автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Субмикрокристаллическая структура и физико-механические свойства технически чистого титана

РОССИЙСКАЯ АКАДЕМИЯ НАУК ИНСТИТУТ ПРОБЛЕМ СВЕРХПЛАСТИЧНОСТИ МЕТАЛЛОВ

На правах рукописи УДК 669.295788:539.5

РЛи ОД

2 1 №

Малышева Светлана Петровна СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКАЯ СТРУКТУРА И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ТЕХНИЧЕСКИ ЧИСТОГО ТИТАНА

Специальность 05.02.01 - Материаловедение (Машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Уфа - 2000

Работа выполнена в Институте проблем сверхпластичности металлов РАН

Научный руководитель:

доктор технических наук, профессор ПА.Сапищев

Официальные оппоненты:

доктор физ.-мат. наук, профессор Ю.Р.Колобов

кандидат технических наук, с.н.с. В.К.Бердин

Ведущая организация: Федеральное Государственное Унитарное предприятие "МПП Мотор", г.Уфа

Защита состоится 20 декабря 2000 г. в 16 часов на заседании специализированного совета Д 003.98.01 при Институте проблем сверхпластичности металлов РАН (450001, г. Уфа, ул. Ст. Халтурина 39)

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке ИПСМ РАН

Отзывы не автореферат, заверенные печатью, просим направлять по адресу: 450001, Уфа, ул.Степана Халтурина 39. Ученому секретарю совета.

Автореферат разослан

ЛТ ноября 2000 г.

Ученый секретарь диссертационного совета доктор технических наук

К235.160. 7-

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Развитие современной техники предъявляет все более возрастающие требования к качеству конструкционных материалов. В связи с этим одной из главных задач материаловедения является повышение эффективности упрочнения материалов путем конструирования их новых композиций и (или) разработки новых методов упрочняющей обработки. В последнем случае весьма перспективными представляются методы перевода материалов в нано-и субмикрокристаллическое (НК и СМК) состояние.

В настоящее время СМК материалы получают в основном методами компактирования частиц или интенсивных пластических деформаций (ИПД), например, использованием сдвига под давлением, равноканального углового прессования (РКУП) или изотермической ковки. Достижение беспористого состояния при получении массивных заготовок компактированием частиц все еще остается одной из основных проблем. По-видимому, в случае ИПД в материалах может быть сформировано СМК состояние с плотностью, соответствующей крупнозернистому состоянию, однако исследования в этом направлении отсутствуют. Несомненно, перспективен данный метод для получения крупногабаритных заготовок. Между тем, при оценке свойств следует учитывать фактор текстуры и неоднородность микроструктуры, в особенности присущие сдвигу под давлением и РКУП.

В результате осуществления ИПД физико-механические свойства СМК материалов существенно отличаются от свойств обычных поликристаллов. Прежде всего, как это показано исследованием ряда металлов и сплавов, имеет место значительный рост прочности и резкое снижение температуры сверхпластичности, характеристик наиболее сильно зависящих от размера зерен. Между тем, при значительном увеличении объемной доли межкристаллитных границ и сосредоточением упругих искажений также и в приграничной области, что является типичным для обработки методом ИПД, следует ожидать изменения их упругих и неупругих характеристик. Действительно, исследованием СМК Си и N1, подвергнутых равноканальному угловому прессованию, было установлено заметное снижение модуля упругости и рост характеристик внутреннего трения. Однако остается неясным насколько общим является данный вывод. Такие факторы, как природа материала, содержание примесей и легирующих элементов, текстура и другие должны оказывать существенное влияние на эти характеристики. Отсутствуют также однозначные данные о влиянии СМК структуры на пластические свойства металлов и сплавов.

К моменту постановки настоящей работы была очевидная необходимость проведения исследований, позволяющих выявить преимущества СМ К структуры на примере таких материалов, как титановые сплавы. Поиск дополнительных ресурсов повышения прочностных характеристик титана и его сплавов, широко применяемых в различных областях промышленности, особенно в тех, где выигрыш в весе и химическая инертность играют главную роль, имеет большой практический интерес.

Диссертационная работа выполнена в соответствии с планом НИР Института Проблем Сверхпластичности Металлов РАН по теме "Разработка научных основ прецизионных технологий формообразования изделий из титановых, магниевых, алюминиевых, медных сплавов, сталей, интерметаплидов и керамик с высокой степенью однородности структуры и регламентированным комплексом эксплуатационных свойств", входящей в комплексную программу "Повышение надежности системы "Машина-человек-среда", № государственной регистрации 0008079.

Целью настоящей работы является исследование связи строения СМК технически чистого титана, полученного интенсивной пластической деформацией путем изотермической ковки, с физико-механическими свойствами и формирование в нем благоприятного для эксплуатации комплекса прочностных, упругих, неупругих и пластических характеристик.

В связи с этим задачами работы были:

1) Определить режимы получения изотермической ковкой массивных заготовок с однородной беспористой СМК структурой в технически чистом титане ВТ1-00.

2) Выявить особенности строения СМК титана ВТ1-00 после ИПД и установить изменение его микроструктуры, микротвердости и плотности при отжиге.

3) Исследовать влияние исходной микроструктуры и температуры отжига на модуль упругости и внутреннее трение СМК ВТ1-00.

4) Исследовать влияние размера зерен на характеристики прочности и пластичности титана ВТ1-00 при комнатной температуре.

5) Выявить особенности сверхпластического поведения СМК титана ВТ1-00

6) Оценить практическую возможность изготовления листовых и фольговых полуфабрикатов из СМК ВТ1-00 и исследовать их механические свойства.

Научная новизна.

В На примере технического титана показано, что путем использования многократной деформации сжатия в изотермических условиях с постепенным снижением

температуры обработки и сменой оси нагружения в результате развития динамической рекристаллизации возможно получение в массивных заготовках субмикрокристаллической структуры с размером зерен вплоть до 0,1 мкм. Обнаружено, что формирование СМК структуры в титане технической чистоты сопровождается динамическим деформационным старением, которое, с одной стороны, снижая пластичность материала, уменьшает допустимые деформации, а с другой стороны, затрудняя процессы возврата, способствует динамической рекристаллизации.

а Металлографическими и электронно-микроскопическими методами, с помощью рентгеноструктурного анализа (РСА) и путем измерения плотности установлено, что использование такой схемы обработки не приводит к образованию пористости в заготовках и возникновению текстуры, способствует формированию во всем объеме заготовки однородной и равноосной СМК структуры, которая, в свою очередь обеспечивает стабильный уровень физико-механических свойств в этом состоянии, п С использованием дилатометрических измерений, РСА и метода гидростатического взвешивания обнаружено, что плотность СМК титана на 0,5% меньше по сравнению с крупнозернистым материалом. Анализ возможных факторов, влияющих на изменение объема, показал наилучшее соответствие полученного результата двухфазной модели строения СМК материала, т.е. уменьшение плотности связано с увеличением объемной доли искаженных дефектами приграничных участков зерен. Аналогичная тенденция изменения плотности при переводе в СМК состояние повторяется и в титане повышенной чистоты, и в двухфазных титановых сплавах.

а Показано, что формирование СМК структуры в титане ВТ1-00 приводит при комнатной температуре к росту прочности при сохранении модуля упругости и декремента затухания внутреннего трения на уровне, характерном для крупнозернистого состояния. Исследованием влияния температуры отжига на механические характеристики установлена возможность получения высоких прочностных свойств и декремента затухания при снижении модуля упругости (до 20%). Обнаруженные изменения механических свойств объяснены на основе модели "струны" Келлера-Гранато-Люкке, показывающей закрепление дислокаций при комнатной температуре и их разблокировку при отжиге.

я В области повышенных температур (300-600°С) для СМК ВТ1-00 установлено, что протекание процессов динамического деформационного старения и нестабильность СМК структуры не позволяют наблюдать высокие значения низкотемпературной сверхпластичности. Стабилизация микроструктуры в двухфазном СМК (с размером

зерен 60 нм) сплаве ВТ8 и подавление ДДС способствуют резкому увеличению характеристик сверхпластичности (при температуре 575°С удлинение достигает 1200%).

■ На примере титана ВТ1-00 показано, что метод многократной изотермической деформации в сочетании с последующей холодной прокаткой обеспечивает повышение прочности на 60%. Наряду с этим прокатка не вызывает появления какой-либо текстуры, что обеспечивает высокую однородность свойств СМК титана. В этом заключено существенное отличие прокатки СМК титана от крупнозернистого материала, в последнем прокатка вызывает не только повышение прочности, но и появление анизотропии свойств.

Практическая значимость.

Развитый в работе метод формирования СМК структуры путем изотермической деформации с постепенным понижением температуры и сменой оси нагружения позволил получить массивные заготовки титана с однородной беспористой СМК структурой и изотропными механическими свойствами. Показано, что при формировании СМК структуры в титане получен уникальный комплекс свойств, сочетающий при снижении плотности повышение прочности не мене чем в два раза, снижение температуры СП и, кроме того, в зависимости от назначения в СМК титане могут варьироваться значения модуля упругости и характеристик внутреннего трения. Установлена зависимость между изменением размера зерен и плотностью материала, которая может применяться в качестве дополнительного метода аттестации СМК состояния. Показана принципиальная возможность изготовления листовых полуфабрикатов из СМК ВТ1-00 и по разработанным режимам прокатаны лента толщиной 0,8 мм и фольга толщиной 0,1 мм, свойства которых значительно выше свойств КЗ листовых полуфабрикатов ВТ1-00.

На защиту выносятся:

1) Особенности формирования СМК структуры в титане технической чистоты при ИПД методом изотермической ковки, выявившие протекание наряду с динамической рекристаллизацией динамического деформационного старения (ДДС).

2) Уменьшение плотности СМК титана и его сплавов, объясняемое увеличением в их структуре объемной доли приграничных прослоек, содержащих большую плотность дислокаций и имеющих в результате этого разупорядоченную "мапоппотную" структуру.

3) Формирование необычного комплекса свойств в СМК титане, который характеризуется: после ИПД уменьшением плотности и ростом не менее чем в два раза прочностйых характеристик при сохранении модуля упругости и внутреннего трения на уровне КЗ сплава, но при этом снижением пластичности, особенно равномерной деформации, а после низкотемпературного отжига при некотором снижении прочностных характеристик, значительным повышением декремента затухания внутреннего трения и снижением модуля упругости.

4) Проявление низкотемпературной сверхпластичности в СМК ВТ1-00 в узком температурно-скоростном интервале, вне которого в технически чистом титане протекает динамическое деформационное старение.

Апробация работы. Материалы диссертации опубликованы в российских и иностранных научных изданиях (16 публикаций) и докладывались на VII Международном семинаре "Структура, дефекты и свойства нанокристаплических, ультрадисперсных и мультислойных материалов", Екатеринбург, 1996; V научно-технической конференции с международным участием "Материалы и упрочняющие технологии", Курск, 1997; на Международной конференции "Superplasticity in Advanced Materials ICSAM-97" Бангалор, Индия, 1997; XIV Уральской школе металловедов-термистов "Фундаментальные проблемы перспективных материалов", Ижевск, 1998; The 91h World Conference on Titanium, 1999, Sant-Petersburg.; NATO Advanced Research Workshop "Investigations and Applications of Severe Plastic Deformation" 1999, Moscow, на Международной конференции "Superplasticity in Advanced Materials ICSAM-2000" Tallahassee, Florida, USA, 2000, V Всероссийской конференции "Физикохимия ультрадисперсных систем" 9-13 октября 2000, г.Екатеринбург.

Публикации. Основное содержание работы опубликовано в 16 статьях. Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка литературы (218 наименований). Общий объем диссертации 145 страниц, в том числе 17 таблиц и 49 рисунков.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ.

Во введении обоснована актуальность выбранной темы, сформулирована цель исследования, научная новизна и практическая значимость работы.

Первая глава посвящена анализу имеющихся на данный момент литературных сведений о методах формирования ультрамелкозернистой структуры в металлах и сплавах, их строении, а также физических и механических свойствах таких материалов. Анализ различных методов показал, что методы компактирования частиц приводят к образованию пористости, а геометрические размеры беспористых образцов очень малы. По-видимому, методами ИПД можно получать массивные беспористые заготовки, однако исследования изменения их плотности не проводились. Между тем, при оценке свойств следует учитывать фактор текстуры и неоднородности микроструктуры, в особенности присущие сдвигу под давлением и равноканальному угловому прессованию (РКУП). Именно после проведения ИПД этими методами изучались механические свойства СМК материалов. В результате чего делается вывод о необходимости получения однородных массивных беспористых образцов титана с СМК структурой и исследовании комплекса его свойств.

Вторая глава посвящена описанию используемых в работе материалов и методик исследования. Объектом исследования служил технический титан ВТ1-00., химический состав, которого приведен в таблице1. Дополнительно в ряде экспериментов применялись титан повышенной чистоты и двухфазные титановые сплавы ВТ8 и ВТЗО.

Таблица!. Химический состав технически чистого титана.

материал Легирующие элементы, мас.% (Ткзснова) Тп.п,°С

А1 Ре О С N Н

ВТ1-00 0,3 0,2 0,08 0,1 0,05 0,04 0,008 885

Титановые сплавы относятся к труднодеформируемым материалам, однако, повысить их технологическую пластичность можно путем получения в них СМК структуры. Это позволяет уменьшить сопротивление деформации и увеличить пластичность титановых сплавов при горячей деформации. Для получения массивных образцов с СМК структурой был использован метод ИПД -изотермическая ковка с постепенным снижением температуры деформации и сменой оси нагружения.

Для комплексного исследования структуры использовали методы просвечивающей и растровой электронной микроскопии, металлографии, рентгеноструктурного анализа. Помимо этого, были проведены измерения плотности гидростатическим взвешиванием, рентгеноструктурными и дилатометрическими исследованиями; а также измерения микротвердости. Модуль упругости и внутреннее трение измерялись резонансным методом. При этом образцы строго определенной длины закреплялись между двумя рычагами и упруго деформировались с частотой нагружения ~50Гц и амплитудами деформации 2х1СГ4 и 8x10"*. В результате определялась резонансная частота системы, связанная с величинами модуля упругости и внутреннего трения. Кроме того, проводились исследования образцов на растяжение при комнатной и повышенной температурах.

В третьей главе приводятся результаты исследования формирования СМК структуры в титане в процессе деформации, описаны особенности строения СМК материалов после деформации и последующем отжиге, и показаны связанные со строением изменения плотности, параметра решетки и микротвердости.

Для определения оптимальных режимов формирования СМК структуры в титане были приняты во внимание три основных фактора. Первый - зависимость размера рекристаллизованных зерен от температуры деформации. Проведено исследование влияния температуры деформации на величину рекристаллизованных зерен в титане. Результаты показывают, что после деформации на 75% при температурах 650, 550, 500 и 450°С средние значения размеров зерен, формирующихся в структуре, соответственно равны 3,2; 0,8; 0,5; и 0,2 мкм. Видно, что при температурах 550РС и ниже формируется микроструктура с размером зерен менее 1 мкм. При этом кривая о-е, имеет максимум, соответствующий е= 20%, после которого следует стадия разупрочнения, а затем снова упрочнение. Характерной особенностью микроструктуры в этих условиях является протекание на начальной стадии механического двойникования, а к 50% формирование фрагментированной структуры. Причем фрагменты имеют высокоугловую разориентировку. С дальнейшим повышением е до 80% в микроструктуре появляются равноосные зерна, размером 0,51 мкм как в двойниках, так и в результате преобразования фрагментов в зерна. Таким образом, в ходе пластической деформации имеет место формирование зерен, но в отличие от высоких температур рекристаллизация протекает с упрочнением, и в новых зернах наблюдаются значительные упругие напряжения.

Второй фактор - увеличение с понижением температуры деформации

критической степени появления рекристаллизованых зерен и уменьшение ввиду этого рекристаплизованного объема. Показано, что для увеличения рекрисгаллизованного объема ковку на каждом этапе следует проводить за несколько переходов с изменением оси нагружения и с общей степенью деформации на каждом этапе е=0,6. Третий фактор - это допустимые степени деформации на каждом из этапов, которые зависят, как от исходной микроструктуры, температурно-скоростных условий деформации, так и от процессов, приводящих к структурным изменениям в ходе деформации. Исследование температурной зависимости механических свойств технически чистого титана выявило в интервале температур 350-550° С протекание наряду с динамической рекристаллизацией динамического деформационного старения (ДДС). Причем его максимум с уменьшением размера зерен смещается в сторону более низких температур. Развитие ДДС существенно уменьшает пластичность титана и, следовательно, допустимые деформации. Кроме того, возрастают напряжения течения. Таким образом, при подборе допустимых деформаций при ковке необходимо учитывать фактор ДДС. Разработанные с учетом влияния этих факторов температурно-скоростные режимы подготовки СМК структуры в титане представлены в таблице 2.

Таблица2. Температурно-скоростные режимы деформации.

Материал Режимы обработки

Температура, °С Скорость деформации, с'1

ВТ1-00 650-380 10^-104

В результате использования такой схемы обработки в ВТ1-00 получены массивные образцы размером 30x50x60 мм. Металлографическими, электронно-микроскопическими и рентгеновскими исследованиями показано, что во всех сечениях заготовки микроструктура однородная со средним размером равноосных зерен «0,1 мкм, кроме того, в образцах отсутствует заметная кристаллографическая текстура и пористость. В структуре отмечаются значительные упругие искажения, отсутствие полосчатого дифракционного контраста на границах зерен из-за высокой плотности дислокаций. Обнаружены дисперсные частицы силицидов Т^Бь и интерметаллидов ТЬЯе - результат протекания ДДС. Электронограммы показывают, что зерна имеют значительную разориентировку.

Аналогичная структура формируется и в титановом сплаве ВТ8, но наличие легирующих элементов и второй фазы способствует большему измельчению

структуры и увеличению рекристаллизованного объема, вместе с тем легирующие элементы и более высокие температуры деформации не позволяют развиваться ДЦС. В сплаве ВТ8 удалось измельчить структуру до среднего размера зерен 60 нм.

Основным недостатком структурных методов оценки качества деформированных заготовок даже при исследовании микроструктуры в различных их сечениях является локальность. Между тем, при увеличении в микроструктуре объемной доли областей занятых границами зерен следует ожидать уменьшения плотности материала и, следовательно, возможно проведение оценки качества заготовки, определяя этот параметр. Анализируя плотность можно также получить дополнительную информацию об особенностях строения СМК титана и его сплава. Необходимо отметить, что такая вполне очевидная постановка задачи решалась ранее по отношению к нанокристаллическим объектам, полученным компактированием наночастиц. Однако однозначный ответ не был получен, так как компакты всегда содержали остаточную пористость. Систематические исследования плотности материалов, подвергнутых ИПД, не проводились.

Для оценки плотности были использованы методы рентгенострукгурного анализа, гидростатического взвешивания и дилатометрический. Рентгеноструктурные исследования установили увеличение с измельчением микроструктуры периодов кристаллической решетки титана на 0,17% по сравнению с КЗ состоянием (таблица 3), что дает уменьшение плотности СМК титана на 0,51%. Однако это изменение может быть вызвано обеднением твердого раствора кремнием и железом вследствие выделения частиц в процессе ДЦС.

Таблица 3. Периоды кристаллической решетки титана в зависимости от состояния

Состояние а, А с, А Да/а, % Лс/с, % Др/р, %

СМК 2,9445±0,0019 4,6766±0,0032 - - -

КЗ 2,9494±0,0034 4,6844±0,0055 0,17±0,03 0,17±0,03 0,51 ±0,03

В тоже время методом гидростатического взвешивания было подтверждено, что плотность СМК титана меньше на те же 0,5% (таблица 4), чем плотность КЗ материала. Причем изменение зависит от величины размера зерна. Чем меньше размер зерен, тем больше ее отличие от крупнозернистого титана, так в состоянии 2 изменение плотности составляет 0,31% по сравнению с КЗ ВТ1-00, а в состоянии 3 -0,5%. Между тем уменьшение плотности, но на существенно меньшую величину до 0,19%, было зафиксировано также и в сильно наклепанном холодно

деформированном КЗ титане, в котором была создана структура ячеистого типа с размером ячеек близким к СМК ВТ1-00 (состояние 7). Важно подчеркнуть, что изменение плотности зафиксировано и для титана повышенной чистоты - 0,38%, для ВТ8 - 0,46% и для ВТЗО - 0,36% по сравнению с КЗ материалом. Причем результат повторялся как при исследовании образцов, так и массивных заготовок.

Таблица 4. Зависимость плотности титана и его сплавов от их состояния.

Материал Состояние d, нм р, г/см3 Др/р,%

ВТ1-00 1.Исходное 5104 4,505 ±0,003 0

2. После ковки 250 4,489 ±0,004 0,31

З.После ковки 100 4,483 ±0,002 0,48

7.После хол.деф. 4,496 ±0,001 0,19

Титан повыш.чист. Исходное 4,48+0,005 0

После ковки 500 4,46±0,003 0,38

ВТ8 Исходное 3105 4,448 ±0,004 0

После ковки 60 4,427 ± 0,003 0,47

ВТЗО Исходное 104 5,040 ± 0,005 0

После ковки 300 5,022 ± 0,001 0,36

Для того чтобы выяснить какими структурными факторами продиктовано изменение плотности с измельчением микроструктуры, были проведены исследования влияния температуры отжига на плотность образцов как гидростатическим взвешиванием, так и дилатометрическими измерениями. Использование последних позволяет не только проверить результаты измерения плотности гидростат, взвешиванием, но и получить информацию о кинетике изменения плотности с температурой отжига. В результате отжига СМК ВТ'1-00 при 420°С в течение 5 часов (состояние 4) формируется структура со средним размером зерен 150 нм. Плотность дислокаций резко уменьшается, внутри большинства зерен дислокации отсутствуют, но наблюдаются контура экстинции, свидетельствующие об упругих напряжениях, источниками которых, очевидно, являются межзеренные границы. Относительное уменьшение плотности СМК титана в этом состоянии составляет 0,28%. С повышением температуры отжига размер зерен увеличивается и при температуре отжига 500°С 3 часа (состояние 5) размер зерен становится равным в среднем 1 мкм, при этом зерна практически не содержат дислокаций. Наличие

характерного полосчатого контраста и отсутствие контуров экстинции свидетельствует о снятии внутренних напряжений и равновесности границ зерен. Уменьшение плотности в состоянии 5 сокращается до 0,07% и далее в состоянии 6 возвращается к плотности крупнозернистого материала.

Таблица 5. Плотность титана ВТ1-00 в зависимости от температуры отжига.

Состсяжэ Отжиг с|, нм Плотность, г/см3 Ар/р, %

Т,°С 1,ч

1 - - 5104 4,505 ± 0,003 0

2 - - 250 4,489 ± 0,004 0,31

3 - - 100 4,483 ± 0,002 0,48

4 420 5 150 4,492 ±0,004 0,28

5 500 3 103 4,502 ±0,012 0,07

6 800 0,5 5104 4,504 ± 0,009 0,01

Дилатометрические исследования также показали, что процесс сокращения длины образцов начинается с температур близких 400°С, т.е. когда в СМК титане начинают протекать процессы возврата и рекристаллизации. Последнее следует из данных исследований микроструктуры и микротвердости отожженных СМК образцов. Заметим, что дилатометрические измерения показали практически тот же самый результат Др/р=0,45%, как и для гидростатического взвешивания.

Проведена оценка влияния различных факторов на изменение плотности, показано, что за счет повышения плотности дислокаций и дисклинаций, приводящих к избыточной упругой энергии и внутренним напряжениям снижение плотности составляет 0,05%. Накопление вакансий при деформации увеличивает объем на 0,003%. Увеличение доли границ зерен в СМК материале показывает уменьшение плотности на 0,05%. Выделение дисперсных частиц в процессе ДЦС уменьшает плотность материала максимум на 0,04%. То есть в сумме эти факторы не способны привести к обнаруженному изменению плотности. Наилучшее согласование с экспериментом дает двухфазная модель строения СМК материалов, когда в них значительную часть объема занимают содержащие высокую плотность дислокаций приграничные участки зерен, имеющие в результате этого разупорядоченную "малоплотную"структуру. Косвенно в пользу такого вывода свидетельствуют также данные определения энергии активации дилатации и роста СМК зерен. Как оказалось, они практически равны друг другу и примерно равны половине энергии

активации зернограничной самодиффузии в "П. В тоже время, например, значение энергии активации роста зерен титана с размером зерен >1 мкм в 2 раза выше. Подобное различие ранее было обнаружено и на образцах А1 и Си, и, вероятно, связано с высокой подвижностью атомов в приграничных участках СМК зерен.

Таким образом, использование всесторонней изотермической деформации титана в режиме динамической рекристаллизации позволяет получить массивные заготовки с однородной беспористой СМК структурой. Однако их плотность меньше плотности заготовок с КЗ микроструктурой, что вызвано атомными смещениями в приграничных областях и может привести к изменению механических свойств таких материалов. В первую очередь это касается упругих и неупругих характеристик, во многом определяемыми силами межатомного взаимодействия.

Поэтому в четвертой главе представлены результаты исследований модуля упругости и внутреннего трения, а также механических испытаний ВТ1-00 при комнатной и повышенной температурах.

На рисунке 1 представлено изменение эффективного модуля упругости и логарифмического декремента затухания СМК и КЗ титана (а) и двухфазного титанового сплава ВТ8 (б) в зависимости от температуры отжига.

Теиперагура отхнп, С Температура отаигэ, С

Рис.1 Зависимости эффективного модуля упругости и логарифмического декремента затухания внутреннего трения от температуры отжига СМК ВТ1-00 (а) и ВТ8 (б).

Для оценки анизотропии образцы для исследований вырезали в двух взаимно перпендикулярных направлениях. Между тем результаты измерений свойств

оказались отличающимися незначительно. Необходимо подчеркнуть, что КЗ состояние титана соответствует состоянию 7 и было получено в условиях холодной деформации многократной осадкой на е=2. Оценка величины модуля в отожженном крупнозернистом состоянии титана показала значение, соответствующее табличному - 105 ГПа. Из рисунка видно, что, несмотря на снижение плотности сплавов в СМК состоянии, значения эффективного модуля упругости и декремента затухания сохраняются на уровне КЗ состояния как в титане, так и в сплаве ВТ8. Этот результат не совпадает с данными, полученными при исследовании СМК меди и никеля, в которых было обнаружено заметное снижение эффективного модуля упругости и рост характеристик внутреннего трения. Между тем после отжига при температурах, при которых начинается развитие процессов возврата в титане (400...450°С) наблюдается подобная картина: резкое уменьшение модуля и рост декремента затухания. При дальнейшем увеличении температуры отжига и роста зерен эффективный модуль упругости и декремент затухания достигают значений КЗ состояния.

Для объяснения полученных результатов проанализирован вклад различных факторов в изменение эффективного модуля упругости, таких как: внутренние напряжения, большая плотность дислокаций, увеличение объемной доли границ зерен и приграничных прослоек, имеющих пониженный модуль упругости, выделение дисперсных частиц при ДДС, уменьшение плотности СМК титановых сплавов. В сумме они должны давать снижение эффективного модуля упругости примерно на 27%, причем наибольший вклад дает повышенная плотность дислокаций (16%), тогда как снижение за счет зернограничной фазы составляет лишь 6,5%, а выделение частиц при ДДС, имеющих повышенный модуль упругости, несколько увеличивает модуль упругости материала. Однако, в СМК состоянии после ИПД эффективный модуль упругости сохраняется на уровне КЗ состояния. Объяснить этот результат можно, используя модель "струны" Келлера-Гранато-Люкке, которая рассматривает отдельные сегменты дислокаций как упруго натянутые струны, колеблющиеся в упругом поле. По-видимому, после ИПД основная масса дислокаций заблокирована и закреплена, что уменьшает эффективную длину способных к движению дислокаций и их обратимый прогиб. Кроме того, закрепление дает и ДДС СМК ВТ1-00. Дополнительную информацию о значительном закреплении дислокаций дают и результаты увеличения амплитуды приложенной нагрузки. Так, увеличение амплитуды в 4 раза при всех одинаковых других условиях измерения не приводит к изменению модуля упругости СМК титана

после ИПД, однако его значения увеличиваются после рекристаллизационного отжига и связаны с подвижностью дислокаций. Поэтому в состоянии после ИПД измеряемый эффективный модуль стремится к нерелаксированному модулю, величина которого значительно больше релаксированного модуля. Отжиг СМК титана при температурах несколько выше температуры деформации, слабо влияя на размер зерен, способствует уменьшению плотности дислокаций, их разблокировке и увеличению длины способных к движению дислокаций. Поэтому релаксационный процесс успевает пройти, измеренный модуль упругости при этом приближается к релаксированному модулю, и регистрируется уменьшение эффективного модуля упругости на 26%, т.е. величину весьма близкую расчетной.

Резкое повышение эффективного модуля упругости СМК титана в результате последующего отжига связано с прохождением рекристаллизации. При этом наибольший эффект проявляется в результате интенсивного роста зерен, когда мигрирующие границы очищают их от дефектов, что приводит к росту Еэф.

В титане наличие экстремумов 6 и Е на их зависимостях от температуры отжига, отвечающих 750°С, может быть связано с выпадением выделений и закреплением дислокаций вблизи них.

Таким образом, полученные данные отличаются от результатов исследования СМК Ад, Си и N1. Вероятно, следует учитывать при сравнении механических свойств СМК материалов, как гомологическую температуру испытания, так и чистоту сплавов. Оба фактора в значительной мере могут влиять на закрепление и разблокировку дислокаций, и, соответственно механическое поведение.

В таблице 6 представлен комплекс механических свойств титана при комнатной температуре для различных состояний. Отметим, что указанные характеристики определялись в трех направлениях заготовки и их значения оказались примерно одинаковыми.

Таблица 6. Механические свойства титана с различным размером зерен..

(1,МКМ со,2,МПа ав,МПа б,% 8р,%

50 275 420 29 17 73

5 360 450 - - -

0.25 465 530 23 12 69

0.15 630 645 21 10 66

0.1 - 730 18 7 63

Уменьшение размера зерен, высокая плотность дислокаций в приграничных участках, наличие дисперсных частиц, выделившихся в результате ДДС, ведут к резкому увеличению прочности и снижению пластичности. Заметим, что подобное изменение прочности отвечает обычной зависимости от размера зерен. Однако данные о снижении пластичности не совпадают с известными результатами о протяженной равномерной деформации в СМК меди. Отличие связано, по-видимому, также с разной гомологической температурой испытания (0,15 Т™ для Ti и 0,221™ для Си) и чистотой материала.

Истинные кривые напряжение течения -деформация показывают, что СМК титан способен к значительному деформационному упрочнению. Следовательно, холодная деформация может быть применена для упрочнения СМК титана. Вид истинных кривых напряжение течения - деформация СМК титана ВТ1-00 несколько отличается от кривых крупнозернистого (КЗ) титана, а именно на начальной стадии пластического течения появляется площадка текучести, но при этом практически не изменяется величина коэффициента деформационного упрочнения на последующих стадиях деформации и их протяженность. Однако в СМК состоянии титан склонен к быстрой локализации деформации, о чем свидетельствует сокращение равномерной составляющей удлинения образца. Исследованием деформационного рельефа и микроструктуры установлено, что на микроуровне появляются полосы локализованного сдвига. В тоже время на репликах внутри полос выявляются детали микрорельефа, соответствующие по размерам зернам, что может указывать на действие ЗГП. Но низкая гомологическая температура испытания (0,15 Т™) не способствует активному протеканию этого процесса, ввиду чего быстро наступает упрочнение. Кроме того, по-видимому, наличие дисперсных частиц также влияет на уменьшение пластичности и локализацию деформации.

Повышение температуры испытаний приводит к резкому снижению прочностных и увеличению пластических характеристик. Перевод титана в СМК состояние способствовал снижению температуры проявления СП. Так он проявляет признаки сверхпластичности 8= 110%, т=0,3 при температуре 450°С и е=1*10"4. Показано, что причиной невысоких показателей СП является нестабильность микроструктуры СМК титана, приводящая к росту зерен до 0,6-0,7 мкм. В тоже время энергоактивационным анализом выделены температурные области, имеющие различные значения энергии активации. Показано, что в температурном интервале 300-450°С энергия активации деформации имеет значение 69 кДж/моль при п=8,8, в интервале 450-500РС, в котором наблюдаются признаки сверхпластичности, - 225 кДж/моль при п=3,5, а в интервале 500-600°С - 72 кДж/моль при п=5,2. Таким образом,

СП реализуется в узком температурно-скоростном интервале, вне которого в технически чистом титане протекает деформационное старение. Вероятно, укрупнение зерен в процессе СПД может также способствовать деформационному старению. Снижение энергии активации деформации в 2-2,5 раза при наличии ДДС согласуется с литературными данными. В то же время стабилизация микроструктуры в двухфазном СМК сплаве ВТ8 (с размером зерен 60 нм) и подавление динамического деформационного старения способствуют резкому увеличению характеристик сверхпластичности (при Т=575°С и 8=1200%, т=0,45).

Таблица 7.Сверхпластическое поведение титана ВТ1 -00 и сплава ВТ8.

Материал с1, нм ^С 5,% т ст, МПа

ВТ1-00 100 450 110 4 115 0,3 105

ВТ8 60 575 2'10"4 1200 0,45 165

Вышеизложенное показывает, что формирование СМК структуры в титане и его сплавах приводит к изменению комплекса их свойств, а именно в них сочетаются снижение плотности, одновременное повышение модуля упругости и прочности, сохранение характеристик внутреннего трения на уровне КЗ материала, снижение температуры СП, но при сокращении равномерной деформации при комнатной температуре. Вместе с тем после отжига можно получить и другое состояние СМК титана, в котором сочетаются повышенные прочность и внутреннее трение при уменьшении модуля упругости. Причем указанные свойства изотропны в разных направлениях заготовки.

Поскольку из технического титана ВТ1-00 в основном изготавливают прокаткой при комнатной температуре листовые полуфабрикаты, предназначенные для последующей формовки различных изделий, в пятой главе разрабатывались режимы холодной прокатки листов и фольг из СМК ВТ1-00. Как было показано в главе 3, в СМК титане наблюдается снижение относительного удлинения и равномерной деформации, однако значения относительного сужения, характеристики наиболее важной для выбора режимов прокатки, остаются высокими. Тем не менее, важно было установить, насколько такое сочетание характеристик пластичности является удовлетворительным для изготовления листовых полуфабрикатов. Сравнительный анализ прокатанных образцов с различным размером зерен показал, что допустимые деформации до появления трещин в СМК титане заметно меньше (е=70%). Для увеличения пластичности и

продолжения деформации требуется проведение промежуточного отжига (Т=420°С 5 ч.). В результате прокаткой получены из СМК ВТ1-00 ленты (толщиной 0,8 мм) с относительным'обжатием 70% без промежуточного отжига, и фольги (толщиной 0,1 мм), прокатанные на 96% с двумя промежуточными отжигами. Показано, что прокатка СМК титана ведет к дополнительному измельчению микроструктуры. В СМК ленте слабо выражена металлографическая и кристаллографическая текстура. Это обеспечило высокую однородность прочностных и пластических характеристик. Между тем, в КЗ состоянии после прокатки появляется анизотропия свойств. В СМК фольге выявляется уже незначительная анизотропия свойств (до 15%) в различных направлениях вырезки заготовок, но значение прочности увеличивается до значений 900-1061 МПа, характерных для высоколегированных титановых сплавов. При этом и пластичность имеет достаточно высокое значение (10-13%). Кроме того, фольга отвечает требованиям по предельному углу загиба - не менее 140 градусов (ОСТ 90027-71). В СМК фольге угол загиба - 180 градусов. Оказалось, что и лента и фольга, как и исходные заготовки перед прокаткой, имеют пониженную плотность на 0,51% и 0,53 % соответственно.

Таким образом, из СМК ВТ1-00 можно изготавливать листовые полуфабрикаты различной толщины с однородной структурой и повышенной прочностью при одновременном снижении их плотности.

Выводы:

1) Изотермическая ковка, приводящая к большим пластическим деформациям, позволяет в результате развития динамической рекристаллизации (ДР) сформировать в титане ВТ1-00 однородную беспористую СМК структуру с размером зерен 0,1 мкм. Структура полученных образцов характеризуется наличием большой плотности дислокаций, создающих высокие внутренние напряжения, и отсутствием полосчатого дифракционного контраста на границах зерен. Показано, что процесс формирования СМК структуры в титане ВТ1-00 сопровождается протеканием ДДС, приводящим к выделению частиц силицидов Ti5Sb и интерметаллидов Ti2Fe.

2) Исследована структура СМК титана и установлено методами гидростатического взвешивания, дилатометрии и рентгеноструктурного анализа снижение плотности СМК титана на 0,5% по сравнению с КЗ состоянием. Уменьшение плотности после ИПД на 0,3-0,5% имеет место во всех исследованных титановых сплавах с СМК структурой. Анализ вклада в плотность различных структурных факторов показал, что ее снижение связано со значительным увеличением доли искаженных

дефектами "малоплотных" приграничных участков зерен.

4) Обнаружен ряд отличий в свойствах СМК титана по сравнению с КЗ состоянием.

Установлено, что значения модуля упругости в ВТ1 -00 и ВТ8 с СМК структурой в состоянии после ИПД и декремента затухания внутреннего трения близки уровню свойств КЗ состояния. Отжиг СМК титана и его сплава существенно влияет на эти характеристики. Активизация процессов возврата с повышением температуры отжига снижает модуль упругости и увеличивает декремент затухания, а развитие рекристаллизации ведет к противоположному изменению этих характеристик. Анализ причин, вызывающих изменение упругих свойств показал, что сохранение модуля упругости в СМК состоянии титана после проведения ИПД на уровне КЗ материала связано с закреплением дислокаций, а его снижение при увеличении температуры отжига - с их разблокировкой.

5)Выполнена оценка прочностных и пластических характеристик титана в состояниях с различной величиной размера зерен. Установлено, что измельчение структуры до 100 нм приводит к не менее чем двукратному росту прочностных свойств, особенно оо2, но при этом наблюдается существенное уменьшение относительного удлинения, в особенности равномерной деформации.

6) На примере технического титана ВТ1-00 установлено, что формирование СМК структуры путем ИПД в режиме ДР позволяет получить при уменьшении плотности до 0,5 % рост не менее чем в два раза прочностных характеристик, при сохранении модуля упругости и декремента затухания на уровне КЗ сплава при снижении пластичности, особенно равномерной деформации. Отжиг СМК титана при Т=425°С ведет при некотором снижении прочностных характеристик к значительному повышению декремента затухания внутреннего трения (145%) и снижению модуля упругости на 26% при слабом росте пластичности. Показано, что наблюдаемые механические свойства однородные в различных сечениях заготовки.

7) Исследованы механические свойства СМК ВТ1-00 в интервале температур 20-600°С. Установлено, что при температуре 450°С и е=1*10"4 он проявляет слабые признаки сверхпластичности 450°С 5= 110%, а т=0,3. Показано, что причиной невысоких показателей СП является как нестабильность микроструктуры СМК титана, приводящая к росту зерен, так и развитие ДДС, которые препятствуют развитию ЗГП. Повышение стабильности микроструктуры и подавление ДДС достигается в двухфазных сплавах. Высокие показатели низкотемпературной сверхпластичности были получены в двухфазном сплаве ВТ8 с размером зерен 60 нм:

при Т=575°С и s=2 104 с1 о=165 МПа, 6=1200%, а т=0,45.

8) Рассмотрены особенности изготовления холодной прокаткой листов и фолы из СМК технического титана ВТ1-00. Установлено влияние исходной микроструктуры на допустимые степени деформации при прокатке. На основании этого определены основные параметры прокатки и промежуточного отжига. Изготовлены из СМК ВТ1-00 лента (толщиной 0,8 мм) и фольга (толщиной 0,1 мм) прокаткой при комнатной температуре и исследованы их механические свойства. Показана возможность изготовления бестекстурных листов с СМК структурой. Механические свойства фольги характеризуются высоким уровнем прочностных характеристик (900-1061МПа) при достаточном уровне пластичности (13%), превышающем требования стандарта на фольги из титана.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. Салищев Г.А., Галеев P.M., Малышева С.П., Валиахметов O.P., Формирование субмикрокристаллической структуры в титане при пластической деформации и ее влияние на механические свойства. - Металлы, 1996, N.4 с.86-91.

2. Salishev G.A., Galeyev R.M., Malysheva S.P., Valiakhmetov O.R. Low Temperature Superplasticity of Submicrocrystalline Titanium Alloys. Materials Sience Forum, 1997, v.243-245, p.585-590.

3. Салищев Г.А., Малышева С.П., Галеев P.M., Михайлов С.Б. Модуль упругости субмикрокристаллического титана. Материалы V научно-технической конференции с международным участием "Материалы и упрочняющие технологии", Курск, 1997, с.21-23.

4. Салищев Г.А., Малышева С.П., Галеев P.M., Мулюков P.P. Влияние больших пластических деформаций и рекристаллизационого отжига на плотность технического титана. - ФММ, 1996, т.82, вып.2, с.113-117.

5. Структура и механическое поведение субмикрокристаллического титана. - Тезисы докл. VII Международного семинара Структура, дефекты и свойства нанокристаллических, ультрадисперсных и мультислойных материалов. Екатеринбург, 1996, с.129.

6. Салищев Г.А., Малышева С.П., Галеев P.M., Валиахметов O.P., Миронов С.Ю. Механическое поведение субмикрокристаллического титана. Материалы V науно-технической конференции с международным участием "Материалы и упрочняющие технологии", Курск, 1997, с.32-35.

7. Салищев Г.А. Малышева С.П. Галеев P.M. Михайлов С.Б. Изменение структуры и модуля упругости при отжиге субмикрокристаллического титана. Тезисы XIV

Уральской школы металловедов-термистов "Фундаментальные проблемы перспективных материалов", Ижевск, 1998.

8. Г.А. Салищев, P.M. Гапеев, С.П. Малышева, С.Б. Михайлов, М.М. Мышляев. Изменение модуля упругости при отжиге субмикрокристаллического титана. ФММ. 1998, т.83, в.З, с.178-181.

9. Салищев Г. А., Галеев Р. М., Малышева С.П., Михайлов С.Б., Мышляев М.М. Влияние отжига на демпфирование и упругость субмикрокристаллического титана и его сплава ВТ8 - ФММ. 1999. т. 87, № 4, с. 60-65.

10. Миронов С.Ю., Малышева С.П. Галеев Р. М. Салищев Г. А.,. Мышляев М.М. Влияние размера зерна на механическое поведение титана ВТ1-00 - ФММ. 1999. т.87.№ 3, с. 80-85.

11. Salishchev G.A., Galeyev R.M., Malysheva S.P., Myshlyaev М.М. Structure and density of submicrocrystalline titanium produced by severe plastic deformation -NanoStructured Materials. 1999. v.11. No. 3, pp. 407-414.

12. Жеребцов С.В., Галеев P.M., Валиахметов О.Р., Малышева С.П., Салищев Г.А., Мышляев М.М. Формирование субмикрокристаллической структуры в титановых сплавах интенсивной пластической деформацией и их механические свойства -КШП. 1999. №7, с. 17-22.

13. G. Salishchev, R. Galeyev, О. Valiakhmetov, S. Zherebtsov, S. Mironov, S. Malysheva, A. Smyslov, E. Safin - Submicrocrystalline Titanium and its Alloys: Structure and Mechanical Properties. - The 9th World Conference on Titanium, 1999, SanKt-Petersburg. p.S3-52.

14. Salishchev G.A., Galeyev R.M, Zherebtsov S.V., Mironov S.Yu., Malysheva S.P. Formation of submicrocrystalline structure in titanium alloys and their mechanical properties. - NATO Advanced Research Workshop "Investigations and Applications of Severe Plastic Deformation" 2-6 August, 1999.

15. Г.А. Салищев, P.M. Галеев, Валиахметов О.Р.,С.П. Малышева, С.В. Жеребцов, Миронов С.Ю. Структура и механические свойства субмикрокристаллического титана и его сплавов. Материалы Всероссийской конференции "Физикохимия ультрадисперсных систем" 9-13 октября 2000г., Екатеринбург, с.209.

16. Salishchev G.A., Galeyev R.M, Murzinova M.A., Malysheva S.P, Afonichev D.D. Influence of reversible hydrogen alloying on formation of SMC structure and Superplasticity of titanium alloys. International Conference on Superplasticity in Advanced Materials. 1-4 August 2000, p. 148-150.

Введение '

Глава 1. Обзор литературы

1.1 Методы получения СМК и НК материалов

1.2 Строение нанокристаллических и субмикрокристаллических материалов, полученных интенсивной пластической деформацией

1.3. Физические свойства нанокристаллических и субмикрокристаллических материалов

1.4. Механические свойства нанокристаллических и субмикрокристаллических материалов

1.5. Постановка задачи исследования;

Глава 2. Материалы и методики исследования

2.1 Выбор материалов и их состав:

2.2. Методика подготовки образцов

2.3. Металлографический и электронно-микроскопический анализ

2.4. Методика измерения плотности гидростатическим взвешиванием

2.5. Дилатометрические измерения

2.6. Рентгенографические исследования

2.7. Методики определения энергии активации роста зерен и энергии активации горячей деформации:

2.8.Методика измерения модуля упругости и внутреннего трения ■

2.9. Методика определения микротвердости и механические испытания на растяжение

Глава 3. Структура и плотность титана ВТ1-00 и титановых сплавов ВТ8 и ВТЗО, подвергнутых интенсивной пластической деформации ковкой

3.1. Исследование эволюции микроструктуры в техническом титане ВТ 1-00 при деформации в интервале температур 750-400°С. Разработка режимов подготовки СМК структуры в массивных заготовках технического титана ВТ 1-00 путем изотермической ковки ;

3.2. Аттестация СМК состояния титана ВТ1-00 и его сплавов

3.2.1. Исследование влияния больших пластических деформаций и последующего рекристаллизационного отжига на микроструктуру и плотность титана ВТ1

3.2.2. Влияние СМК структуры на плотность титана повышенной чистоты и двухфазных титановых сплавов ВТ8 и ВТЗО

Развитие современной техники предъявляет все более возрастающие требования к качеству конструкционных материалов. Традиционные методы обработки металлов во многом не способны обеспечить требуемый уровень свойств. В связи с этим весьма перспективным направлением материаловедения является создание качественно нового субмикрокристаллического (СМК) и нанокристаллического (НК) состояния с размером зерен менее 1 мкм. Поскольку известно, что такие материалы имеют свойства, значительно отличающиеся от ряда свойств обычных поликристаллов.

Между тем, возможности исследования комплекса физико-механических свойств таких материалов связаны с проблемой получения массивных заготовок с однородной беспористой структурой. В настоящее время существует целый ряд методов получения СМК и НК структуры в металлах и сплавах. Однако почти все они (порошковая металлургия, сверхбыстрая закалка, наковальня Бриджмена) не позволяют получать СМК состояние в массивных заготовках. Кроме того, методы порошковой металлургии приводят к образованию пористости и загрязнению образцов, а использование интенсивных пластических деформаций путем сдвига под давлением(на наковальне Бриджмена) дает неоднородную структуру, все это вносит искажения в свойства материалов. Массивные заготовки в последнее время были получены методами РКУ-прессования и всесторонней ковкой. Однако для РКУ-прессования существуют ограничения по размеру (диаметр до 20 мм, длина 70-100 мм), в образцах появляется текстура и этот метод сложно реализовать для труднодеформируемых сплавов. Для таких материалов, к которым относятся и титановые сплавы, метод интенсивной пластической деформации путем всесторонней ковки в области температур (0,2-0,5)ТПЛ является основным для получения СМК структуры. При этом возможно получение массивных заготовок. Однако недостаточно информации об особенностях формирования микроструктуры в этих условиях деформации, а также мало данных о физических и механических свойствах таких материалов.

В связи с перечисленными выше проблемами отсутствуют системные сведения о строении и свойствах СМК материалов, а описанные в литературе, довольно противоречивы. Особые свойства СМК материалов связывают с увеличением в их структуре протяженности границ зерен, а это в свою очередь должно приводить к снижению плотности и изменению параметров упругости, поскольку они определяются величиной межатомного взаимодействия. Имеются результаты, что в СМЗ материалах отмечается значительный рост прочности, снижение температуры сверхпластичности, в то же время неоднозначны результаты исследования других механических характеристик, например пластичности, внутреннего трения. Необычность в изменении свойств связывают с неравновесностью границ зерен СМК и НК материалов. Однако до сих пор неясно насколько универсальным является этот вывод, чем определяются указанные свойства, и как они проявляются в промышленных материалах. Ведь до сих пор исследования проводились в основном на материалах с относительно низкой температурой плавления (А1, Си, Мд, №), благодаря чему в них при комнатной температуре успевают протекать процессы возврата, поэтому их свойства должны отличаться от поведения материалов с более высокой температурой плавления. Кроме того, в предыдущих работах не учитывалось, что в материалах технической чистоты в ходе подготовки СМК структуры могут протекать процессы деформационного старения, которые вероятно будут также оказывать влияние на свойства материала.

К моменту постановки настоящей работы была также очевидная необходимость проведения исследований, позволяющих выявить преимущества СМК структуры на примере таких материалов, как титановые сплавы. Поиск дополнительных ресурсов повышения прочностных характеристик титана и его сплавов, широко применяемых в различных областях промышленности, особенно в тех, где выигрыш в весе играет главную роль, имеет большой научный и практический интерес. Вместе с тем, широкое применение титановых сплавов в авиации, где не обходится без вибраций, диктует необходимость повышать характеристики внутреннего трения, позволяющие гасить механические колебания и уменьшать уровень шума. Разработка и исследование новых эффективных методов, обеспечивающих повышение механических свойств титана, является весьма актуальной задачей и для медицинского материаловедения, "поскольку практически полная биологическая совместимость титана с живой тканью позволяет применять его в медицине' в качестве материала для имплантантов и протезов.

В связи с этим целью настоящей работыявляется исследование связи строения СМК титана, полученного интенсивной пластической деформацией путем изотермической ковки, с физико-механическими свойствами и формирование в нем благоприятного для эксплуатации комплекса прочностных, упругих, неупругих и пластических характеристик.

Для достижения поставленной цели проведены исследования технически чистого титана и показано, что и путем использования всесторонней многократной деформации в изотермических условиях с постепенным снижением температуры обработки и сменой оси нагружения в результате развития динамической рекристаллизации возможно получение массивных заготовок с субмикрокристаллической структурой (с размером зерен вплоть до 0,1 мкм). ш Металлографическими и электронно-микроскопическими методами, рентгеноструктурным анализом и путем измерения плотности установлено, что использование такой схемы обработки не приводит к образованию пористости в заготовках и возникновению ярко выраженной текстуры, и по всему объему образца формируется однородная и равноосная СМК структура, что обеспечивает стабильный уровень физико-механических свойств в этом состоянии.

С использованием дилатометрических измерений, РСА и метода гидростатического взвешивания обнаружено, что в образцах СМК титана происходит уменьшение плотности на 0,5% по сравнению с крупнозернистым материалом. Анализ моделей, описывающих изменение объема, показал, что наилучшим образом объясняет уменьшение плотности двухфазная модель строения СМК материалов, когда уменьшение плотности связанно с увеличением объемной доли в СМК материалах искаженных дефектами приграничных участков зерен. Установлено, что снижение плотности имеет место и в других СМК титановых сплавах.

Показано, что формирование СМК структуры в титане ВТ1-00 приводит при комнатной температуре к росту прочности при сохранении модуля упругости и декремента затухания внутреннего трения на уровне, характерном для крупнозернистого состояния. Исследованием влияния температуры отжига на механические характеристики установлена возможность получения высоких прочностных свойств и декремента затухания при снижении модуля упругости (до 20%). Обнаруженные изменения механических свойств объяснены на основе модели "струны" Келлера-Гранато-Люкке, показывающей закрепление дислокаций при комнатной температуре и их разблокировку при отжиге. и В области повышенных температур (300-600°С) для СМК ВТ1-00 установлено, что протекание процессов динамического деформационного старения и нестабильность СМК структуры не позволяют наблюдать высокие значения низкотемпературной сверхпластичности. Стабилизация микроструктуры в двухфазном СМК (с размером зерен 60 нм) сплаве ВТ8 и подавление ДДС способствуют резкому увеличению

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ:

1) Всесторонняя изотермическая ковка, приводящая к большим пластическим деформациям, позволяет в результате развития динамической рекристаллизации сформировать в титане ВТ1-00 однородную беспористую СМК структуру с размером зерен 0,1 мкм; а в сплаве ВТ8 - 0,06 мкм. Структура полученных образцов характеризуется наличием большой плотности дислокаций, создающих высокие внутренние напряжения, и отсутствием полосчатого дифракционного контраста на границах зерен. Показано, что процесс формирования СМК структуры в титане ВТ1-00 сопровождается протеканием ДДС, приводящим к выделению частиц силицидов ~Пз815 и интерметаллидов "П2Ре.

2) Исследована структура СМК титана и установлено методами гидростатического взвешивания, дилатометрии и рентгеноструктурного анализа снижение плотности СМК титана на 0,5% по сравнению с КЗ состоянием. Уменьшение плотности после ИПД имеет место во всех исследованных титановых сплавах с СМК структурой. Анализ вклада в плотность различных структурных факторов показал, что ее снижение связано со значительным увеличением доли искаженных дефектами "малоплотных" приграничных участков зерен.

3) Обнаружен ряд отличий в свойствах СМК титана и его сплава ВТ8 по сравнению с КЗ состоянием.

Установлено, что значения модуля упругости в ВТ1-00 и ВТ8 с СМК структурой в состоянии после ИПД и декремента затухания внутреннего трения близки уровню свойств КЗ состояния. Отжиг СМК титана и его сплава существенно влияет на эти характеристики. Активизация процессов возврата с повышением температуры отжига снижает модуль упругости и увеличивает декремент затухания, а развитие рекристаллизации ведет к противоположному изменению этих характеристик. Анализ причин, вызывающих изменение упругих свойств показал, что увеличение модуля упругости в СМК состоянии титана после проведения ИПД связано с закреплением дислокаций, а его снижение при увеличении температуры отжига - с их разблокировкой.

4) Выполнена оценка прочностных и пластических характеристик титана в состояниях с различной величиной размера зерен. Установлено, что измельчение структуры до 100 нм приводит к не менее чем двукратному росту прочностных свойств, особенно сто,2> н0 ПРИ этом наблюдается существенное уменьшение относительного удлинения, в особенности равномерной деформации. Основное влияние уменьшения размера зерен (вплоть до 100 нм) на изменение вида истинных кривых напряжение течения - деформация титана ВТ1-00 связано с появлением на начальной стадии пластического течения площадки текучести, но при этом практически не изменяется величина коэффициента деформационного упрочнения на последующих стадиях деформации и их протяженность.

5) Формирование СМК структуры в ВТ1-00 путем ИПД в режиме ДР позволяет получить при уменьшении плотности на 0,5% рост не менее чем в два раза прочностных характеристик, при сохранении модуля упругости и декремента затухания на уровне КЗ сплава и снижение пластичности, особенно равномерной деформации. Отжиг СМК титана при Т=425°С ведет при некотором снижении прочностных характеристик к значительному повышению декремента затухания внутреннего трения (145%) и снижению модуля упругости на 26% при слабом росте пластичности. Показано, что наблюдаемые механические свойства однородные в различных сечениях заготовки.

6) Исследованы механические свойства СМК ВТ1-00 в интервале температур 20-600°С. Установлено, что при температуре 450°С и е=1*10"4 он проявляет признаки сверхпластичности 450°С 8= 110%, а т=0,3. Показано, что причиной невысоких показателей СП является как нестабильность микроструктуры СМК титана,

134 приводящая к росту зерен, так и развитие ДДС, которые препятствуют развитию ЗГП. Повышение стабильности микроструктуры и подавление ДДС достигается в двухфазном титановом сплаве ВТ8 с размером зерен 60 нм, при этом получены высокие показатели низкотемпературной сверхпластичности при Т=575°С и е=2*Ю'4 с"1 а=165 МПа, 5=1200%, а т=0,45.

7) Рассмотрены особенности изготовления холодной прокаткой листов и фольг из СМК технического титана ВТ1-00. Установлено влияние исходной микроструктуры на допустимые степени деформации при прокатке. На основании этого определены основные параметры прокатки и промежуточного отжига. Изготовлены из СМК ВТ1-00 лента (толщиной 0,8 мм) и фольга (толщиной 0,1 мм) прокаткой при комнатной температуре и исследованы их механические свойства. Показана возможность изготовления бестекстурных листов с СМК структурой. Механические свойства фольги характеризуются высоким уровнем прочностных характеристик (900-1061 МПа) при достаточном уровне пластичности (13%), превышающем требования стандарта на фольги из титана.

4.5. Заключение.

Формирование субмикрокристаллической структуры в титане ВТ1-00 и его двухфазных сплавах приводит к изменению комплекса их свойств. После интенсивной пластической деформации для СМК титана характерно при комнатной температуре снижение плотности, рост прочности, сохранение модуля упругости и декремента затухания внутреннего трения на уровне, характерном для крупнозернистого состояния, но при сокращении равномерной деформации. Вместе с тем после низкотемпературного отжига можно получить и другое состояние СМК титана, в котором сочетаются повышенная прочность и внутреннее трение при уменьшении модуля упругости и некотором росте пластичности. Необходимо отметить, при использовании всесторонней изотермической ковки при температурно-скоростных режимах протекания динамической рекристаллизации достигается однородность механических свойств в разных направлениях заготовки.

В области повышенных температур (300-600°С) для СМК ВТ1-00 установлено, что протекание процессов динамического деформационного старения и нестабильность I

СМК структуры не позволяют наблюдать высокие значения низкотемпературной сверхпластичности. Стабилизация микроструктуры в двухфазном СМК (с размером зерен 60 нм) сплаве ВТ8 и подавление ДДС способствуют резкому увеличению характеристик сверхпластичности (при температуре 575°С удлинение достигает 1200%).

ГЛАВА 5. Исследование возможности изготовления холодной прокаткой листовых полуфабрикатов из СМК титана ВТ1-00 и их механических свойств.

Поскольку технический титан ВТ1-00 идет в основном на изготовление листовых полуфабрикатов, сочетающих высокие механические свойства с малым удельным весом и повышенной коррозионной стойкостью, была сделана попытка получить из СМК ВТ1-00 листовые и фольговые заготовки методом прокатки при комнатной температуре.

Пластические характеристики титана ВТ1-00 при комнатной температуре являются определяющими для технологии изготовления из него листовых полуфабрикатов. Хотя в СМК титане наблюдается снижение относительного удлинения и равномерной деформации (глава 4), однако значения относительного сужения, характеристики наиболее важной для выбора режимов прокатки, остаются высокими. Тем не менее важно было установить насколько такое сочетание характеристик пластичности является удовлетворительным для изготовления листовых полуфабрикатов.

Лента была изготовлена за три прохода с исходной толщины 2 мм до конечной толщины 0,8 мм со степенью деформации 63% без промежуточных отжигов. Однако оказалось, что допустимые деформации до появления трещин при прокатке СМК титана меньше, чем в титане с КЗ и МК структурой. Это сказывалось в виде трещин на боковой поверхности ленты при меньшей величине относительного обжатия, чем в случае КЗ и МК титана. Так при прокатке СМК и МК ВТ1-00 листов наибольшее относительное обжатие до образования трещин на боковой поверхности равно 63 и 70% соответственно. Заметим, что смена деформации благоприятствует более эффективному преобразованию микроструктуры: зерна измельчаются, разнозернистость отсутствует, структурные дефекты распределяются равномерно (рис.5.1). л > г^ЗЯЯИИИР гЬ * £

ОТ-- >» а) . б)

Рис.5.1. Микроструктура СМК ленты (а) и фольги (б).

Кроме того, в СМК ленте отсутствовала металлографическая и кристаллографическая текстура, что обеспечивает высокую однородность прочностных и пластических характеристик. Между тем, в КЗ состоянии после прокатки вместе с повышением прочности появляется текстура прокатки.

1. Siegel R.W. In: Proc. of the NATO ASI, Mechanical properties of ultrafine-grained materials/ Eds. M.Nastasi, D.M.Parcin, H.Gleiter/ - Dordrecht-Boston-London: Kluwer Head. Publ., 1993. V233. P.509.

2. Hoefler H.J.,Hahn H.,Averback R.S. Defect and Diffusion Forum 75 (1) 99 (1991).

3. Okada S. et al. Alloys and Compounds 211/212 494 (1994).

4. Быковский Ю.А. и др. Поверхность (12) 69 (1992).

5. Дудко Д.А. и др. ДАН СССР 285 (1) 106 (1985).

6. Biringer R., Herr U., Gleiter H. Nanocrystalline materials a first report. - Trans. Japan Inst. Met. 27, 43-52 (1986).

7. Gunther В., Boalmann A., Weiss H.: Mat. Res. Soc. Symp. Proceedings, Vol.195 (Pittsburg, Pensylvania) p.611, (1991).

8. Fougere G.E., Weertman J.R. Siegel R.W. Processing and mechanical behavior of nanocrystalline Fe. Nanostructured Materials, 1995, 5, N2, c. 127-134.

9. Oehring M., Appel F. Mechanical properties of submicron-grained TiAl alloys prepared by mechanical alloying. Appl. Phys. Lett., 1995, 66, N8, c.941-943.

10. Schröpf Havald, Kuhrt Christian, Artz Eduard. Mechanical properties of ball-milled nano- and microcrystalline (Ni Fe)AI alloys. Z. Metallk., 1995, 86, N9, c.626-630.

11. Biringer: Mater. Sei. Eng. 117A, 33-44 (1989).

12. Bridgman P.W. : Studies in Large Plastic Flow and Fracture (McGraw-Hill, New York and Maidenhead, 1952).

13. Иванов B.B. и др. СФХТ 5 (6) 1112 (1992).

14. Benjamin J.S., Bromford M.J. : Met. Trans. 8A, 1301 (1977).

15. Nich T.C., Gilman P.S., Wadsworth J.: Scripta Met. 19, 1375 (1985).

16. Lu K, Wang J.T. Wei D.S. Scripta Metal. Mater. 25 (3) 619 (1991).

17. Reusswing S„ Gleichmann R., Zielinski P.g.,Ast D.g.,Ray R.: Acta Met. 32,1553, (1984).

18. Li J., Wang T.M., Zhao J. Preparation and characterization of nanocrystalline Cu-5,5Ni-9,5Sn-6,5P alloy. J. Mater. Sci. Lett.,1994, 13, N17, p.1246-248.

19. Wang D.L., Kong Q.P. Crepp of nanocrystalline Ni-P alloy. Scr.met.et mater. 994, 31, N1, c.47-51.

20. Носкова Н.И. Влияние деформации и отжига на структуру и свойства аморфных сплавов. ФММ, 1992, №2, с.102-110.

21. Смирнова H.A., Левит В.И., Пилюгин В.П. Особенности низкотемпературной кристаллизации никеля и меди. ФММ, 1986, 62, вып. 3, с.566-570.

22. Валиев Р.З., Кайбышев О.А, Кузнецов Р.И. Низкотемпературная сверхпластичность металлических материалов. ДАН СССР, 1988, 301, N4, с.864-866.

23. Valiev R.Z., Krasilnikov N.A., Tsenev N.K. Plastic Deformation of Alloys with submicron-grained Structure. -Mat. Sci. and Eng., 1991 ,A137, p.35-40.

24. Валиев P.3., Корзников A.B., Муллюков P.P. Структура и свойства металлических материалов с субмикрокристаллической структурой. ФММ, 1992, Т.4, с.70.

25. Ultrafine-grained materials prepared by severe plastic deformation/ Ed.R.Z.Valiev// Annals de Chime. Science des Material. 1996.V.21. P.369.

26. Смирнова НА, Левит В.П., Дегтярев М.В. и др. Развитие ориентационной неустойчивости в ГЦК монокристаллах при больших пластических деформациях. ФММ, 1988, 65, вып.6, с.1198-1204.

27. Смирнова Н.А., Левит В.И., Пилюгин В.П. Эволюция структуры ГЦК монокристалла при больших пластических деформациях. ФММ, 1986, Т.61, В.6, С. 1170.

28. Valiev R.Z., Krasilnokov N.A., Tsenev N.K. // Mater. Sei. Eng.-1991.-V.137.-P.35.

29. Павлов B.A. Высокие пластические деформации и природа аморфизации кристаллических систем*. ФММ 1989 - Т.67, вып.5, с. 924 - 944.

30. Галеев P.M., Валиахметов О.В., Салищев Г.А. Механические свойства титанового сплава ВТ8 с субмикрокристаллической структурой. ФММ, 1990, N10, с.204-206.

31. Галеев P.M., Валиахметов О.В., Салищев Г.А. Динамическая рекристаллизация крупнозернистого титанового сплава ВТЗО в (a+ß) области. Изв. АН СССР, сер. Металлы, 1990, N4, с.97-103.

32. Могучий Л.Н. Обработка давлением труднодеформируемых материалов. М.: Машиностроение, 1976, 272с.

33. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия, 1986, 224с.

34. Конева H.A., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Изв. ВУЗов. Физика. 1990. - №2. - С. 89-106.

35. Конева H.A., Козлов Э.В. Закономерности субструктурного упрочнения // Изв. ВУЗов. Физика. 1991. - Т. 34, № 3. - С. 56-70.

36. Бернштейн М.Л. Структура деформируемых материалов.-М.:Металлургия, 977.433с.

37. ЗЭ.Гриднев В.Н., Гаврилюк В.Г. Распад цементита при пластической деформации стали (обзор) // Металлофизика 1982. т.4, №3. с. 74-87.

38. Гаврилюк В.Г. Распределение углерода в стали /Киев: Наукова Думка, 1987,- 208 с.

39. Козлов Э.В., Попова H.A., Григорьева H.A., Игнатенко Л.Н., Ковалевская Т.А.,

40. Теплякова Л.А., Чухин Б.Д. Стадии пластической деформации, эволюция субструктуры и картина скольжения в сплавах с дисперсным упрочнением // Известия ВУЗов. Физика. 1991. -т.34, № 3, - С. 112-128.

41. Корзников А.В., Иванисенко Ю.В., Сафаров И.М. Механические свойства заэвтек-тоидной стали с нанокристаллической структурой. Металлы,1994,N1, с.91-97.

42. Мусалимов Р.Ш., Валиев Р.З. Дилатометрические исследования аллюминиевого сплава с субмикрозернистой структурой,- ФММ, 1992, N9, с.95-100.

43. Панин В.Е., Лихачев В.А., Гриняев Ю.В. Структурные уровни деформации твердых тел. Новосибирск: Наука, 1985, 230с.

44. Senkov O.N., Froes F.H., Sttolyarov V.V., Valiev R.Z., Liu J. // Scripta Mater.1998.V. 38. P. 1511.

45. Кузнецов P.И., Быков В.И., Чернышев В.П., Пилюгин В.П. и др. Пластическая деформация твердых тел под давлением // Препринт 4/85. Свердловск: ИФМ УНЦ ФР СССР, 1985. 32 с.

46. Valiev R.Z. SPD processing and enhanced properties in metallic materials. -Proceedings of the NATO Advanced Research Workshop on Investigations and Applications of Severe Plastic Deformation, Moscow, Russia, 2-7 August, 1999, p.221.

47. Langford G., Cohen M. Microstructures analysis by high-voltage electron diffraction severely drawn iron wires. Met.Trans. 1975, V.6A, P.901.

48. Valiev R.Z., Abdulov R.Z., Krasilnikov N.A. Formation of Submicrometre-Grained Structure in Magnesium Alloy due to High Plastic Strains. Journal of Materials Science Letters, 1990, N9, p. 1445-1447.

49. Теплов B.A., Коршунов В.П., Шабашов В.А. Структурные превращения высокомарганцовистых аустенитных сталей при деформировании сдвигом под давлением. ФММ, 1988, N66, В.З, С.564.

50. Теплов В.А., Пилюгин В.П., Кузнецов Р.И. Фазовый ОЦК-ГЦК переход,вызываемый деформацией под давлением сплава железо-никель. ФММ, 1987, Т.64, В.1, С.127.

51. Теплов В.А., Пилюгин В.П.,Талуц Г.Г. Образование диссипативной структуры и фазовые переходы в сплавах железа при сдвиге. Металлы 1992, N2, С.109.

52. Копылов В.И., Резников В.И. Механика пластической деформации металлов простым сдвигом. Минск, 1989. -42с. - Деп. в ВИНИТИ 11.07.89. N4599-B89.

53. Сегал В.М., Резников В.И., Дробышевский Ф.Е., Копылов В.И. Пластическая обработка металлов простым сдвигом. Металлы. 1981. N 1. С. 115-123.

54. Ахмадеев Н.А., Валиев Р.З., Копылов В.И.,Мулюков P.P. Металлы. 1992. №5. С.96.

55. Павлов В.А. Аморфизация структуры металлов и сплавов с предельно высокой степенью деформации.// ФММ. 1985. - Т.59., вып.4. - с.629-649.

56. Maehara Y.,Langdon T.G. Superplasticity of steels and Ferrous Alloys // Mater. Sci. Eng. 1990. A128. P. 1-13.

57. Salishchev G.A., Valiachmetov O.R., Galeyev R.M.// J. Mater.Sci. 1993. V.28. P.2898.

58. Kaibyshev O., Kaibyshev R., Salishev G./l Mater.Sci.Forum. 1993. V. 113-115. P. 423.

59. Валитов B.A., Салищев Г.А., Мухтаров Ш.Х. Металлы. 1994. №3. С, 127.

60. Salishev G.A., Valiakhmetov O.R., Valitov V.A., Mukhtarov S.K. // Mater. Sci. Forum. 1994. V. 170-172. P.121.

61. Салищев Г.А., Зарипова P.Г., Закирова A.A. Особенности пластической деформиации субмикрокристаллической ферритной стали 13Х25Т. ФММ, 2000, т.89, №3, с. 100-106.

62. Gardner К., Grimes R.: Met. Sci., 1979, 13, pp. 216-222.

63. McQueen H.J, Jonas J.J.: J Appl. Met. 3,233-241 (1984).

64. Crawford J.: Met. Sci., 1984, 18, pp.395-402.

65. Мазурский М.И.Мурзинова М.А.,Салищев Г.А., Афоничев Д.Д. Металлы,1995,№6,сЗ

66. Gleiter Н Nanostruct. Mater. 1 (1) 1 (1992).

67. Gleiter Н. in Mechanical Properties and Deformation Behavior of Materials Having Ultrafine Microstructure (Nederlands, Dordrecht: Kluwer Academic Press, 1993) p.3.

68. Weissmuller J. Structure of nanocrystalline materials studied by diffraction and EXAFS techniques. Nano 94: 2nd Int.Conf. Nanostruct Mater., Stuttgart, Oct.3-7, 1994: Program and Abstr. - Stuttgart, 1994. - c.48.

69. Gleiter H. Nanocrystalline Materials.-Progress in Material Sience. 1989. V.33. P.224-302

70. Gleiter H. // NanoStructured Materials. 1995. V. 6. P.3.

71. Wunderlich W., Isida Y.,Maurer R. HREM studies of nanocrystalline Pd. Scripta Metal. Mater., 1990, 24, p.403-407.

72. Thomas G.J., Siegel R.W. Grain boundaries in nanophase Palladium. HREM and image simulation. Scripta Metal. Mater., 1990, 24, p.201-206.

73. Romanov A.E. Continuum theory of defects in nanoscaled materials. Nano 94: 2nd Int.Conf. Nanostruct Mater., Stuttgart, Oct.3-7, 1994: Program and Abstr. - Stuttgart, 1994. -c.52.

74. Nasarov A.A., Romanov., Valiev R.Z. On the structure, stress fields and energy of nonequilibrium grain boundaries. Acta Met., 1993, 41, N4, p.1033-1040.

75. Valiev R.Z., Ivanisenco Yu.V., Rauch E.F., Baudelet B. Acta Mater. 1997.V44. P.4705.

76. Мусалимов Р.Ш., Валиев Р.З. Электронная микроскопия высокого разрешения нанокристаллических материалов. ФММ, 1994, т.78, в.6, с. 114-121.

77. Horita Z„Smith D.J.,Nemoto M.,Valiev R.Z.,Langdon T.G. J.Mater. Res.1998.V13.P. 446

78. Horita Z., Smith D.J., Furukawa M., Nemoto M., ., Valiev R.Z., Langdon T.G. // Mater. Sci. Forum. 1996. V. 204-206. P. 437.

79. Валиев P.3., Александров И.В., Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос, 2000.-272 с.

80. Valiev R.Z. In: Synthesis and processing of nanocrystalline powder/ Ed. David I.Bourell. - The Minerals, Metals and Materials Society, 1996, p. 153.

81. Valiev R.Z., Mishra R.S., Groza J., Mukherjee A.K. // Scripta Mater. 1996.V. 34.P.1443.

82. Balogh J., Bujdoso I., Faigel Gy. Nucleation controlled transformation in ball milled FeB.- Nanostructured Materials, 1993, 2, p.11-18.

83. Lu K., Wei W.D., Wang J.T. Microhardness and fracture properties of nanocrystalline NiP alloy. Scripta Metal. Mater. 1990, 24, p.2319-2323.

84. Lu K, Sui V.L., Liu X.D. Structural characteristics of the crystallites in the nanocrystalline materials, ICAM-93, Tokyo, Japan, 1993, p.AA-8.

85. Eastman J.A., Fitzsimmons M.R. The thermal properties of nanocrystalline Pd from 16 to 300 K. Phil. Mag. B, 1992, 66, N5, p.667-696.

86. Александров И.В., Валиев Р.З. Исследование нанокристаллических материалов методами рентгеноструктурного анализа. ФММ, 1994, т.77, в.6, с.77-87.

87. Qin X.Y.,Wu X.J. Exothermal and endothermic phenomena in nanocrystalline aluminum.- Nanostructured Materials, 1993, 2, p.99-108.

88. Покропивный В.В., Скороход Б.Б. Пустотная структура и свойства неравновесных границ. Металлы, 1995, N4, с.138-147.

89. Париков Л.Н. Диффузионные процессы в нанокристаллических материалах. -Металлофизика и новейшие технологии, 1995, T.17.N1, с.3-29.

90. Wurschum R., Greiner W., Valiev R.Z. et ai.//Scripta Metai. Mater. 1991. V. 25. P. 2451.

91. Физическое металловедение. T2. M: Металлургия, 1987, 624 с.

92. Birringer R., Gleiter Н. Encycl. of Mater. Sci. and Eng. 1988, Suppl.vol.1, p.339.

93. Zhu X., Biringer R„ Herr U„ Gleiter H.II Phys.Rev.B. 1987, 35, N17, p.9085.

94. Рыбин В.В., Перевезенцев В.Н. О природе структурной сверхпластичности. -Письма в ЖТФ, 1981, 7, N19, с.1203-1205.

95. Nechaev Yu.S. On the possibility of liquid-like state in the grain boundary region of polycrystals. Coll. Phys. 1990, 51, p.287-292.

96. Haasz T.R., Aust K.T., Palumbo G., Erb U. Intercrystalline density of nanocrystalline nickels. Scr.Met. et Mat., 1995, V.32, N.3, p.423-426.

97. Лариков Л.Н. Диффузия в аморфных металлических сплавах. Металлофизика, 1993, 15, N8, с.З.

98. Gertsman V.Yu. et al. Scripta Metal Mater. 30 (2) 229 (1993).

99. Gutkin M.Yu. Ovid'ko I.A. Mikaelyan K.N. . Nanostruct Mater 6 (5-8) 775 (1995).

100. Nazarov A.A. Ensembles of gliding grain boundary dislocations in ultrafine grained materials produced by severe plastic deformation. Scripta Mat. V.37. N.8. p. 1155. 1997.

101. Назаров A.A. Неравновесные ансамбли зернограничных дислокаций и свойства нанокристаллов. В кн. "Структура, фазовые превращения и свойства нанокристаллических сплавов", Екатеринбург, УрО РАН, 1997.

102. Юб.Валиев Р.З., Мулюков P.P., Овчинников В.В., Шабашов В.А., Архипенко А.Ю., Сафаров И.М. О физической ширине межкристаллитных границ. Металлофизика, 1990, 12, N5, с. 124-126.

103. Babanov F.A., Golovshchikova L.V., Kornienko Ye.V. Short-range order of grain boundary component in nanocrystalline cobalt. Nano 94: 2nd Int.Conf. Nanostruct

104. Mater., Stuttgart, Oct.3-7, 1994: Program and Abstr. Stuttgart, 1994. - c.227.

105. Valiev R.Z., Vishnyakov Ya.D., Mulyukov R.R., Fainstein G.S. On the Decrease of Curie Temperature in Submicrongrained Nickel. Phys.stat.sol.(a), 1990, 117, p.549-553.

106. Li J.C.M.// J.Appl. Phys., 1961, 32, p.525.

107. ИО.Лариков Л.Н. Диффузия в аморфных металлических сплавах. Металлофизика, 1993, 15, N8, с.З.

108. Li Xiangyang, Cheng Huansheng. Silver diffusion in a nanometer Ni-B-0 amorphous alloy. J.Appl. Phys., 1994, 76, N5, C.3214-3216.

109. Gleiter H.// Physic status solid. B. 1992, 172, p.41.

110. Gunther В., Velte G. Preparation and thermal stability of nanocrustallin Cu alloys. Phil. Mag.В., 1993, 68, p.825-832.

111. Languillaume J., Chmelik F., Karelski G. Microstructures and hardness of ultrafine-grained Ni Al. Acta Met., 1993, 41, p.2953-2962.properties

112. Kumpmann A., Guenther В., Kunze H.-D. // Mater. Sci. Eng. 1993. V. A168. P. 165.

113. Lian J., Valiev R.Z., Baudelet B.//Acta Metall. Mater. 1995. V. 43. P. 4165.

114. Korsnikov A.V., Ivanishenko Yu. V., Laptionok D.V., Safarov I.M., Pilyugin V.P., Valiev R.Z. // NanoStructured Materials. 1994. V. 4. P. 159.

115. Languillaume J., Chmelik F., Kapelski G., Bordeaux F., Nazarov A.A., Canova G., Esling C., Valiev R.Z., Baydelet B.//Acta Met.Mater. 1993. V. 41. P.2953.

116. Korznikov A., Dimitrov O., Quivy A., Korznikova G., Devaud J., Valiev R. // J. de Phys. IV. Coll. C7, supp. J. de Phys. III. 1995 V. 5. P. C7-271.

117. Korznikov A., Dimitrov O., Korznikova G. //Ann. Chim. Fr. 1996. V. 21. P. 443.

118. Alexandrov I.V, Enikeev N.A, Valiev R.Z.//Mater. Sei. Eng. 1999. V.294-296.P.207.

119. Mulyukov Kh.Ya., Korznikova G.F., Abdulov R.Z. Magnetic Hysteretic Properties of Submicron Grained Nickel. Journal of Magnetism and Magnetic Materials, 1990, 89, p.207-213

120. Kumpmann A., Guenther В., Kunze H.D. Mater. Sei. Eng. 1993.V.A168. P.165.

121. Валиев P.3., Муллюков P.P., Муллюков Х.Я., Новиков В.И., Трусов Л.И. Температура Кюри и намагниченность насыщения никеля с субмикрозернистой структурой. Письма вЖТФ, Т. 15, в.1, с.78-81.

122. Rupp J. and Birringer R. Enhanced specific-heat-capacity measurements (150-300K) of nanometer-sized crystalline materials. Phys. Rev. В., 1987, 36, N11, p.7888-7891.

123. Halbritter J., Hernetz В. Specific head and XPS investigations of sputtered nanocrystalline molybdenum. Nano 94: 2nd Int.Conf. Nanostruct Mater., Stuttgart, Oct.3-7, 1994: Program and Abstr. - Stuttgart, 1994, c.224.

124. Li J., Wang T.M. Microstructure, thermal and mechanical properties of NanoStructured Cu-9,5Ni-4,0Sn-7,5P. Appl. Phys. Lett., 1995, 66, N14, c.1744-1746.

125. Rupp J.Birringer R.// Phys.Rev.B. 1987, 36, p.7888.

126. Birrenger R. and Gleiter H. Nanocrystalline materials. Encyclopedia of Materials Science and Engineering ed. R.W.Cahn, Pergamon Press. 1988. V.1(Suppl.).P.339-349

127. Klam H J, Hahn H, Gleiter H Acta Metal. 35 (8) 2101 (1987).

128. Горелик С.С. Рекристализация металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1978, 568с.

129. Исламгалиев Р.К., Ахмадеев H.A., Муллюков P.P., Валиев Р.З. Влияние субмикрозернистого состояния на электросопротивление меди. Металлофизика,1990, N2, с.317-320.

130. Nimtz G., Marguardt R., Gleiter H. Size-Induced Metal-lnsulatior Transition in Metals and Semiconductors. J. Crystal Growth, 1988, 86, p. 66-71.

131. Тейтель Е.И., Уймин M.A., Ермаков A.E., Шангуров А.В. и др. Влияние больших деформаций на структуру и магнитные свойства сплава MnAI-C.- ФММ, 1990, N7, с.95-104.

132. Valiev R.Z., Mulyukov Kh.Ya., Korznikova G.F. Microstructure and Magnetic Properties of Submicron Grained Cobalt after Large Plastic Deformation and Their Variation during Annealing. Phys.stat.sol. (a), 1991, 125, p.609-614.

133. Валиев P.3., Корзникова Г.Ф., Столяров В.В., Дерягин Ф.И. Микроструктура и высококоэрцетивное состояние ферромагнитного сплава Mn7oAl2oCo,5- Изв. АН СССР, Металлы, 1990, N1, с.99-103

134. Mulyukov Kh.Ya., Khaphisov S.В.,Valiev R.Z. Grain boundaries and saturation magnetization in submicron grained nickel. Phys.stat.sol.(a), 1992, 133, p. 447-454.

135. Валиев P.3., Мулюков P.P., Овчинников В.В. О физической ширине межкристаллитных границ. Металлофизика, 1990, 12, N5, с. 124-126.

136. Valiev R.Z., Mulyukov R.R., Ovchinnikov V.V. Direction of a grain-boundary phase in submicrometregrained iron. Phi!. Mag. Letters, 1990, 62, N4, p.253-256.

137. Neiman G.W. and Weertman J.R. Mechanical behavior of nanocrystalline Cu and Pd, J.Mater. Res., Vol. 6, No. 5, May 1991.

138. Haasz T.R., Aaustt K.T., Palumbo G., El-Sherik A.M. and Erb U., Intercrystalline density of nanocrystalline nickel, Scripta Metallurgica et Materialia, Vol.32, No. 3, pp. 423-426, 1995:

139. Муллюков P.P., Ахмадеев H.A., Валиев P.3., Михайлов С.Б. Демпфирующие свойства и прочность СМЗ металла. Тезисы докладов VI Республ. научно-технической конференции Демпфирующие металлические материалы. - Киров, 1991.

140. Кобелев Н.П., Сойфер Я.М., Андриевский Р.А., Гюнтер Б. Микротвердость и упругие свойства нанокристаллического серебра. ФТТ, 1994, Т.36, N1, с.216-222.

141. Поляков В.В., Алексеев А.Н. Влияние пористости на внутреннее трение в металлах. Известия ВУЗов. Физика, 1994, N6, с. 108-110.

142. Поляков В.В., Головин А.В. Упругие характеристики пористых материалов. -ПМТФ, 1993, N5, с.32-35.

143. Поляков В.В., Головин А.В. Влияние пористости на упругие характеристики металлов. Металлы, 1995, N4, с.81-85.

144. Chohshi A.M., Rosen A.,Karch H., Gleiter H.: Scripta Met. 1989, V.23;, p.1679-1683. 154.Soifer Ya.M. Elastic and dissipative properties of metals with an uitrafine grainstructure. J. Alloys and Compounds, 1994, 211-212, c.475-479.

145. Федоров В.Б., Морохов И.Д., Золотухин И.В. Влияние сильной пластической деформации на свойства никелида титана//ДАН СССР. 1984. Т.277. № 5. С.1131.

146. Hu H. and Cline R.S.: Trans. TMS-AIME, 1968, vol.242, p.1013.

147. Qin X.Y., Wu X.J., Zhang L.D. The Microhardness of nanocrystalline Silver. -Nanostructured Materials, 1995, 5, N1, c.101-110.

148. King A.H. Complications of diffusion creep at very small grain sizes. Scr. met. et.mater., 1994, 31, N11, c.1493-1494.

149. Valiev R.Z., Kozlov E.V., Ivanov Yu. F., Lian J., Nazarov A.A., Boudelet B. Deformation behavior of ultra-fine grained copper //Acta Metal. Mater. 1994. V. 2. # 7. P. 2467.

150. Gertsman V.Yu. Valiev R.Z. Akhmadeev N.A. Mishin О.// Mater.Sci. Forum. 1996. V.233. P.80.

151. Попов A.A., Валиев P.3., Пышминцев И.Ю. и др. Формирование структуры и свойств технического титана с нанокристаллической структурой после деформации и последующего нагрева.- ФММ.1997. 83. вып. 5, с. 127-133.

152. LasalmoneyA., StrudelT.L.: Mat. Sience21, 1837-1852(1986).

153. Kaibyshev O.A. Superplasticity of alloys, intermetallides and ceramics. Berlin, Springer-Verla, 1992, p.317.

154. Колобов Ю.Р., Грабовецкая Г.П., Раточка И.В., Иванов К.В. Особенности ползучести и диффузионные параметры субмикрокристаллических материалов. Известия ВУЗов, Физика, 1998, №3, с.77-82.

155. Abrahamson Е.Р.: "The influence of Grain Refinement on Some Mechanical Properties", in Surfaces and Interfases II, ed by J.J.Burke, N.L.Reed, V.Weiss (Syrasuse University Press, Syracuse, New York 1968) pp.262-269.

156. Wilsdorf H.G.F., Inal O.T, Murr L.E.: Z. Metallkunde 69, 701 (1978).

157. Носкова Н.И., Корзников A.B., Идрисова С.P. Структура, твердость и особенности разрушения наноструктурных материалов. ФММ,2000, т.89,№4,с.103-110.

158. Салищев Г.А.,Фархутдинов К.Г.,Афанасьев В.Д. Влияние субмикрокристаллической структуры на механическое поведение ферритной стали 15ХТ25Т. Металлы, 1993, N2, с.116-120.

159. Karch H.,.Biringer R, Gleiter H.: Nature (London) 330. 556-558 (1987).

160. Honeycombe R.W.K. The Plastic Deformation of Metals. (Edward Arnold, London 1968) pp. 1-408.

161. Thomson A.W. Substructure strengthening mechanisms. Met. Trans:; 1977. V 8A, N6, p.833-842.

162. Weetman J.R. and Sanders P.G. Plastic deformation of nanocrystalline metals. Solid State Phenomena, 1994, Vol.35-36, p.249-262.

163. Wang Ning, Wang Zhirui, Aust K.T. Effect of grain size on mechanical properties of nanocrystalline materials. Acta Met.et mater., 1995, 43, N2, p.519-528.

164. Nich T.G. and Wadwortl J. Hall-Petch Relation in Nanocrystalline Solids. Scripta Met., 1991, 25, p.955-958.

165. Valiev R.Z., Gertsman V.Yu, Kaibyshev O.A. On the Nature of Boundary Structure Recovery. Phys.stat.sol. (a), 1980, V.61, N2, p.95-99.

166. Герцман В.Ю., Бенгус В.В., Валиев Р.З., Кайбышев О.А. О роли границ зерен в деформационном упрочнении мелкозернистого поликристалла. ФТТ, 1984, т.26, В.6, с.1712-1718.

167. Grabski M.V., Valiev R.Z., Wyrzykowski J.W., Lojkowski W. Yield Stress Depedense on the Spreading of the Extrinsic Grain Boundary Dislocations and the Non-Equilibrium of Grain Boundaries. Res. Mechanica Letters, 1981, V.1, N11, P.489-497.

168. Кайбышев О.Ф., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. М: Металлургия, 1987, 214 с:

169. Валиев Р.З., Владимиров В.И., Герцман В.Ю., Назаров А.А., Романов А.Е. Поля напряжений равновесных и неравновесных границ зерен. Л: 1989, 21с. (Препринт ФТИ им. А.Ф. Иоффе АН СССР, N 1327).

170. Валиев Р.З.Кайбышев О.А.,Кузнецов Р.Н. Низкотемпературная сверхпластичность металлических материалов . ДАН СССР, 1988, 301, N4, с.864-866.

171. Berbon Р.В., Furukawa М., Horita Z., Nemoto М., Tsenev N.K., Valiev R.Z., Langdon T.G., // Phil. Mag. Lett. 1999. V. 78, N 4. P. 313.

172. Ball A., Hutchinson M.M.//Metal. Sci. J. 1969. V. 3. P. 1.

173. Valiev R.Z., Mishra R.S., Mukherjee A.K. McFadden S.X. Mater.Sci.Eng. 1998. V.A252. P.174.

174. Mishra R.S., Mukherjee A.K.-ln: Superplasticity and Superplastic Forming / Eds. A.K. Ghosh, T.R. Bieler.-TMS pub!., 1998. P.109.

175. Witney А.В., Sanders P.J., Weertman J.R., Eastman J.A. // Scripta Met. 1995. V. 33. P. 2025.

176. Vinogradov A., Kaneko Y., Kitagawa K., Hashimoto S., Stolyarov V., Valiev R. // Scripta Mater. 1997. V. 36. P. 1345.

177. Laird C., Finney J.M., Schwatzman A., de la Veaux R. //Test. Eval. 1975. V. 3. P.435.

178. Дударев Е.Ф., Кашин O.A., Колобов Ю.Р., Почивалова Г.П., Иванов К.В., Валиев Р.З. Микропластическая деформация поликристаллического и субмикрокристаллического титана при статическом и циклическом нагружении. Известия вузов. Физика, 1998, №12, с.20-25.

179. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М. Металлургия, 1986, 480 с.

180. Белов С.П., Брун М.Я., Глазунов С.Г. Металловедение титана и его сплавов. М. Металлургия, 1992, 352 с.

181. Релаксационные явления в металлах и сплавах. Труды III Всесоюзной научной конференции, Москва, 1963. 340с.

182. DYNAMIC MECHANICAL ANALYZER 981 DU PONT Instruction Manual

183. Солонина О.П. Глазунов С.Г. Жаропрочные титановые сплавы. М. Металлургия 1976, С.448.

184. Салищев Г.А., Галеев P.M., Валиахметов O.P. Динамическая рекристаллизация титана//Изв. РАН. Металлы. 1994. N 1. С. 125.

185. Popov A.A., Pyshmintsev I.Yu., Demakov S.L., lllarionov A.G., Lowe T.C., Sergeeva A.V., Valiev R.Z. // Scr. Mater. 1997 V. 37. P. 1089.

186. Лихачев B.A., Панин B.E., Засимчук Е.Э. Кооперативные деформационные процессы и локализация деформации. Киев: Наук.думка, 1989.

187. Alexandrov I.V., Enikeev N.A., Valiev R.Z.//Mater.Sci. Engin. 1999. V. 294-296. P. 207.

188. Zhang К., Alexandrov I.V., Lu К., Valiev R.Z. //J.Appl.Phys. 1996. V80(10). P.5617.

189. Zhang К., Alexandrov I.V., Lu K„ Kilmametov A.R., Valiev R.Z. // J.Appl.Phys. 1997. V30. P.3008.

190. Александров И.В. Развитие и применение методов рентгеноструктурного анализа для исследования структуры и свойств наноструктурных материалов. Дис. на соискание ученой степени д.ф.-м.н,- Уфа, 1997,350 с.

191. Zhang К., Alexandrov I.V., Lu К. // NanoStructured Materials. 1997. V.9. P.347.

192. Klug H.P., Alexander L.E. X-rays diffraction procedures for polycrystalline and amorphous materials.-New York-London-Sydney-Toronto: Wily, 1974. 966 p.

193. Фридель Ж. Дислокации. M.: Мир, 1967.-644 с.

194. Ю.Ф. Юрченко Изменения объема пластически деформированных чистых металлов. Украинский физический журнал, т.25. № 5.1980.

195. Юрченко Ю.Ф., Кононенко В.Л. О точечных дефектах в пластически деформированных чистых металлах. В кн.: Металлофизика. Киев: Наук. Думка, 1979, в75, с.68-74.

196. Granato A., Lucke К. Theory of mechanical damping due to dislocations // J. Appl.Phys. 1956. Vol. 27, n 5. P. 583-593.

197. В.П. Левин, В.Б. Проскурин. Дислокационная неупругость в металлах. М.: наука, 1993. 272 с. ISBN 5-02-001516-4.

198. Поляков В.В., Щеголев Е.А. К расчету ударных адиабат твердых тел. ПМТФ.1982 №2.

199. Santhanam А.Т., Reed-Hill R.E. The Influence of Strain Rate Dependent Work Hardening on the Necking Strain in a-Titanium at Elevated Temperatures.- Met. Trans., 1971,2, p. 2619-2622.

200. Жеребцов C.B., Галеев P.M., Салищев Г.А., Мышляев M.M. Формирование СМК структуры в титановом сплаве ВТЗО. ФММ, 1999, т.87, №4, с.66-71.

201. Isore A., Mercier О., Benoit W. 5th Int Conf. Internal Friction and Ultrasonic Attenuation in Crystal Solids. Berlin. N.Y., 1975,V.1.,P.402-409.

202. Schaller P., Benoid W. J. Phys. (Fr.). 1983. T.44. C9. P.17-27.

203. Крюков И.И., Нестерова Е.В., Рыбин В.В., Рыбников А.И. Межзеренные выделения в технически чистом титане. ФММ., 1981, Т.52, В.4, с. 880-882.

204. Ушков С.С., Власова И.Г., Киевская Н.Х., Колодкина Г.И. Особенности микросегрегаций примесных и легирующих элементов в а-сплавах титана. ФММ, 1984, Т.57, В.1, с. 194-197.

205. Jang J.С., Koch С.С, The Hall-Petch relationship in nanocrystalline iron produced by bail milling // Scr. Met. Mater. 1990. V. 24. P. 1599.

206. Taub A.I., Jackson M.R., Huang S.C., Hall E.L. Rapidly solidified metastable materials. Amsterdam.

207. Salishev G.A., Zaripova R.G., Galeev R.M., Valiakhmetov O.R. Nanocrystalline structure formation during severe Plastic deformation in metals and their deformation behavior// Nanostruct. Materials. 1995. V. 6. P. 913-916.

208. Morrison V.B., Miller R.L. Ultra -fine grained metals / Ed. By J.I. Burke, V. Weiss. Syracuse University Press. Syracuse. New York, 1970. P. 190.

209. Doner M., Conrad H. Deformation Mechanism in Commercial Ti-5Ai-2.5 Sn (0.5 At. Pet Oeg) Alloy at Intermediate and High Temperatures (0.3-0.6 Tm) // Metallurgical transactions A. V.6A, April 1975-853.

210. Salishev G.A., Valiakhmetov O.R., Valitov V.A. and Mukhtarov S.K. Submicrocrystalline and nanocrystalline structure formation in materials and search for outstanding superplastic properties.// Materials Science Forum Vols. 170-172 (1994) pp. 121-130.

211. Paton N. E., Hamilton С. H. Titanium'84, Science and Technology, Proc.5thlnt.Conf. 2, 649 (1984).