинетики накопления общей дефектности после РКУП [1], а также термической стабильности состояния полученного после РКУП, а также проверка однородности полученной структуры после РКУП.

Объект исследований в данной работе служил тройной сплав на основе TiNi, в составе которого присутствует 2.7 ат.% Fe вместо Ni: Ti50Ni47.3Fe2.7 (ат.%). РКУ прессование проведено в Физико-техническом институте НАН Беларуси, темпера тура прессования составляла 723К, так как при более низких температурах сплав не обладает необходимой пластичностью. Скорость деформирования 1с-1. Из круглых стержней диаметром 25 мм и длиной 140 мм был прокован пруток при температуре 1073-1273К на квадрат 16х16 мм2;

далее был произведен отжиг при 773К в течении 3 часов. После этого образцы фрезеровали в квадрат14х14 мм2 и подвергали РКУ деформации с числом циклов N от одного до четырёх. Истинная деформация при накопленной интенсивности сдвиговых деформаций за N проходов РКУ прессова ния для предельно достигнутого числа проходов N = 4 составила е = 2,1. На рисун ке 1 показана принципиальная схема РКУП. В данной работе угол между каналами составлял 90 градусов.

Образцы для электронной микроскопии изготавливались в виде фольг. Фоль ги готовили из пластин толщиной 0,4мм, вырезанных из заготовок электроискровым методом. Затем механической шлифовкой удаляли повреждённые при вырезке по верхностные слои (до толщины 0,20мм) и последующей электрохимической поли ровкой при 273К получали фольги для исследований.

Рисунок 1 - Принципиальная схема равноканально- углового прессования Исследования механических свойств материала проводили методами микро индентирования на микротвердомере Microhardness Tester MD 8 (Affri, Италия). Из мерение микротвёрдости проводили не менее чем по пяти отпечаткам. Нагрузка на индентор составляла 200г. Время выдержки под нагрузкой составляло 10 с.

Оптическая металлография показала, что средний размер исходных зёрен состав ляет 30-40 мкм. После РКУ- прессования зёренная структура данным методом не выявляется, однако наблюдается характерный полосовой рельеф на поверхности материала.

Электронно-микроскопические исследования показали, что при увеличении чис ла проходов при РКУ- прессовании наблюдается последовательное уменьшение фрагментов зеренно- субзеренной структуры в образцах, но на всех циклах РКУП наблюдается неоднородное микроструктурное состояние образцов. Установлено, что при увеличении числа проходов РКУ-прессования происходит переход от круп нозернистой микроструктуры до микроструктуры смешанного типа: на основе суб микрокристаллической (СМК) фракции с незначительным присутствием мелкозер нистой и наноструктурной фракции после одного прохода прессования до ультра мелкозернистой структуры на основе СМК и нанофракции (размер нанозёрен 20- нм, доля нанофракции 25-30%) после 3-х проходов прессования.

Вначале был изучен образец, вырезанный из исходного слитка сплава попе рек продольной оси прессования. Исследования микротвёрдости показали, что в ис ходном образце изучаемого сплава не наблюдается в пределах разброса экспери мента каких либо изменений микротвёрдости, рисунок 1. Это говорит об однород ности исходной микроструктуры и свойств образца. Средняя величина микротвер дости в исходном образце составляет 2 ГПа, что хорошо соответствует известным данным для отожженных образцов никелида титана в В2 фазе.

Затем был исследован образец, вырезанный из слитка, прошедшего два про хода РКУ прессования аналогичным образом. Предполагалось, что неоднородность деформации скажется на неоднородном распределении микротвёрдости. Такое мо жет произойти, если деформация происходит не чистым сдвигом из-за процессов трения о стенки канала пресс-формы, а также из-за возможного упрочнения мате риала в процессе РКУ прессования.

Оказалось, что распределение микротвёрдости по сечению образца, располо женному перпендикулярно оси прессования, является достаточно неоднородным, рисунок 2. Минимальная величина микротвёрдости наблюдается возле внешнего угла канала, а максимальная возле внутреннего. Изменение микротвердости дости гает 25 %. Максимальная величина микротвёрдости после двух проходов РКУ прес сования оказалась равной 4,1 ГПа, что в два раза превышает исходное значение.

Рисунок 2- Распределение микро твёрдости в образце, вырезанном перпендикулярно оси исходной заго товки сплава Ti50Ni47.3Fe2.7, квадрат ные точки, и в образце, подвергнуто му одному проходу РКУ прессования Аналогичный цикл исследований был выполнен для образцов, вырезанных перпендикулярно оси канала, после трех проходов РКУ прессования. Также как и в Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов предыдущем случае наблюдается неоднородность изменения микротвердости по сечению образца. Однако изменение величины микротвердости происходит в мень шей степени, чем при двух проходах РКУ прессования.

Рисунок 3- Распределение микротвёр дости в образце, вырезанном перпенди кулярно оси исходной заготовки сплава Ti50Ni47.3Fe2.7, подвергнутому трем проходам РКУ прессования Неоднородность микроструктуры, которая вызывает изменение микротвёр дости, может сказаться на неоднородности температуры проявления эффекта памя ти формы, в основе которого лежит термоупругое мартенситное превращение (МП).

Для того, чтобы проверить это из разных частей заготовки после РКУП были выре заны проволочные образцы и на них исследовалась температурная зависимость электросопротивления по которой определялись характеристические температуры МП. На рисунке 5 приведены (т) после первого прохода РКУП, для образцов из разных частей заготовки. При охлаждении ниже ТR наблюдается резкий рост элек Рисунок 4 - Температурная зависимость электросопротивления Ti50Ni47.3Fe2.7, подвергнутому двум проходам РКУ прессования тросопротивления, характерный для МП В2R, ниже МН наблюдается его резкое понижение, типичное для МП RВ19. Видно, что кривые практически идентичны, что говорит о высокой однородности по объему полученного состояния. Температу ры МП практически не различаются в разных частях заготовки, только немного из меняется полнота превращения.

Таким образом, РКУ прессование приводит к сильному измельчению исход ной структуры, что вызывает существенное возрастание микротвёрдости. Наблю даемое неоднородное распределение микротвёрдости практически не сказывается на температурах МП.

Список литературы 1. Сегал В.М., Резников В.И., Копылов В.И. и др. Процессы пластического структурообразования металлов. Минск: Наука и техника, 1994. - 232 с.

2. Прокофьев Е.А. Структура и свойства ультрамелкозернистых сплавов Ti-Ni, полученных интенсивной пластической деформацией. Автореф. дис. … канд.

техн. наук. – Уфа: ИФПМ при УГАТУ, 2006.

3. Тихонов А.С., Герасимов А.П., Прохорова И.И. Применение эффекта памяти формы в современном машиностроении. – М: Машиностроение,1981– 80с.

ИЗУЧЕНИЕ ОРЕНТАЦИОННОЙ ЗАВИСИМОСТИ КРИТИЧЕСКИХ СКАЛЫВАЮЩИХ НАПРЯЖЕНИЙ, СТАДИЙНОСТИ ПЛАСТИЧЕСКОГО ТЕЧЕНИЯ И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ МОНОКРИСТАЛОВ СТАЛИ ГАДФИЛЬДА ПРИ ОДНООСНОМ СЖАТИИ Е.В. МЕЛЬНИКОВ1,2, Г.Г. ЗАХАРОВА2, Е.Г. АСТАФУРОВА Томский политехнический университет, Россия, г. Томск, пр. Ленина, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, 634021, Россия, г. Томск, пр. Академический, 2/4, +7(3822) E-mail: astafe@ispms.tsc.ru Разработанная в конце 19 века Робертом Гадфильдом сталь нашла широкое применение в промышленности: угольной, нефтяной, горной и др. Это обусловлено такими её уникальными свойствами, как высокая износоустойчивость при трении с давлением и ударами, высокая вязкость и пластичность, склонность к упрочнению при деформации. В закалённом состоянии сталь характеризуется низкой энергией дефекта упаковки ду = 0,023 Дж м 2, склонностью к деформации двойникованием в широком интервале температур, высокой скоростью упрочнения [1-3]. Чаще всего изучают свойства поликристаллов стали Гадфильда, работ с монокристаллами мало, хотя они позволяют в чистом виде исследовать анизотропию механических свойств и механизмов деформации стали Гадфильда.

В данной работе представлены экспериментальные данные по исследованию ориентационной зависимости стадийности пластического течения, механизма де формации и эволюции следов деформации на поверхности образцов при одноосном сжатии 113, 111, 1510, 144 123 монокристаллов аустенитной стали Гадфильда Fe-13Mn-(1.0-1.3)C (мас. %).

Механические свойства при сжатии изучали на электромеханической уста новке INSTRON 3369 при комнатной температуре ( = 4 10 4 сек 1 ). Образцы для & механических испытаний вырезали в форме параллелепипедов с размерами 3*3* мм3. После механической шлифовки образцы электролитически полировали в рас творе 25 мл Cr2O3 + 210 мл H3PO4. Металлографические наблюдения проводили с использованием оптического микроскопа OLYMPUS GX71. Дислокационную структуру деформированных до нужной степени образцов исследовали на элек тронном микроскопе Philips CM 30 при ускоряющем напряжении 300кВ. Для выяв ления двойников использовали стандартную методику темнопольного анализа элек тронно-микроскопических картин в рефлексах двойников [4] и опыты с переполи ровкой и травлением поверхности деформированных кристаллов.

В 113, 111, 1510, 144 123 монокристаллах аустенитной стали Гадфильда, была установлена ориентационная зависимость критических скалываю Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов щих напряжений кр = m 0.2 [5] и механизма деформации при сжатии. В ориента циях 144, 1510 кр имеют наименьшие значения, а в 111 наибольшие (таб.

1). Такая ориентационная зависимость кр не свойственна деформации ГЦК метал лов (например, Cu, Al) и сплавов замещения, в которых обычно выполняется закон Боаса-Шмида и кр не зависят от ориентации монокристалла.

Таблица 1 – Механические свойства монокристаллов стали Гадфильда при сжатии 111 113 144 1510 m 0.27 0.45 0.42 0.49 0. 0, 2, МПа 520 300 300 250 кр, МПа 140 135 126 122.5 1, МПа 800 1400 880 1050 2, МПа 1650 2240 2400 770, МПа 350 390 310 400 пл 0.25 0.25 0.25 0.45 0. общ. 1400 1560 2030 890 Ориентационная зависимость кр и механизма деформации при сжатии моно кристаллов стали Гадфильда связана с воздействием поля внешних напряжений на величину расщепления дислокаций и механизм деформации [6,7]. Так, что в ориентации, где с предела текучести развивается скольжение и двигаются полные дислокации a 2 110 критические скалывающие напряжения имеют большие зна чения, чем в ориентациях 144, 1510, 113, 123 где действует деформация двойникованием, которая осуществляется движением частичных дислокаций Шок ли a 6 211 с меньшим вектором Бюргерса.

На первом участке пластическое течение в 144, 113, ( 2.5% 15 % ) и в 1510 монокристаллах ( 2% 20 % ) стали Гадфильда реа лизуется с низкими коэффициентами деформационного упрочнения ( = d d ) по сравнению с упрочнением на второй стадии (таб.1). Независимо от стадии пласти ческого течения, деформация проходит однородно по всему объему образца и свя зана с развитием механического двойникования.

На первой стадии деформирования 111 монокристаллов стали Гадфильда ( 2.5% 15 % ) пластическое течение также проходит с низким коэффициентом деформационного упрочнения (таб. 1), на кривой течения наблюдаются срывы на грузки (рис. 1). Металлографические и электронно-микроскопические исследования показали, что с предела текучести развивается скольжение в нескольких системах одновременно (рис. 2 а). Данной стадии упрочнения соответствует образование по лос локализованной деформации. Такие полосы делят весь объем кристалла на де формированные и недеформированные области (рис. 1). Опыты с переполировкой и травлением поверхности образца (рис. 2 б) подтвердили тот факт, что полосы не имеют четкой кристаллографической ориентации и, следовательно, являются мак роскопическими полосами локализованной деформации. При последующем дефор мировании ( 15 % ) пластическое течение становится устойчивым и происходит во всем объеме материала, кривая течения не имеет срывов, характеризуется боль шим коэффициентом деформационного упрочнения по сравнению со стадией обра зования полос сдвига (рис. 1, таб. 1).

Основываясь на полученных экспериментальных данных, можно предполо жить следующий механизм образования полос локализованного пластического те чения. Так как в ориентации 111 монокристаллов стали Гадфильда изначально факторы Шмида для шести систем скольжения имеют одинаковые значения, Рисунок 1 - Кривая течения и металлографические картины поверхности деформированного 111 монокристалла стали Гадфильда при одноос ном сжатии: = 3% (а);

= 6% (б);

= 15% (в) то множественное скольжение начинается с самого начала пластической деформа ции. При взаимодействии дислокаций скольжения по некомпланарным плоскостям {111} возникают сидячие дислокации Ломера-Коттрела. Скопление таких барьеров (из дислокаций Ломера-Коттрела) вдоль линии пересечения систем скольжения приводит к формированию границы локализованной области, которая не является следом плоскости типа {111} – плоскости скольжения и двойникования в ГЦК кри сталлах (рисунок 2 а, б) [8, 9], что подтверждают рентгенографические исследова ния и двухследовой анализ.

Рисунок 2 - Структура стали Гадфильда при сжатии = 5%. а - граница макропо лосы и линии скольжения, б - изображение после переполировки и травления, в-е электронно-микроскопические изображения: в - дислокации скольжения в струк туре, г, д - светлопольное и темнопольное изображения двойников, е - микроди фракционная картина к г, д.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов Полосы не имеют четкой границы, состоят из сегментов, которые существенно ра зориентированы друг относительно друга. С ростом степени деформации растет на пряжение ( ), а угол разориентировки между деформированной и недеформиро ванной частями образца достигает 3-4. Решетка внутри локализованной полосы по ворачивается относительно окружающей матрицы таким образом, что фактор Шми да действующей системы скольжения непрерывно растет, вызывая эффект геомет рического разупрочнения в ней. Пластическая деформация сосредоточена в полосах и происходит как скольжением, так и двойникованием (рис. 2 в-е). Двойникование вызывает дополнительное упрочнение, и после спада, обусловленного зарождением полосы, напряжение течения растет до тех пор, пока опять не произойдет срыв на грузки, соответствующий образованию новой полосы.

На второй стадии ( 15% ) деформация 111 монокристаллов проходит во всем объеме кристалла. Двойникование наблюдается как внутри, так и вне полос локализованной деформации.

Таким образом, с использованием 113, 123, 1510, 144, 111 моно кристаллов стали Гадфильда экспериментально показано:

1. При сжатии монокристаллов стали Гадфильда наблюдается ориентацион ная зависимость критических скалывающих напряжений и механизма деформации.

Ориентационная зависимость механизма деформации и предела текучести обуслов лена ориентационной зависимостью воздействия поля внешних напряжений на рас щепление дислокаций в ГЦК структуре.

2. В ориентации 111 деформация происходит за счет образования и разви тия полос локализованной деформации, а в 113, 123, 1510, 144 деформа ция с предела текучести по всему объёму развивается однородно.

3. Ориентационная зависимость локализации деформации связана с ориента ционной зависимостью механизма деформации. Множественное скольжение с пре дела текучести способствует образования полос локализованной деформации, а ме ханическое двойникование подавляет их развитие.

Список литературы 1. Штремель М.А. Прочность сплавов. – М.: МИСИС, 1997. – Ч.1, 2. 527 c.

2. Dastur Y.N., Leslie W.C. Mechanism of work hardening Hadfield manganese steel // Met. Tans. A. – 1981. – V.12A. – pp.749759.

3. Raghavan K.S., Sastri A.S., Marcinkowski M.J. Nature of work-hardening behav ior in Hadfield manganese steel // Trans. of the Met. Society of AIME. – 1969. – V.245. – pp.1569–1575.

4. Бушнев Л.С., Колобов Ю.Р., Мышляев М.М. Основы электронной микроско пии. Томск: Изд-во Том. ун-та, 1989. 218 с.

5. Бернер Р., Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов. М.:

МИР, 1969. 272 с.

6. Byun T.S. On the stress dependence of partial dislocation separation and deforma tion microstructure in austenitic stainless steel // Acta mater. – 2003. – V.51. – pp.

30633071.

7. Copley S.M., Kear B.H. The dependence of the width of a dissociated dislocation on dislocation velocity // Acta Met. – 1968. – V.16. – No.2. – p.231-237.

8. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. М.: МИР, 1972. 408 с.

9. Chang Y.W., Asaro R.J. // An experimental study of shear localization in alumi num-copper single crystals // Acta. Met. – 1981. – V.29. – pp.241–257.

ОБ ОСОБЕННОСТЯХ КАРТИН ЛОКАЛИЗАЦИИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА ПЛОЩАДКЕ ТЕКУЧЕСТИ В МОНОКРИСТАЛЛАХ СТАЛИ ГАДФИЛЬДА М.О. ЗАКАМАЛДИНА 1, С.А. БАРАННИКОВА Томский политехнический университет Институт физики прочности и материаловедении СО РАН Исследование закономерностей и особенностей пластической деформации невозможно без экспериментов, проводимых на монокристаллических объектах, по скольку в этом случае можно наиболее точно представить основные элементы кри сталлографии элементов скольжения или двойникования, выделить стадии процесса и связать их с распределением и движением дислокаций [1].

В работе исследовалась пластическая деформация растяжением монокри сталлов Fe-12 мас. % Mn- 0.93 мас. % С (сталь Гадфильда), выращенных методом Бриджмена. Образцы с размерами рабочей части 2851.5 мм гомогенизировались в аргоне при 1373 K, а затем закаливались в воде после выдержки 1 час от той же температуры. Ось растяжения монокристаллических образцов имела ориентацию [ 3 77], направление растяжения совпадало с осью x. Для исследования картин лока лизации пластической деформации использовалась методика двухэкспозиционной спекл-фотографии [2] при растяжении образцов на испытательной машине «Instron 1185» со скоростью 1.210-4 с-1 при 300 K. Следы двойникования в деформирован ных образцах анализировались на металлографическом микроскопе «Neophot-21». В монокристаллах стали Гадфильда, ориентированных вдоль направлений [ 3 77], благо приятное сочетание низкой энергии дефекта упаковки (~0.023 Дж/м2) и высокого уровня деформирующих напряжений, достигаемых за счет твердорастворного уп рочнения углеродом, приводит к развитию двойникования, уже начиная с предела текучести [3]. При растяжении таких образцов на деформационной кривой наблю даются зуб и площадка текучести протяженностью ~ 0.3 и далее стадия линейного упрочнения вплоть до разрушения, которое реализуется при общей деформации tot ~0.45. Существование зуба и площадки текучести обусловлены зарождением и распространением по кристаллу полосы Людерса, состоящей из двойников дефор мации в первичной системе двойникования [ 211](111) с максимальным фактором Шмида m1 = 0,5. Металлографический анализ следов двойникования на рабочей по верхности таких образцов на стадии I (площадке текучести) показал, что они наклоне ны к оси образца под углом = 35°.


Картина распределений локальных удлинений xx на стадии I представляет со бой одиночную зону локализованной деформации [4], которая наклонена к продольной оси образца под углом = 40 ± 5°. Это обусловлено действием первичной системы двойникования [ 211](111), следы от которой, как указано выше, наклонены к оси [ 3 77] под углом = 35°. Анализ распределений зон локализованной деформации xx по казал, что на протяжении всей площадки текучести перемещается одиночный фронт пластической деформации с постоянной скоростью VI = dX dt 910-6 м/с [4], определяемой по наклону графика зависимости положения очага локализации от времени X (t ) (рисунок 1).

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов Рисунок 1 - Начальные стадии кривой пластического течения и характер движения очага локализованной деформации монокристалла стали Гадфильда на стадии I Существенный интерес представляют данные о распределении локальных деформаций в очаге локализации на площадке текучести в полосе Людерса. Анализ компонент тензора пластической дисторсии показал, что по мере роста деформации в очаге локализации, соответствующего полосе Людерса, взаимосогласовано разви ваются очаги локальных удлинений xx, сдвигов xy и поворотов z, эволюциони руя с ростом общей деформации следующим образом. В начальный момент времени при tot = 0.035 максимумы xx ( x, y ), xy ( x, y ) и z ( x, y ) имеют одну и ту же коор динату х как показано на рисунке 2, a, затем при tot = 0.042 происходит смещение вправо максимумов xy и z по отношению к xx. Наконец, при tot = 0.049 компо нента xx достигает максимального значения, в то время, как xy = 0 и z = 0 (ри сунок 2,b), т.е. сдвиги и повороты разных знаков здесь скомпенсированы. Скорость перемещения деформационного фронта в этом случае очень мала, т.е. он практиче ски не смещается в указанном диапазоне деформаций. После перестройки компо нент xx ( x, y ), xy ( x, y ) и z ( x, y ) в зоне локализации полоса Людерса начинает двигаться. Подобное чередование в поведении компонент тензора дисторсии происходит несколько раз на фоне движения очага деформации от неподвижного захвата к подвижному. В результате наблюдается скачкообразное продвижение очага локализации, соответствующего полосе Чернова-Людерса. Из него следует, что остановки в развитии полосы длительностью ~400 с сменяются скачками ее фронта на расстояние ~5…8 мм в направлении оси растяжения. После прохождения полосы Людерса при переходе к стадии линейного деформационного упрочнения за основным уединенным очагом локализованного пластического течения появляются небольшие максимумы локальных деформаций.

Таким образом, в монокристаллах стали Гадфильда, ориентированных вдоль оси [ 3 77], картина локализации деформации на площадке текучести представляет собой одиночную зону локализованной деформации полосу Чернова-Людерса [5]. Такой тип локализации деформации соответствует зарождению на верхнем пределе текучести фронта деформации, который, распространяясь, поэтапно переводит материал образца из недеформированного состояния в деформированное. При этом течение материала осуществляется без упрочнения до тех пор, пока все его элементы не окажутся переведенными в деформированное Рисунок 2 - Распределения компонент тензо- состояние.

ра пластической дисторсии в мезоочаге ло- Экспериментальные данные, кализации в монокристаллах стали Гадфиль- полученные в настоящей работе, да на площадке текучести при разных значе- показывают, что пластическая ниях общей деформации 0.035 (а) и 0.049 (b) деформация монокристаллов осуществляется на всех этапах процесса за счет кристаллографически определенно го двойникования по плоскостям с высокими факторами Шмида, и в этом отноше нии результаты нисколько не противоречат имеющимся в литературе представлени ям о дислокационных механизмах пластического течения. Однако плотность рас пределения таких сдвигов по образцу макроскопически неоднородна в пространстве и закономерным образом эволюционирует во времени. Благодаря такой неоднород ности, деформируемая среда расслаивается на очаги, активно деформирующиеся в данный момент времени, и разделяющие их слои, которые практически не участву ют в деформации. В ходе пластического течения очаги движутся по образцу, обес печивая однородную конечную деформацию. Механизмы пластического течения, реализующиеся в активных очагах деформации, дают вклад во все компоненты тен зора пластической дисторсии - локальные удлинения, сдвиги и повороты. Важно, что области, дающие максимальный вклад в удлинение, могут не совпадать про странственно с максимумами сдвига и поворота, что характерно для движущихся в процессе течения очагов. Это позволяет рассматривать такой очаг как специфиче ский мезомасштабный дефект деформируемой среды, события в котором определя ют весь процесс макроскопического течения. Сложный характер движения полосы Чернова-Людерса на стадии площадки текучести подтверждается тем, что амплиту да локализованной деформации удлинения xx периодически меняется во времени на 0.3…0.5 от среднего значения по мере развития полосы. Временной период таких изменений T составляет ~400 с. При скорости движения полосы вдоль образца, со ставляющей, как сказано выше ~9106 м/с, характерный пространственный масштаб Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов локализованного пластического течения составит = VI T 3,5 мм, что соответст вует наблюдаемой ширине полосы Чернова-Людерса.

Максимальные значения амплитуды приростов локальных удлинений xx со ответствуют положению, которое характеризуется нулевыми значениями компонент xx и z, а минимальные значения амплитуды приростов локальных удлинений xx достигаются в положении, соответствующем совпадению всех экстремумов компо нент тензора пластической дисторсии. Таким образом, можно предположить, что периодическое изменение амплитуды приростов локальных удлинений xx связано с взаимосогласованным развитием очагов локальных удлинений xx, сдвигов xy и поворотов z.

Из приведенных результатов следует, что движение полосы Чернова Людерса при деформации на площадке текучести есть сложный процесс, в ходе ко торого происходит согласованное перераспределение амплитуд деформационных мод удлинения xx ( x, y ), сдвига xy ( x, y ) и поворота z ( x, y ). Такое перераспределе ние инициирует скачкообразный режим развития пластического течения на пло щадке текучести [6].

Список литературы 1. Бернер Р., Кронмюллер Г. Пластическая деформация монокристаллов. М.:

Мир, 1969. 272 с.

2. Zuev L.B., Gorbatenko V.V., Polyakov S.N. // Proc. SPIE – The International So ciety for Optical Engineering. 2002. Vol. 4900. Part 2. P. 1197-1208.

3. Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Литвинова Е.И. и др. // Доклады РАН. 2000.

Т. 371. № 1. С. 45-48.

4. Баранникова С.А. // ПЖТФ. 2008. Т. 34. № 14. С. 24-31.

5. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. М.: Мир, 1972. 408 с.

6. Sun H.B., Yoshida F., Ohmori M., Ma X. // Mat. Lett. 2003. Vol. 57. No. 21. P.

4535-4539.

ОСОБЕННОСТИ ПЛАСТИЧЕСКОГО ТЕЧЕНИЯ ПОРОШКОВ СПЛАВА Al 40Sn ПРИ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ ЭКСТРУЗИИ О.С. ЛЯХОВА, Н.М.РУСИН Томский политехнический университет, oluta_22@mail.ru Институт физики прочности и материаловедения СО РАН Введение. Сплавы системы Al-Sn широко используются в подшипниках скольжения в виде тонкого антифрикционного слоя, нанесенного на прочную сталь ную ленту. [1, 2]. Более массивные изделия с высокими антифрикционными свойст вами из сплавов системы Al-Sn получить сложно, поскольку при кристаллизации сплавы данной системы склонны к ликвации из-за большой разности в плотностях Al и Sn, которые в твердом состоянии практически не растворяются друг в друге [3, 4]. Альтернативным методом получения массивных изделий с однородной структу рой из указанных сплавов является порошковая металлургия, поскольку путем бы строго охлаждения очень мелких капель расплава из Al и Sn модно получить по рошки с однородной структурой, а затем спрессовать и спечь их в виде готовых массивных изделий. Однако к настоящему времени порошки сплавов Al-Sn исполь зуют только для нанесения антифрикционных покрытий на прочную подложку га зотермическими методами, толщина таких покрытий составляет не больше несколь ких десятков микрометров ввиду сложности и дороговизны технологии [5,6]. По этому разработка способа получения массивного изделия из сплава Al-Sn более де шевым методом является актуальной задачей порошковой металлургии.

В настоящей работе описываются результаты применения с указанной целью экструзии порошков сплава Al-Sn.

Материалы и методика эксперимента. В работе использовались порошки сплава Al-40Sn, полученные быстрой кристаллизацией распыленных капель распла ва. Внешний вид порошков представлен на рис. 1. Здесь же приведен их химический состав, определенный с помощью встроенного в сканирующий электронный микро скоп микроанализатора. Порошки прессовали в образец 15х15х80 мм с пористостью мене 20%, который подвергался экструзии через матрицу с выходным отверстием 7х7 мм. Испытанная материалом деформация составляла по определению:

S = ln, где =, S и S, и S0 – площадь поперечного сечения за готовки и экструдированного образца, соот ветственно. Во избежание попадания смазки в образец, его перед помещением в рабочий канал пресс-формы заворачивали в алюми ниевую фольгу. Нагрев образцов осуществ лялся в печи марки СНОЛ с выдержкой их при заданной температуре 15 минут.


Шлифы для металлографических и электронномикроскопических исследований структуры прессованного материала получа ли методом механического шлифования, с постепенным снижением зернистости абра зивного материала. Травление полированной поверхности осуществлялось ее погружени ем в химический реактив состава 4 % HNO3 в H2O5(OH)2 на 8-10 сек.

Результаты и их обсуждение. Из вестно, что порошки алюминия и олова все гда покрыты тонкой окисной пленкой, кото рая трудно восстанавливается и препятствует Рисунок 1 - Форма и химический образованию прочных металлургических состав порошка Al-Sn границ между порошковыми телами. Для устранения пленки в местах контактов порошков прибегают к их деформации, в процессе которой порошки меняют форму и, тем самым, увеличивают свою удель ную поверхность за счет образования новых атомарночистых участков. При контак те таких участков между ними возможно схватывание путем установления меж атомных связей, в результате чего прочность прессовок возрастает. При высоких Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов температурах экструзии прочность пропорциональна величине испытанной порош ками деформации, то есть площади обновлённой поверхности [7, 8].

Порошки сплава Al-40Sn подвергались экструзии при температуре 150 0С. По окончании экструзии часть образца оставалась в рабочем канале, что позволяло ис следовать изменение структуры сплава в ходе развития дефор мации на всем протяжении оча га пластической деформации (ОПД).

В области, расположен ной под пуансоном до границы с ОПД, структура материала со стоит из порошков алюминия, разделенных тонкими прослой ками олова. Порошки Al сохра няют округлую форму. Межпо рошковые пустоты заполнены оловом, в силу чего плотность образца близка к теоретической (рис. 2). Плотная укладка алю Рисунок 2 - Структура порошко миниевых порошков без значи вого брикета в рабочем канале тельного измерения их формы прохождения ОПД при T=1500С под действием давления указы вает, что олово на их поверхно сти выступает в качестве твер а дой смазки, позволяющей по рошинкам смещаться относи тельно друг друга. С большой долей вероятности можно пола гать, что прочность прессован ного брикета обеспечивается оловянной связкой, распола гающейся в виде сетки, в ячей ках которой заключены порош ки на основе Al.

б Однако вблизи границы ОПД в плотном материале по являются трещины, ориентиро ванные перпендикулярно на правлению его истечения (рис.

3а). Такие трещины внутри сжимаемых образцов в рабочем канале пресс-формы ранее ли тературе не упоминались, и природа их появления не объяс нена. Мы полагаем, что трещи ны указывают на скачкообраз ное изменение скорости истече- Рисунок 3 - Вид трещины на границе с ОПД ния материала на границе с очагом пластической деформации. Причиной резкого ускорения течения внутренних слоёв материала является контактное трение и силь ное повышение напряжения течения в поверхностных слоях образца из-за их «захо лаживания», особенно на выходе из матрицы.

Под действием приложенного давления более горячие, а, значит, и более сла бые, внутренние слои начинают течь при меньшем давлении. Градиент скорости ис течения приводит к появлению растягивающих напряжений в образце на границе с ОПД. Поскольку между порошками на алюминиевой основе отсутствуют прочные границы металлургического типа, то растягивающую нагрузку принимают на себя тонкие оловянные прослойки. Они вытягиваются в направлении истечения материа ла. Однако ресурс пластичности перпендикулярных направлению прессования про слоек ограничен ввиду их малой толщины, и происходит отрыв оловянных прослоек от алюминиевых порошков. Далее основная нагрузка ложится на длинные ориенти рованные вдоль направления прессования прослойки олова. После их разрушения (разрыва) поверхность трещины имеет вид характерный для межкристаллитной по верхности излома. Однако ее специфика состоит в том, что из такой поверхности торчат тонкие вытянутые волокна олова (рис. 3б).

Между двумя последовательными трещинами располагается экструдирован ный материал. На фотографии видно (рис. 4), что порошки алюминия после прохо ждения ОПД деформированы незначительно и приняли форму вытянутых эллип соидов. Однако отношение их продольного диаметра к поперечному не превышает 2. Тогда как согласно расчетам, исходя из геометрии пресс-формы, это отношение должно составить 1:4. То есть, можно сказать, что и в очаге пластической деформации де формирование порошкового материала Al-Sn протекает с элементами проскальзывания твердых разделённых оловян ными прослойками алюми ниевых порошков относитель но друг друга. Основная часть испытанной материалом де формации была распределена в оловянных прослойках. Та кой механизм деформации ма териала в отсутствие его де формационного упрочнения Рисунок 4 - Структура экструдированного по можно наблюдать при сверх рошкового сплава Al-40Sn (150 0C) пластичном течении образцов с мелкозернистой структу рой [9].

Заключение. Проведено прессование мелких порошков сплава Al-40Sn с ко эффициентом обжатия = 4,5 при 150 0С. Установлено, что при данной температуре экструзии (0.8 Tпл Sn) олово выступает как твердая смазка, в результате чего твер дые порошки на основе алюминия проскальзывают относительно друг друга и ис пытывают меньшую пластическую деформацию при прохождении матрицы. Бы Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов строе охлаждение находящихся в контакте с холодной пресс-формой поверхност ных слоёв прессовки порождает градиент механических свойств материала и ини циирует появление растягивающих напряжений, и, как следствие, зарождение меж кристаллитных трещин во внутренних слоях образца в момент пересечения ими границы очага интенсивной пластической деформации.

Список литературы 1. M. Kitajiama, T. Shono. Development of Sn-Zn-Al lead-free solder alloy, Fujitzu Sci Tech J, Vol. 41, No. 2 (2005), pp. 225-235.

2. A.J. Sturgeon, C. Perrin, D.G. McCartney. Development of thermal sprayed plain bearings for automotive engine applications, Tribology 2006: Surface Engineering & Tribology for Future Engine and Drivelines, IMechE, London, 12-14 July 2006.

3. A.J. McAlister, D.J. Kahan. The Al-Sn (Aluminum-Tin) System // Bulletin of Al loy Phase Diagrams, Vol. 4, No. 4, 1983, рр. 410-414.

4. I. Czaco-Nagy, L. Fedryzzl, L.M. Gratton, G. Principe and A. Vertes. CEMS AND SEM STUDIES OF THE ION-BEAM MIXED Ni-Sn AND AI-Sn SYSTEMS // Hyperfine Interactions, Vol. 29 (1986), pp. 1187-1191.

5. T. Van Steenkiste, J.R. Smith. Evaluation of coatings produced via kinetic and cold spray processes // J. Thermal Spray Technology, Vol. 13, No. 2 (2004), pp. 274 282.

6. Ogawa K., K. Ito, K. Ichimura, Y. Ichikawa, S. Ohno, N. Onda. Characterization of low-pressure cold-sprayed aluminum coatings // J. Thermal Spray Technology, Vol. 17, No. 5-6 (2008), pp. 728-735.

7. Арефьев Б.А., Кулешов В.В., Пановко В.М. Закономерности соединения по рошковых частиц при пластической деформации // Порошковая металлургия, № 8, 1990, С. 15-20.

8. Гельман А.С. Основы сварки давлением / М.: Машиностроение, 1970, 312 с.

9. Valiev R.Z. Superplastic behavior of nanocrystalline metallic materials // Mater.

Sci. Forum, Vol. 243-245 (1997), pp. 207-216.

ВЛИЯНИЕ МАРШРУТОВ РКУП НА ФОРМУ ПОРОШКОВЫХ ТЕЛ С.С. БУРЫХИНА, 2Н.М. РУСИН Томский политехнический университет, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН burychinass@rambler.ru Введение. Прочность сырого порошкового брикета зависит от пористости (плотности) и прочности сцепления порошковых тел. Согласно теории уплотнения порошковых насыпок, текущая плотность брикета на стадии пластического форми рования порошковых тел описывается уравнением типа [1-4]:

P ln = m ln.

P T Теория уплотнения пористых тел предлагает несколько иное уравнение [5]:

3P = exp c, где – пористость тела, Р – действующее давление, - напряжение сдвига мате риала. Оба уравнения указывают, что для достижения высокой плотности прессовки необходимо приложить огромные давления. Однако если перейти к схеме уплотне ния материала простым сдвигом под давлением, то требуемая величина давления оказывается ниже:

[ ] P c 0 ln (1 )2 + 1, = где  – интенсивность простого сдвига [5]. Графическое решение данного уравне ния предсказывает полное уплотнение пористого тела при 0 = 22% и величине  = 2. Такую интенсивность сдвига можно достичь с помощью равноканального углово го прессования (РКУП), где интенсивность сдвига определяется уравнением [5]:

= 2ctg.

В пресс-форме с перпендикулярными каналами ( / 2 = / 4 ;

  = 2), где - угол пересечения каналов.

Порошковые тела в сырой прессовке удерживаются в расклиненном состоя нии силами контактного трения, что и определяет прочность сырого брикета. Одна ко прочность брикета можно существенно повысить, если поверхности контактов порошковых тел очистить от окислов и загрязнений. Тогда между прижимаемыми атомарночистыми поверхностями при определенных условиях возможны процессы схватывания, которые тем интенсивнее, чем больше деформационных дефектов на контактных поверхностях [6, 7]. Получить "ювенильные" поверхности можно под вергнув форму порошковых тел пластическому изменению, в результате которой их удельная поверхность возрастает. РКУП является подходящим методом, деформи рования с помощью которого порошковые тела претерпевают сильное изменение формы [5].

Однако порошковые тела в процессе их холодной деформации сохраняют возможность смещаться относительно друг друга, особенно в начале прессования.

Кроме того, достаточно часто порошковые насыпки представляют собой смеси по рошков, отличающихся по составу и механическим свойствам. Как эти факторы скажутся на свойствах прессовок и характере течения материала – неизвестно. По ведение порошковых тел в смесях может существенно отличаться, если их подверг нуть многократному РКУП, поскольку в этом случае с каждым проходом образца меняется его деформированное состояние в зависимости от маршрута прессования [8]. Целью настоящей работы является исследование особенностей пластического формоизменения порошковых тел при различных маршрутах РКУП.

Материалы и методы эксперимента. В качестве материалов для исследова ний использовались смеси порошков ПА-2 и ПА-4 в пропорции 50/50, в которые было добавлено 4 % порошков Cu и 8% порошков Fe. Смеси брекетировали в образ цы 15 15 80 мм, которые затем оборачивали в тонкую алюминиевую фольгу и подвергали РКУП в пресс-форме с перпендикулярными каналами. Фольга предот вращала попадание ингредиентов смазки (масло+графит) в объем образца. Прессо вание осуществляли маршрутами А, В и С. Их отличие заключалось в величине угла поворота образца вокруг продольной его оси перед повторным прессованием, кото рый составил, и соответственно.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов Шлифы получали абразивным шлифованием поверхности образцов с после дующей её электрополировкой в охлажденном растворе уксусной и хлорной кислот при напряжении на катодах 10-15 В.

Структура образцов исследовалась с помощью оптического и растрового электронного микроскопов. Микротвердость материала определяли с помощью при бора ПМТ-3 при нагрузке на индентор 0.2 Н и выдержке его под нагрузкой 15 сек.

Результаты и их обсужде ние. Измерения плотности прес совки показали, что после первого РКУП в ней содержится менее 1 % пор. Форма алюминиевых порош ковых тел претерпела сильное из менение независимо от их дис персности, тогда как более проч ные порошки меди и железа изме нили форму мало (рис. 1). То есть, при РКУП деформация локализу Рисунок 1 - Структура порошкового образ ется в алюминиевой матрице. Если ца после 1-го РКУП. Белые частицы - Fe, судить по сильной дисторсии фор тёмные – Cu мы порошков Al, их деформацион ное упрочнение должно быть значительным, однако давление прессования состави ло менее 200 МПа. Измерение микротвердости сильнодеформированного алюминия также указывает на невысокую его прочность ( H 600 МПа). Низкие механиче ские характеристики материала предполагают, что при РКУП в порошках Al доста точно интенсивно протекают релаксационные процессы типа динамической рекри сталлизации. Видимо, свой вклад в разупрочнение вносит также и развитая поверх ность порошков, которая является неограниченным стоком для деформационных дефектов. В этом существенное отличие порошкового материала от литого, границы зерен которого являются эффективными дислокационными барьерами.

Границы между порошками толстые, хорошо видны, особенно несовершен ными выглядят границы между крупными порошками, содержащие множество мик ропор и микротрещин (рис. 2). Следовательно, развиваемое при РКУП гидростати ческое давление недостаточно высоко, чтобы эффективно прижимать порошки по всей их контактной поверхности. В таких материалах прочность связи порошков обеспечивается только сила ми трения в местах их закли нивания. Можно надеяться, что повторное РКУП уже де формированных порошков Al с развитой субзеренной структурой будет способство вать повышению прочности и твердости материала и луч шему сцеплению частиц на Рисунок 2 - Границы порошинки ПА-2 после участках обновленной по РКУЭ верхности.

Повторное РКУП а осуществляли тремя разными маршрутами А, В и С. Ре зультирующую структуру порош ковых образцов можно видеть на рис. 3. При этом давление прессования оставалось таким же, как и в предшествующем эксперименте. Микротвердость повторно прессованного Al уменьшилась по сравнению однократно прессованным 200мкм материалом на 100 МПа. То есть, процессы динамической релак сации напряжений протекали с ещё б большей интенсивностью, стимулированной дополнительной деформацией.

Наиболее заметное изменение формы порошков произошло при РКУП маршрутом А. Порошки Al вытянулись и утонились дополнительно. Вместе с ними деформировались порошки Cu, а порошки Fe выстроились в 50мкм цепочки (рис. 3а), хотя с учётом силовых параметров повторного в РКУП можно было ожидать, что этого не произойдёт. Мы предполагаем, что деформация порошков меди стала возможной, потому что упрочнились сами контакты и приконтактные области на границах разнородных металлов «Al-Cu» и «Al-Fe» за счёт процессов схватывания. При схватывании силы контактного 200мкм трения резко возрастают и алюминиевые порошки не Рисунок 3 - Структура повторно прессо- проскальзывают по поверхности ванных порошковых смесей Маршруты порошков из более прочного РКУП: а - А, б - С, в – В материала.

В пользу такого предположения говорит и тот факт, что форма порошков Al при прессовании маршрутом С не восстановилась, хотя сдвиг и был реализован в обратном предыдущему направлении. Для восстановления формы порошков при обратном сдвиге необходимо, чтобы деформация распределялась по объёму порош ков равномерно. Однако если границы порошков прочно закреплены, то сдвиг Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов пройдёт по их внутренним областям, что приведёт не к сокращению, а увеличению их длины в плоскости течения (рис. 3б).

Форма порошков Al после 2-го РКУП маршрутом В в плоскости течения по хожа на форму порошков после 1-го РКУП, т.е. соответствует теории течения мате риала при прессовании [5]. При этом на маршрутах С и В порошки Cu также вытя нулись в направлении течения материала (рис. 3).

Выводы 1. РКУП пластичных порошков Al приводит к формированию плотного брикета с вытянутыми частицами.

2. В ходе первого и второго РКУП смесей порошков разнородных металлов формируется прочные межфазные контакты, в силу чего в пластическое те чение вовлекаются порошки более прочных, чем матрица материалов.

Список литературы 1. Анциферов В.Н., Бобров Г.В., Дружинин Л.К. и др. Порошковая металлургия и напыленные покрытия / М.: Металлургия, 1987, 792с.

2. Бальшин М.Ю. Принцип контактного равновесия и основы консолидации порошковых материалов // Порошковая металлургия, № 10, 1973, С. 38-45.

3. Радомысельский И.Д., Щербань Н.И. Некоторые особенности уплотнения порошков на различных стадиях прессования// Порошковая металлургия, №11, 1980, С. 12-19.

4. Джонсон К. Механика контактного взаимодействия: пер с англ. / М.: Мир, 1989, 510 с.

5. Сегал В. М, Резников В.И., Копылов В. И. и др. Процессы пластического структурообразования металлов/ Мн.: Нвука и технiка. –1994. – 225 с.

6. Дорофеев В.Ю., Егоров С.Н. Межчастичное сращивание при формировании порошковых горячедеформированных материалов. – М.: ЗАО «Металлургиз дат», 2003. – 152 с.

7. Арефьев Б.А., Кулешов В.В., Пановко В.М. Закономерности соединения по рошковых частиц при пластической деформации // Порошковая металлургия, 1990, № 8, С. 15-20.

8. Русин Н.М. Влияние маршрутов РКУП на особенности концевого эффекта // ФММ, 2006, Т. 102, №2, С.1-8.

ЗАВИСИМОСТЬ ОТ ДАВЛЕНИЯ СТРУКТУРЫ И ПРОЧНОСТИ ПРЕССОВКИ ИЗ ПОРОШКОВ АЛЮМИНИЯ К.А.КУРБАТОВА Томский политехнический университет Введение. Прессование является самостоятельной или важной составной ча стью технологии обработки порошковых материалов, приводящим к их существен ному уплотнению. Это многопараметрический и многоступенчатый процесс, проте кание которого условно можно разделить на 3 стадии: перегруппировка порошко вых тел, сопровождающаяся их смещением и вращением;

пластическое формоизме нение порошков, приводящее к увеличению их контактной площади;

затекание ма териала в изолированные поры. Важнейшей из них является стадия 2, определяю щая физико-механические свойства прессовки, описать которую в рамках единого уравнения можно только сделав ряд идеализированных допущений. Одним из пер вых таких уравнение предложил Бальшин М. Ю. [1, 2], полагая в прессовках нали чие контактных плоскостей, через которые давление полностью передается части цам, а сами порошковые тела идентичными, независимыми, равновесными, на по верхности которых сдвигающие силы уравновешиваются силами контактного тре ния, (1) где и текущие давление и плотность прессовки и беспористого об разца, соответственно, m – const.

Целью настоящей работы являлось проверка справедливости уравнения 1, применительно к порошкам алюминия различной дисперсности.

Материалы и методики Использовались порошки технической чистоты Па-2 и Па-4, имеющие округ лую форму и состоящие из зерен равновесной формы размером 20 мкм (Па-2) и 8 мкм (Па-4). Равные их навески прессовались в закрытой пресс-форме сечением 5х10 мм. Для определения прочности, твердости прессовок и изменений в их струк туре использовались стандартные методики. По результатам измерений относитель но плотных образцов, полученных при больших давлениях, строили графические зависимости.

Результаты и их обсуждение Полученные зависимости не являлись прямолинейными, как можно было ожидать согласно уравнению (1), а отражались выпуклыми кривыми (рис. 1), из ко торых следует, что давление прессования растёт более быстрыми темпами, чем плотность прессовок. Причинами этому могут быть накопление объемных упругих напряжений в прессовках, изменение сил контактного трения в процессе уплотне ния и непостоянство коэффициента m. Последний фактор мы постарались исклю чить, проведя исследования в узком интервале значений плотности образцов.

Рентгеновские исследования прессованных образцов показали, наличие в них остаточных напряжений, меняющихся в зависимости от места съемки ( ), что соответствовало плотности дислокаций.

Разброс значений этих величин указывает на неоднородность деформации порош ковых частиц алюминия. Однако по абсолютной величине и малы и соответ ствуют относительно малой величине испытанной порошками деформации. По оценкам [4] она может составлять 9-23%.



Pages:     | 1 | 2 || 4 | 5 |   ...   | 10 |
 





 
© 2013 www.libed.ru - «Бесплатная библиотека научно-практических конференций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.