close

Вход

Забыли?

вход по аккаунту

?

СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКОЕ ПОВЕДЕНИЕ УЛЬТРАМЕЛКОЗЕРНИСТОГО ДВУХФАЗНОГО ТИТАНОВОГО СПЛАВА ВТ6 ПРИ НИЗКОТЕМПЕРАТУРНОЙ СВЕРХПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ

код для вставкиСкачать
На правах рукописи
Кудрявцев Егор Алексеевич
СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКОЕ ПОВЕДЕНИЕ
УЛЬТРАМЕЛКОЗЕРНИСТОГО ДВУХФАЗНОГО ТИТАНОВОГО
СПЛАВА ВТ6 ПРИ НИЗКОТЕМПЕРАТУРНОЙ
СВЕРХПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
Специальность 01.04.07 — Физика конденсированного состояния
Автореферат
диссертации на соискание ученой степени
кандидата технических наук
Белгород — 2016
Работа
выполнена
образовательном
2
Федеральном
в
учреждении
государственном
высшего
образования
автономном
«Белгородский
государственный национальный исследовательский университет»
Научный руководитель:
Салищев Геннадий Алексеевич,
доктор технических наук, профессор
Официальные оппоненты:
Столяров
Владимир
Владимирович,
доктор
технических наук, профессор, главный научный
сотрудник, ФГБУН Институт машиноведения им.
А.А. Благонравова РАН;
Найденкин
Евгений
Владимирович,
доктор
физико-математических наук, Институт физики
прочности
и
материаловедения
заведующий
лаборатории
СО
РАН,
физического
материаловедения.
ФГБУН
Ведущая организация:
«Институт
металлургии
и
материаловедения им. А.А. Байкова» РАН, г.
Москва
Защита состоится «27» декабря 2016 г. в 1600 на заседании диссертационного
совета
Д
212.015.15
при
ФГАОУ
ВО
«Белгородский
государственный
национальный исследовательский университет» по адресу: 308007, г. Белгород, ул.
Студенческая, д. 14, аудитория 260.
С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ФГАОУ ВО «Белгородский
государственный национальный исследовательский университет» по адресу:
380015, г. Белгород, ул. Победы, д. 85, а также на сайте: http://www.bsu.edu.ru.
Автореферат разослан ___________________________.
Ученый секретарь диссертационного
совета Д 212.015.15, доктор физикоматематических наук
Захвалинский В. С.
3
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность темы исследования. Явление низкотемпературной
сверхпластичности (НТСП) представляет значительный интерес, как для
исследователей, так и практиков. Для его реализации необходимо
предварительное измельчение микроструктуры, чем меньше размер зерна, тем при
более низких температурах наблюдается эффект. Снижение температуры СП
деформации можно предсказать исходя из уравнения Дорна-Мукерджи-Берда:
DGb  b    
    ,
kT  d   G 
p
  A
n
(1)
где  – скорость деформации, k – постоянная Больцмана, T – абсолютная
температура, D – коэффициент диффузии (объемной или зернограничной), G –
модуль сдвига, b – вектор Бюргерса, d – размер зерна, p – показатель степени,  приложенное напряжение, n – показатель степени, А – постоянная. Как видно,
уменьшение в размере зерна ведет к снижению оптимальной температуры СП при
постоянной скорости деформации или увеличению оптимальной скорости СП при
постоянной температуре. В некоторых титановых сплавах снижение температуры
СП достигает нескольких сот градусов. Проявление СП при столь низких
температурах ставит ряд фундаментальных вопросов. Ответы на них для таких
объектов исследования, как титановые сплавы, представляются в особенности
важными из-за перспектив практического использования. Один из основных
вопросов, в какой мере при НТСП наблюдаются те же закономерности, что и при
высокотемпературной сверхпластичности. Для двухфазных титановых сплавов
ВТСП
является
результатом
одновременного
действия
механизмов:
зернограничного проскальзывания (ЗГП), дислокационной активности и
диффузионной ползучести. Однако, вклад этих механизмов может меняться с
понижением температуры. Можно ожидать ухудшения СП свойств из-за снижения
скорости диффузионно-контролируемых процессов, увеличения доли α-фазы, в
которой диффузия гораздо медленнее, чем в β, и/или уменьшения доли β-фазы.
Вместе с этим, к пониженной пластичности может привести и более быстрый рост
частиц α-фазы, когда доля β-фазы заметно снижается. Также, уменьшение
температуры деформации в сплавах увеличивает вклад твердорастворного
упрочнения и, следовательно, замедляет подвижность дислокаций за счет облаков
растворенных элементов и будет вести к снижению СП характеристик. Несмотря
на то, что исследования НТСП двухфазных титановых сплавов проводились в ряде
работ, роль перечисленных факторов в эволюции структуры систематически не
была изучена. Отметим также, что при столь низких температурах не были
проведены исследования особенностей статического и динамического укрупнения
частиц фаз, которые являются принципиально важными для понимания
механизмов, действующих при СП течении.
Проведение СП формовки или штамповки титановых сплавов с УМЗ
структурой при температурах намного ниже применяемых в промышленности
позволяет сохранить высокую прочность, присущую таким объектам, снизить
толщину окисленного слоя, использовать менее дорогие материалы для
обрабатывающего инструмента. Модельные эксперименты позволяют предсказать
4
возможности применения НТСП для осуществления процессов формовки и
штамповки. Однако, в этой части очевиден недостаток исследований.
Степень разработанности темы исследования. Исследованию СП
двухфазных титановых сплавов уделено внимание в трудах зарубежных и
российских ученых: Семятина Л. с соавторами, Гош А. с соавторами, Хаммонда С.
с соавторами, Ко Ю. с соавторами, Лиадера Дж. с соавторами, Коике Дж. с
соавторами, Муккерджи А. с соавторами, Матсумото Х. с соавторами, Салищева
Г.А. с соавторами, Валиева Р.З. с соавторами, Сергеевой А. с соавторами,
Колобова Ю.Р. с соавторами. Представленные литературные данные позволяют
получить представление о структурных изменениях и механическом поведении
при НТСП деформации. Между тем, в литературе отсутствуют данные о
минимальных размерах зерна и минимальной температуре проявления эффекта
СП. Также отсутствуют данные о скоростном интервале СП течения при столь
низких температурах. В настоящее время в литературе недостаточно данных об
особенностях структуры УМЗ двухфазных сплавов, ее эволюции при нагреве и
выдержке и СП деформации, механизмов СП течения при столь малых
температурах, технологических характеристиках листовых и объемных заготовок.
Таким образом, в литературе имеется определенный недостаток данных о НТСП
ультрамелкозернистых двухфазных титановых сплавов.
Данные аспекты определили тему исследования, постановку цели и задач.
Цель работы – систематическое исследование структурных изменений и
механического поведения в низкотемпературных процессах СП и ползучести УМЗ
двухфазного титанового сплава ВТ6, полученного методом всесторонней
изотермической деформации и особенностей его поведения в технологических
пробах штамповки и листовой формовки.
В соответствии с этим в работе были сформулированы следующие задачи:
1. Выявить структурные особенности УМЗ сплава ВТ6, полученного методом
всесторонней деформации с последующей прокаткой: морфологию, характер
распределения, объемную долю фаз, размер зерна/частиц, плотность дислокаций.
2. Исследовать механическое поведение УМЗ сплава ВТ6 в области НТСП.
3. Исследовать рост частиц фаз в УМЗ сплаве ВТ6 в ходе статического отжига и
при НТСП деформации.
4. Определить контролирующие механизмы НТСП течения УМЗ сплава ВТ6.
5. Исследовать особенности ползучести УМЗ сплава ВТ6 в области НТСП
(Т=600оС) и более низких температурах (20-425оС).
6. C использованием пакета программ DEFORM 3D и экспериментального
исследования определить технологические характеристики заготовок УМЗ сплава
ВТ6 в процессах НТСП штамповки и формовки.
Научная новизна:
1. Исследованием структуры УМЗ сплава ВТ6, полученного методом
всесторонней деформации, показано, что в исходном состоянии β-фаза
присутствует в основном в тройных стыках, а в ходе отжигов и СП деформации
5
наблюдается ее перераспределение с образованием непрерывной сети тонких
слоев по границам зерен.
2. Перераспределение β-фазы при НТСП деформации УМЗ сплава ВТ6
влияет на механическое поведение и укрупнение микроструктуры, тормозит
порообразование и ведет к увеличению коэффициента скоростной
чувствительности m со степенью деформации, несмотря на наблюдаемое при этом
упрочнение.
3. Показано, что наилучшая аппроксимация зависимости роста α-частиц от
времени низкотемпературного статического или динамического отжига имеет
место согласно теории Лифшица-Слезова-Вагнера при n=3, что свидетельствует о
его контроле объемной диффузией растворенных веществ.
4. Результаты исследования структуры, механического поведения при
НТСП течении УМЗ сплава ВТ6 и его термоактивационного анализа находятся в
хорошем согласии с моделью сверхпластичности «ядра-мантии» Гифкинса,
позволяя утверждать, что основной механизм СП деформации – ЗГП,
аккомодированное за счет дислокационного скольжения, и, возможно, в меньшей
степени за счет диффузии растворенного вещества.
5. Наилучшая аппроксимация результатов исследования ползучести УМЗ
сплава ВТ6 в области НТСП в рамках модели вязкого течения свидетельствует о
важной роли в этих условиях твердорастворного упрочнения.
Теоретическая и практическая значимость работы. Теоретическая
значимость работы заключается в том, что результаты исследования поведения
УМЗ сплава ВТ6 при критически низких температурах проявления эффекта СП и
установление действующих механизмов деформации имеют фундаментальную
ценность для развития физики конденсированного состояния и области
материаловедения, связанной с разработкой новых металлических материалов и
методов их обработки.
Практическая значимость состоит в том, что полученные данные могут быть
применены при решении задач физики конденсированного состояния и создании
технологий получения и обработки сплавов с улучшенными свойствами.
Методология
и
методы
диссертационного
исследования.
Методологической основой исследования послужили работы ведущих
зарубежных и российских ученых, государственные стандарты РФ, ASTM, а также
положения физических методов исследования, материаловедения и физики
прочности и пластичности.
При проведении исследований были использованы ряд современных
методов: сканирующая и просвечивающая электронная микроскопия,
рентгеноструктурный анализ, компьютерное моделирование в программной среде
DEFORM 3D, наноиндентирование, испытания на одноосное растяжение и сжатие,
тест Эриксона, тест на заполняемость ручья штампа.
6
На защиту выносятся следующие основные положения и результаты:
1. Результаты исследования структуры УМЗ сплава ВТ6, полученного
методом всесторонней деформации, доказывающие перераспределение β-фазы в
ходе отжигов и НТСП деформации.
2. Одновременное упрочнение и рост коэффициента скоростной
чувствительности напряжения течения m с увеличением степени СП деформации
УМЗ сплава ВТ6 при испытании в оптимальных условиях, вызванные ростом
зерен/частиц и перераспределением β-фазы.
3. Результаты расчетов на основе теории Лифшица-Слезова-Вагнера,
доказывающие контроль роста α-частиц УМЗ сплава ВТ6 при статическом отжиге
и НТСП деформации объемной диффузией растворенного вещества.
4. Результаты расчетов в рамках модели «ядра и мантии» Гифкинса и
экспериментальных данных доказывающие, что основным из механизмов НТСП
течения УМЗ сплава ВТ6 является ЗГП, аккомодируемое дислокационным
скольжением и диффузией растворенного вещества.
5. Результаты расчетов на основе модели вязкого течения сплавов и
испытания на ползучесть УМЗ сплава ВТ6, подтверждающие вклад
твердорастворного упрочнения в НТСП течение.
Степень достоверности результатов диссертации определяется
применением комплекса современной экспериментальной техники и
измерительных приборов, комплекса современных методов исследования, а также
воспроизводимостью и непротиворечивостью результатов,
полученных
различными методами.
Апробация
результатов
работы.
Материалы
диссертационных
исследований докладывались на ряде конференций:

11-я Международная конференция «Высокие давления – 2010.
Фундаментальные и прикладные аспекты», Донецк, ДонФТИ им. А.А. Галкина
НАН Украины, 2010.

Четвертая Всероссийская конференция по наноматериалам (НАНО
2011), Москва, ИМЕТ РАН, 2011.

Международная конференция с элементами научной школы для
молодежи
«Наноматериалы
и
нанотехнологии
в
металлургии
и
материаловедении», Белгород, 2011.

Международный форум «Инженерные системы 2012», Москва, 2012

Международная научно-техническая Уральская школа-семинар
металловедов – молодых ученых «Материаловедение и металлофизика легких
сплавов», Екатеринбург, 2012.

11th International Conference on Superplasticity in Advanced Materials,
Albi, France, 2012.
Публикации. Результаты диссертационной работы стали основой для 8
статей в журналах из перечня ВАК, 4 из них в индексируемых базой данных
SCOPUS.
7
Личный вклад автора. Личное участие автора в полученных результатах
состоит в выполнении основного объема экспериментальных исследований,
изложенных в диссертационной работе, включающих: подготовку объектов
исследования, проведение экспериментов, обработку результатов исследования,
участие в разработке методик проведения экспериментов и обсуждении
полученных результатов, подготовке материалов для статей и докладов.
Связь работы с научными программами. Соискатель являлся
руководителем и исполнителем следующих проектов по тематике
диссертационных исследований:
1.
«Разработка метода получения наноструктурированных тонких листов
из титанового сплава ВТ6 и развитие на этой основе технологий
сверхпластической формовки и диффузионной сварки», № 14.132.21.1681 от 10
октября 2012г.
2.
Государственного
контракта
«Исследование
закономерностей
низкотемпературной сверхпластичности двухфазовых титановых сплавов и
разработка на этой основе высокоэффективных технологий объемной штамповки
и листовой формовки» № П725 от 20 мая 2010 г.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 5 глав,
заключения, списка литературы из 186 наименований, изложена на 172 страницах
и содержит 54 рисунка и 18 таблиц.
ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
Во введении раскрыта актуальность темы диссертационной работы,
сформулированы цели и задачи диссертационного исследования, научная новизна
и практическая значимость выполненной работы.
В первой главе рассмотрены виды СП, основное внимание уделено
структурной СП двухфазных титановых сплавов и факторам, оказывающим
наиболее сильное влияние на ее проявление: температуре деформации, размеру
зерна, фазовому составу, порообразованию и текстуре. Анализируются
особенности низкотемпературной СП двухфазных титановых сплавов.
Подчеркнуто отсутствие систематических исследований в этой области.
Приводятся основные модели СП течения и обсуждены возможные его
механизмы. Рассмотрены подходы, оценивающие кинетику и механизмы
укрупнения микроструктуры двухфазных титановых сплавов в ходе статического
отжига и СП деформации. Проанализированы методы получения и механические
свойства полуфабрикатов с УМЗ структурой двухфазных титановых сплавов.
Приведены основные технологические процессы обработки давлением
двухфазных титановых сплавов в состоянии СП. Сделан вывод о важности
применения технологических проб и компьютерного моделирования для оценки
особенностей поведения полуфабрикатов с УМЗ структурой в процессах СП. На
основании анализа литературных данных сформулирована цель работы и
поставлены задачи исследования.
Во второй главе представлено описание материала, методик исследования и
режимов обработки. Выбор в качестве материала исследования сплава ВТ6
8
обусловлен его хорошей изученностью по сравнению с другими титановыми
сплавами и широким применением в промышленности. Сплав был поставлен в
виде горячекатаных прутков стандартного химического состава. Формирование
УМЗ структуры в сплаве ВТ6 осуществлялось методом всесторонней
изотермической деформации (ВИД) с понижением температуры в интервале 700475оС с суммарной истинной деформацией e10,8. Для повышения однородности
микроструктуры и кристаллографической текстуры образцы дополнительно
прокатывались в изотермических условиях при температуре 475оС на степень
e=0,64.
Механические испытания сплава проводились в интервале температур 450700С и скоростей деформации 2×10-5–1×10-2 с-1 на универсальной испытательной
машине Instron 5882. Коэффициент скоростной чувствительности напряжения
течения m определяли из наклона кривых напряжение течения – скорость
деформации и методом переключения скоростей. Микроструктура сплавов
изучалась с использованием методов рентгеноструктурного анализа (РСА),
сканирующей (СЭМ) и просвечивающей (ПЭМ) электронной микроскопии.
Рентгеноструктурный анализ проводился с использованием дифрактометра
RIGAKU с медной трубкой в Kα излучении. Исследование микроструктуры
методом СЭМ выполнялось на микроскопах Quanta 200 3D (FEI) и Quanta 600FEG
(FEI), оснащенных детектором обратно-рассеянных электронов и приставкой для
EBSD-анализа. Для оценки тонкой структуры образцов использовался
просвечивающий электронный микроскоп JEM-2100 (JEOL) с ускоряющим
напряжением 200 кВ, оснащенный энергодисперсионным детектором для
химического анализа. Для оценки особенностей поведения полуфабрикатов из
УМЗ сплава ВТ6 в процессах НТСП объемной штамповки и листовой формовки
использовали технологические пробы: затекание металла в щель в штампе и
формовку жестким пуансоном. Проводили компьютерное моделирование в
программной среде DEFORM 3D и экспериментальное исследование. Последнее
осуществлялось в изотермических условиях на испытательной машине Instron
300LX.
В третьей главе было проведено подробное исследование эволюции
микроструктуры и механического поведения УМЗ сплава ВТ6 при НТСП
деформации. Методом ВИД с последующей прокаткой была сформирована УМЗ
структура (рис. 1а), о чем свидетельствует кольцевой характер расположения
рефлексов на электронограмме. В микроструктуре наблюдаются значительные
упругие напряжения, зерна содержат повышенную плотность дислокаций.
Исследование микроструктуры методом СЭМ с применением детектора
обратнорассеяных электронов (рис. 1б) выявило преимущественное расположение
частиц β-фазы в тройных стыках зерен. Средний размер α-зерен составил 140 нм,
а частиц β-фазы 110 нм, при объемной доле 3,5%. Вид гистограммы
распределения зерен по размеру (Рисунок 1в) свидетельствует об однородности
полученной микроструктуры.
Механические испытания сплава ВТ6 в условиях НТСП выявили ряд
особенностей. Температурная зависимость напряжения течения и относительного
удлинения представлена на рис. 2а. Видно, что повышение температуры ведет к
9
резкому снижению напряжения течения и росту относительного удлинения. Уже
при Т=550С  достигает 800% и далее практически не изменяется, вероятно, из-за
окисления поверхности образцов. Зависимости напряжения течения,
относительного удлинения и коэффициента скоростной чувствительности m при
550оС от скорости деформации приведены на рис. 2б. Они имеют обычный для СП
вид, демонстрируя при скорости деформации 210-4 с-1 максимальные значения
1000% и коэффициента скоростной чувствительности m=0,48. Обращают на
себя внимание повышенные по сравнению с высокотемпературной СП значения
напряжения течения.
Рисунок 1 — Микроструктура сплава ВТ6 в УМЗ состоянии: (а) ПЭМ
изображение и электронограмма; (б) изображение в обратнорассеяных электронах;
(в) гистограмма распределения зерен по размеру.
Рисунок 2 — а) Температурная зависимость напряжения течения и относительного
удлинения при  =510-4 с-1; (б) скоростные зависимости напряжения течения,
относительного удлинения, коэффициента скоростной чувствительности m при
Т=550С.
Форма кривых напряжение течения - истинная деформация при Т=550С при
разных скоростях деформации (рис. 3а) существенно отличаются друг от друга:
при оптимальной скорости деформации и меньшей на кривых отмечается
упрочнение, тогда как при наибольшей скорости наоборот разупрочнение.
Исследование зависимости коэффициента m от степени деформации при
оптимальной скорости деформации обнаружило его рост до значения 1,6 (рис. 3б).
Обычно упрочнение при деформации в оптимальных условиях СП связывают с
укрупнением микроструктуры, но тогда коэффициент m должен уменьшаться [1].
10
Это обстоятельство потребовало более подробно исследовать микроструктуру
УМЗ сплава.
Рисунок 3 — а) Зависимости напряжение течения – истинная деформация для
сплава ВТ6 при 550оС и различных скоростях деформации; б) зависимость
коэффициента m от степени деформации при 550оС.
Для оценки структурных изменений и определения действующих
механизмов СП течения проводилось изучение кинетики укрупнения частиц фаз в
ходе статического и динамического отжигов. Для описания роста частиц
использовали соотношение Зенера и теорию Лифшица-Слезова-Вагнера (ЛСВ).
При этом учитывали, что некоторые -частицы находились внутри -зерен, и
поэтому определяли также и их размер. В таблице 1 приведены результаты
определения размеров -зерен (dα), -частиц (Dα) и -частиц (Dβ) и объемной доли
-фазы (fβ) в зависимости от времени отжига от 0 до 100 ч при T=550C.
Результаты были сравнены с расчетными значениями, полученными из
соотношения Зенера C=rαfβ/rβ (таблица 1). Применение соотношения Зенера
предполагает, что укрупнение микроструктуры контролируется частицами одной
из фаз в данном случае частицами β-фазы, и для классического случая С=0,67.
Между тем в эксперименте было получено значение С=0,06 (Рисунок 4а), что
почти на порядок ниже, т.е. оно не применимо для описания укрупнения частиц
УМЗ сплава ВТ6. Согласно теории ЛСВ, наилучшая аппроксимация
экспериментальной зависимости rnα–rnα0=f(t) укрупнения α-частиц от времени
отжига имеет место при n=3 (Рисунок 4б). Этот результат свидетельствует, что
процесс роста α-фазы контролируется объемной диффузией растворенного
вещества [2].
Результаты исследования роста частиц в зависимости от степени СП
деформации при 550C и 2×10-4с-1 представлены в таблице 2. Видно, что в ходе
деформации имеет место укрупнение частиц фаз более интенсивное, чем при
статическом отжиге. Так, скорость роста частиц при динамическом отжиге
(Рисунок 5) превосходила скорость укрупнения при статическом на два порядка
(Рисунок 4б). Предсказанные из уравнения Dα=4rβ/3fβ размеры частиц α-фазы
были ~10 раз больше, чем измеренные значения (Таблица 2), что не позволяет
применить модель Зенера для описания укрупнения α-частиц при СП деформации.
11
Таблица 1 – Размеры -зерен (dα), -частиц (Dα), -частиц (Dβ) и объемная доля фазы (fβ) УМЗ сплава ВТ6 в зависимости от времени отжига при T=550C.
Расчетные данные получены из соотношения Зенера.
Время, ч
0
0,75
2,0
3,5
10,0
19,2
60
100
Данные измерений
dα, нм
Dα, нм Dβ, нм
140
240
110
170
250
120
240
250
130
260
260
150
280
280
160
300
300
180
320
380
250
380
430
280
Данные расчетов
fβ, (%) Dα=4rβ/3fβ, нм
rαfβ/rβ
3,5
2360
0,067
3,6
2420
0,069
4,0
2280
0,073
3,9
2630
0,066
3,4
2960
0,063
3,8
3160
0,063
4,1
4060
0,062
3,7
4340
0,066
Рисунок 4 – а) Зависимость размера α-частиц от отношения rβ/fβ в сплаве
ВТ6 при статическом отжиге от 0 до 100 часов при 550оС; б) зависимость
изменения размера α-частиц от времени отжига rnα–rnα0=f(t) при 550оC для УМЗ
сплава ВТ6 при n=3.
Зависимость укрупнения частиц α-фазы от времени СП течения
аппроксимируется при n=3 (Рисунок 5), т.е. согласно теории ЛСВ их рост
контролируется объемной диффузией легирующих элементов в β-фазе. Важно
отметить также, что в процессе СП течения зерна сохраняют равноосность. В ходе
деформации в сплаве наблюдалось снижение плотности дислокаций с 4,1×1012 см-2
в исходном состоянии до 5×1011 см-2 после деформации на 800%. Изучение
микроструктуры образцов после растяжения в областях их разрушения методами
металлографии, а также гидростатическим взвешиванием не выявило
порообразования во всем исследуемом интервале скоростей деформации при
Т=550С.
Для объяснения полученных результатов было обращено внимание на
особенности микроструктуры УМЗ сплава ВТ6. В ней β-фаза наблюдается в виде
отдельных частиц, что может быть связано с артефактом плоскостных
наблюдений [3]. Между тем даже после больших степеней всесторонней
изотермической деформации β-фаза, бывшая изначально матричной, может
12
существовать в виде тонких слоев между α-частицами, образуя непрерывную сеть.
Косвенно свидетельствовать о существовании тонкой прослойки β-фазы могут
результаты исследования изменения химического состава границ образца после
отжига при 550оС в течение 10 часов. На рисунке 6а стрелкой отмечен один из
случаев наблюдения пика ванадия (β-стабилизатора) на границе α-зерен.
Свидетельством неразрывности β-матрицы в сплаве может являться выделение
частиц β-фазы по границам α-зерен при кратковременном отжиге в течение 15
минут при 815оС. Результаты исследования методом EBSD-анализа структуры
сплава после СП деформации на 800% при скорости 2×10 -4с-1 и Т=550оС
свидетельствуют о выделении частиц β-фазы, образующих непрерывную
разветвленную сеть (Рисунок 6б).
Таблица 2 – Размеры -частиц (Dα), -частиц (Dβ) и объемная доля -фазы (fβ)
УМЗ сплава ВТ6 в зависимости от степени СП деформации при 550C и 2×10-4с-1
Удлинение, %
0
100%
200%
500%
800%
Данные измерений
Время, ч
Dα,нм
0
240
2,0
560
4,3
730
9,9
980
17,3
1170
Dβ, нм
110
230
290
360
420
fβ, %
3,5
3,9
4,1
4,3
4,5
Данные расчетов
Dα=4rβ/3fβ, нм rαfβ/rβ
2090
0,08
3930
0,09
4720
0,10
5580
0,12
6220
0,13
Рисунок 5 – Зависимость rα3-rα03 от времени СП деформации УМЗ сплава
ВТ6 при 550оC и 2×10-4 с-1.
Исследование эволюции кристаллографической текстуры показало, что
отжиг при Т=550оС не изменяет интенсивности и расположения полюсов. При
НТСП в образцах наблюдается смещение базисного полюса по направлению
растяжения и размытие кристаллографической текстуры с увеличением степени
деформации (Рисунок 7). Характер полюсных фигур (Рисунок 7б,в,г)
свидетельствует о снижении интенсивности текстуры, что также подтверждается
снижением значения фактора Кернса с 0,55 в исходном состоянии до 0,42 после
13
растяжения на 500%. Уменьшение интенсивности текстуры в процессе СП
деформации можно связать с действием ЗГП.
Рисунок 6 — а) Распределение химических элементов (Ti, Al, V) в микроструктуре
образца после отжига в течение 10 часов при Т=550оС; б) карта распределения фаз
в сплаве ВТ6 после СП деформации на 800% при скорости 2×10-4с-1 и Т=550оС.
Рисунок 7 – Полюсные фигуры (0002)α : (а) исходное состояние; (б) после отжига
при Т=550оС в течение 0,5 ч; (в) после деформации на 100% при скорости 2×10-4 с1
и Т=550оС; (г) после деформации на 500% при скорости 2×10-4 с-1 и Т=550оС.
Согласно результатам структурных исследований, микроструктура сплава
после СП деформации образована частицами α-фазы, окруженными непрерывной
сетью более диффузионно активной β-фазы. Такой тип микроструктуры близок по
своему строению модели СП течения «ядро-мантия» Гифкинса [4], поведение в
рамках которой предсказывается уравнением:
 
 
̇ = 4 ( )  ( ) ,
(2)


где К4 – константа, b – вектор Бюргерса, d – размер зерна, Dgb –
коэффициент зернограничной диффузии, Е – модуль упругости, p – показатель
степени, зависящий от формы и размера частиц, n – показатель степени, обратный
по величине коэффициенту m. Для случая деформации во второй области СП
значения n и p равны 2, что интерпретируется, как действие основного механизма
ЗГП, аккомодируемого дислокационным скольжением. Таким образом,
соответствие этой модели НТСП УМЗ сплава ВТ6 можно определить путем их
14
оценки, например, используя уравнение (1). Для этого были построены
зависимости logAD = f(1000/T) для определения значений показателей степени
(Рисунок 8а) и ln/G = f(1000/T) для расчета кажущейся энергии активации
(Рисунок 8б). Зависимость на рисунке 8а была использована для расчета
кажущейся энергии активации. Дополнительно на этом рисунке приведены для
расчета значений показателей степени данные работы [2].
Рисунок 8 – (а) Зависимость logAD от 1000/T; (б) зависимость ln/G от 1000/T.
В результате расчетов были получены значения n=2,1 и p=1,8 (Рисунок 8а),
которые близки таковым в модели «ядро-мантия» Гифкинса. Роль диффузии в
процессе СП можно уточнить по величине кажущейся энергии активации СП,
которая составила в первом случае 160 кДж/моль (Рисунок 8а), а во втором 151
кДж/моль (Рисунок 8б), что близко к значениям энергии активации объемной
диффузии ванадия и алюминия в β-фазе (145 и 150 кДж/моль, соответственно) и
самодиффузии в β-титане (131-153 кДж/моль). Полученные высокие показатели
СП характеристик при Т=550С, рост коэффициента m с увеличением степени
деформации, отсутствие пористости в образцах и большая разница в скоростях
статического и динамического роста частиц могут быть связаны с переходом от
преимущественного расположения частиц β-фазы в тройных стыках к
образованию непрерывной сети -фазы в сплаве в процессе НТСП и ускорением в
результате этого диффузии. Таким образом, основным механизмом НТСП для
УМЗ сплава ВТ6 является ЗГП, аккомодированное за счет дислокационного
скольжения и, в меньшей степени, диффузией растворенных элементов.
В четвертой главе были исследованы характеристики ползучести УМЗ
сплава и ее механизмы при температурах 20, 375-425 и 600С, т.е. ниже
температуры последнего цикла ИПД, когда микроструктура сохраняет
стабильность, и равной СП.
При Т=20С исследовали ползучесть методом наноидентирования УМЗ
сплава ВТ6 в двух состояниях: исходном и после отжига при Т=500С в течение 1
часа. Предполагалось, что отжиг, уменьшая неравновесность границ зерен и
внутренние напряжения, будет влиять на зависимость скорости деформации от
приложенных напряжений. Однако, результаты исследования не выявили
заметного его влияния на характеристики ползучести. Исследование ползучести
(осадкой образцов) сплава ВТ6 в двух структурных состояниях: УМЗ и
15
крупнокристаллическом, полученном отжигом при Т=1000оС с выдержкой 30
минут, в интервале температур 375-425С позволило определить контролирующие
механизмы ползучести. Было установлено, что значения показателя n равны ~ 17
для материала с крупнокристаллической структурой и ~ 4 для УМЗ сплава. Первое
согласуется с наличием порогового напряжения для ползучести в
крупнозернистых двухфазных сплавах, а второе с включением помимо
механизмов скольжения и переползания дополнительных: ЗГП, порообразования и
интенсификацию процессов диффузии. Значение энергии активации для УМЗ
сплава составило 375 кДж/моль, т.е. оно выше, чем энергия активации для
самодиффузии в α-титане ~ 303 кДж/моль и диффузии растворенного Al 329
кДж/моль в сверхчистом Ti.
Рисунок 9 – а) Зависимость минимальной скорости ползучести от приложенных
напряжений при Т=600оС; б) аппроксимация кривой минимальная скорость
ползучести – приложенное напряжение в рамках различных моделей ползучести
при Т=600оС [5,6,7,8].
В высокотемпературной области при Т=600оС ползучесть изучалась также
по схеме нагружения осадкой. По результатам испытаний была получена
зависимость минимальной скорости ползучести ̇ от приложенных напряжений
(Рисунок 9а). Указанная зависимость демонстрирует значение степенного
коэффициента n  2 при напряжениях выше 100 МПа. Учитывая, что значение m
при НТСП равно 0,48, эта область правдоподобно соответствует СП. При низких
приложенных напряжениях значение n возрастает до 3. При пониженных
температурах следует выделить еще один фактор, который важно учитывать при
СП течении УМЗ сплава ВТ6 – очевидное возрастание вклада в деформацию
твердорастворного упрочнения.
Аппроксимация кривой минимальная скорость ползучести от приложенных
напряжений (Рисунок 9б) проводилась в рамках ряда моделей ползучести:
- СП в чистых металлах, аккомодированной ЗГП [5] (синяя линия):
16
̇  
 
=
   2  2
 
() ( ) , где Db – коэффициент зернограничной диффузии,  –
коэффициент объемной диффузии, G – модуль сдвига, b – длина вектора
Бюргерса, δ – ширина границы зерна, kB – константа Больцмана, d – размер зерна,
σ – напряжение течения;
- вязкой ползучести в твердом растворе [6] (розовая линия):
 3
̇  
=  ( ) , где D=Dl коэффициент диффузии растворенных атомов, А –


константа равная 1;
- контроля за счет возврата ВУГ в чистых металлах [7] (зеленая линия):
̇  
 
=
   4  8
 
() ( ) , где А – численная константа для четырех параметров fi =
0,5, при дислокационном взаимодействии α=0,2;
- ползучести в крупнозернистом чистом металле с МУГ [8] (оранжевая линия):
̇  
 
 3
 3
ℎ
=  ( ) ⁡(), где A=1,  =


  
, kh=5, θlab – угол разориентировки
субзерен, M – фактор Тейлора. Снижение В наблюдается со снижением средней
разориентировки субзерен, увеличивающейся с ростом деформации.
Полученные результаты наиболее точно согласуются при n=3 с моделью
вязкой ползучести для материала с твердорастворным упрочнением. Однако
данная модель дает хорошую аппроксимацию только в области низких
напряжений. В результате аппроксимации результатов согласно модели контроля
ползучести за счет МУГ (Рисунок 9б, оранжевая кривая) получена кривая,
лежащая вдалеке от значений для УМЗ (синие кружки) и крупнокристаллического
состояний (оранжевые кружки) сплава ВТ6, что не позволяет применить ее для
описания ползучести. Использование модели контроля ползучести за счет возврата
ВУГ аппроксимирует полученную зависимость при n=2, что позволяет учитывать
переход от вязкого скольжения, связанного с облаками атомов при ползучести, к
скачкообразному, при отрыве дислокаций от облаков. Подобные отклонения от
экспериментальной кривой могут быть связаны с влиянием твердорастворного
упрочнения в УМЗ сплаве, которое замедляет деформацию так, что возврат в ВУГ
проходит быстрее, чем перенос атомов растворенных веществ к границам.
В пятой главе рассмотрены результаты испытания технологических проб
заготовок УМЗ сплава ВТ6 в процессах НТСП формовки и штамповки. В качестве
пробы, характеризующей заполняемость ручья штампа при объемной штамповке в
условиях НТСП, был взят штамп с прорезью шириной 1,5 мм, которую при осадке
образца заполнял сплав, образуя облой. В качестве технологической
характеристики процесса использовали равномерность образования облоя и его
длину. Выполняли экспериментальное исследование, а также проводили
компьютерное моделирование
в программной среде DEFORM 3D
технологической пробы.
В таблице 3 представлены результаты измерения высоты облоя в разных
участках прорези. На периферийных участках проникновение металла в щель
штампа больше, чем в центре. Чем ниже скорость деформации, тем меньше
разница между длиной периферийных и центральных участков (Таблица 3).
Средняя длина облоя увеличивается с уменьшением скорости деформации.
17
Данный результат позволяет утверждать, что увеличение заполняемости формы
при деформации УМЗ сплава связано с переходом к скоростному интервалу
НТСП, в котором реализуются механизмы деформации, приводящие к
наибольшей его текучести.
Таблица 3 – Результаты измерений высоты облоя на образцах УМЗ сплава ВТ6
после СП деформации при T=550оС с разными скоростями.
Скорость
Степень
-1
деформации, с деформации, %
210-5
210-4
510-3
70
Длина
левой
части
облоя,
мм
1,69
1,74
1,74
Длина
Длина
Средняя
центральной
правой
длина
части облоя,
части
облоя,
мм
облоя, мм
мм
1,24
0,53
0,38
1,72
1,76
1,74
1,55
1,32
1,28
При проведении компьютерного моделирования заготовка цилиндрической
формы высотой 15 мм и диаметром 10 мм была разбита на элементы
тетрагональной формы. Общее количество элементов составило 32 тыс. шт. При
таком разбиении средний размер конечного элемента был равен 0,5 мм.
Моделирование осадки производилось при помощи идеально-жестких бойков
квадратной формы со стороной 20 мм. Заготовка размещалась таким образом,
чтобы ось цилиндра располагалась на расстоянии 0,75 мм от каждого торца
бойков. Толщина нижних бойков составила 1 мм. Эксперимент проводился в
изотермических условиях при Т=550оС. В начале эксперимента были заданы три
контактные пары между торцевыми поверхностями заготовки и прилегающими к
ней бойками. На каждом шаге расчета была проведена проверка
взаимопроникновения заготовки и бойков, после чего переопределялись
поверхности контакта. Значение фактора трения было задано 0,25. По результатам
исследования был смоделирован вид образующегося облоя после осадки образца
при Т=550С на =75% и построены карты распределения эквивалентных
деформаций при затекании металла в прорезь при различных скоростях
перемещения траверсы, отвечающих низким, оптимальным и высоким скоростям
СП течения. На рисунке 10 приведена расчетная зависимость высоты и ширины
облоя, в том числе и по контактной поверхности. Видно, что чем ниже скорость
перемещения траверсы, тем больше высота облоя. Показано, что вид
смоделированного облоя и характер расчетной зависимости высоты облоя от
скорости деформации подобен наблюдавшимся в эксперименте, т.е. имеет место
хорошее согласие между компьютерным моделированием и экспериментальным
исследованием.
В качестве технологической пробы процесса НТСП формовки применяли
формовку листа из УМЗ сплава ВТ6 жестким пуансоном (проба Эриксона).
Проводили компьютерное моделирование в программной среде DEFORM 3D и
экспериментальное исследование.
18
Рисунок 10 – Расчетная зависимость высоты облоя от скорости перемещения
траверсы при затекании металла в прорезь в штампе.
Осесимметричная задача формовки УМЗ листа сплава ВТ6 толщиной 400
мкм решалась с использование пакета прикладных программ DEFORM 3D при
допущении изотермического очага деформации. Моделирование проводилось для
температур 550, 600, 650С. Перемещение пуансона задавалось с постоянной
скоростью деформирования. В результате моделирования были получены карты
распределения пластической деформации и изменения толщины заготовки.
Показано, что в ходе формовки наблюдается локализация деформации,
приводящая к утонению листа. Наибольшие степени деформации были
обнаружены на узком участке листа расположенном вблизи выхода листа из
контакта с пуансоном.
В таблице 4 приведены значения накопленной пластической деформации в
листе при формовке в момент разрушения заготовки. Видно, что повышение
температуры формовки сопровождается ростом величин накопленных
пластических деформаций в заготовке в области локализации, что характеризует
увеличение деформируемости. Аналогичный эффект достигается снижением
скорости деформирования.
Экспериментальное исследование СП формовки было проведено
вдавливанием пуансона в заготовку листа при разных скоростях его перемещения.
На рисунке 11 представлен внешний вид полученных в результате СПФ при 600 оС
полусфер из УМЗ сплава ВТ6. Видно, что, чем меньше скорость деформации, тем
больше степень формовки листа до разрушения. Также, чем выше температура,
тем при большей степени формовки появляются трещины. Трещины на куполах не
обнаружены при Т=600 и 650С и скорости деформации 2×10-4 с-1.
Наиболее важным критерием успешности формовки является равномерность
утонения листа. Оценку разнотолщинности проводили измерением толщин в
самом тонком участке и в верхней части купола, которые сравнивались с исходной
толщиной листа. Кроме того, оценивали высоту купола (таблица 5). Снижение
скорости деформации приводило к увеличению высоты купола, и она была тем
19
больше, чем выше температура СПФ. Величина наибольшей деформации
ε=ln(dinit/dneck) (отношение толщины в самом тонком участке к толщине листа)
увеличивалась со снижением скорости формовки. Повышение температуры
формовки снижало разнотолщинность стенок полусфер. Отношение ε=ln(dinit/dneck)
при Т=650С и скоростях 2×10-4 и 2×10-3 с-1 различается незначительно.
Таблица 4 –Рассчитанные значения степеней деформации в момент разрушения
заготовки в зависимости от температуры и скорости деформации.
Скорость перемещения пуансона,
Степень деформации
мм/с
Температура деформации, С
550
600
650
0,2
0,19
0,48
1,17
0,02
0,25
1,08
1,54
0,002
0,43
2,13
2,53
СП формовка, Т=600оС
έ=2х10-2 с-1
έ=2х10-3 с-1
έ=2х10-4 с-1
Рисунок 11 – Форма куполов листа УМЗ сплава ВТ6 после формовки при
Т=600С и различных скоростях деформации
Величина разнотолщинности купола увеличивается с увеличением глубины
внедрения пуансона. Деформация при 600С и ̇=2х10-4 с-1 характеризуется
максимальным утонением осевой области купола, что указывает на вклад
однородного растяжения до локализации деформации.
20
Таблица 5 – Толщины и деформации стенок полусфер из УМЗ сплава ВТ6,
полученных в результате НТСП формовки
Tформ. Скорость
Высота
о
, С деформации полусфе
ры, мм
, ̇ с-1
550
600
650
2×10-4
2×10-3
2×10-2
2×10-4
2×10-3
2×10-2
2×10-4
2×10-3
2×10-2
8,7
6,8
5,93
11,85
11
8
15,3
13,1
9,43
Исходная Толщина в Толщина Деформация
толщина
самом
в
=
листа, мм
тонком
вершине ln( ⁄) )
участке, полусфер
мм
ы, мм
0,39
0,07
0,305
1,7
0,4
0,195
0,318
0,71
0,39
0,265
0,350
0,38
0,4
0,075
0,275
1,67
0,43
0,105
0,316
1,4
0,4
0,255
0,335
0,45
0,39
0,07
0,300
1,73
0,41
0,08
0,305
1,63
0,4
0,18
0,325
0,8
Применение моделирования в программной среде DRFORM 3D
технологических проб объемной штамповки и листовой формовки показало
хорошее согласование с результатами экспериментального исследования. В
состоянии СП улучшаются технологические характеристики полуфабрикатов УМЗ
сплава ВТ6, приводя к увеличению высоты облоя и более равномерному
заполнению прорези штампа, а также к снижению разнотолщинности заготовки
при листовой формовке
ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ
1. В двухфазном титановом сплаве ВТ6всесторонней изотермической
деформацией с понижением температуры в интервале 700-475оС с последующей
прокаткой при 475оС сформирована однородная микроструктура со средним
размером α-(суб)зерен 140 нм и β-частиц 110 нм.
2. Исследование механических характеристик УМЗ двухфазного
титанового сплава ВТ6 в интервале температур 450-700оС и скоростей
деформации 10-5–10-3 с-1 позволило установить, что СП в нем наблюдается при
крайне низкой температуре 550оС. При Т=550оС и скорости деформации 2×10-4 с-1
получены значения коэффициента скоростной чувствительности m=0,48 и
относительного удлинения 1000%. Установлено, что в ходе СП течения в
оптимальных условиях наблюдается упрочнение одновременно с ростом
коэффициента m.
3. Исследовано укрупнение частиц в УМЗ сплаве ВТ6 при статическом
отжиге при Т=550оС в интервале 0–100 часов. Построение зависимости изменения
радиуса частиц α-фазы от времени отжига дает наилучшую аппроксимацию при
21
n=3, что в соответствии с теорией Лифшица-Слезова-Вагнера свидетельствует о
контроле их роста объемной диффузией растворенного вещества.
4. Методами просвечивающей и сканирующей микроскопии с
применением энергодисперсионного анализа исследовано распределение частиц
β-фазы в исходном состоянии, после отжига и СП деформации при Т=550оС.
Обнаружено перераспределение β-фазы от преимущественного расположения в
тройных стыках к ее присутствию в виде непрерывной сети тонких слоев по
границам зерен.
5. Проведен количественный анализ изменения размера частиц α- и β-фаз и
их объемных долей при СП течении при Т=550оС. Построение зависимости
изменения радиуса частиц α-фазы от времени деформации дает наилучшую
аппроксимацию при n=3, что в соответствии с теорией Лифшица-Слезова-Вагнера
свидетельствует о контроле их роста объемной диффузией растворенного
вещества. Показано, что укрупнение частиц фаз при СП деформации на два
порядка превосходит их рост при статическом отжиге.
6. Рассчитаны значения показателей степеней n≈2,1 и р≈1,8 в уравнении
состояния Дорна-Мукерджи-Берда и кажущейся энергии активации СП течения Q
= 151 кДж/моль, которая близка к энергии активации объемной диффузии ванадия
и алюминия в β-титане (145 и 150 кДж/моль, соответственно) и самодиффузии в βтитане (от 131 до 153 кДж/моль). Полученные результаты наилучшим образом
согласуются с моделью «ядра и мантии» Гифкинса, позволяя утверждать, что
основным механизмом СП деформации УМЗ сплава ВТ6 является ЗГП,
аккомодированное за счет дислокационного скольжения, и объемной диффузии
растворенного вещества.
7. Исследована ползучесть УМЗ сплава ВТ6 в области НТСП (600оС). В
результате анализа зависимости минимальной скорости ползучести от
приложенного напряжения при температуре 600оС установлено, что при
напряжениях выше 100 МПа значение показателя степенной зависимости
скорости ползучести от напряжения n ≈ 2, а при низких напряжениях значение n
возрастает до 3. Наилучшее согласие полученной зависимости наблюдается с
моделью вязкого течения сплавов, что предполагает необходимость учета вклада
сильного твердорастворного упрочнения в СП течение УМЗ сплава ВТ6.
8. Проведено моделирование с использованием пакета программ DEFORM
3D и экспериментальное исследование технологических проб: процесса затекания
материала заготовки в прорезь штампа и принудительной формовки жестким
пуансоном УМЗ сплава ВТ6 в области НТСП. Показано хорошее согласие
моделирования и эксперимента в обоих процессах. Установлено, что переход в
состояние СП улучшает технологические характеристики полуфабрикатов УМЗ
сплава ВТ6, приводя к увеличению высоты облоя и более равномерному
заполнению прорези штампа, а также к снижению разнотолщинности заготовки
при листовой формовке.
22
СПИСОК ЦИТИРУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ
1. O.A. Kaibyshev. Superplasticity of Alloys, Intermetallides and Ceramics, Springer
Verlag, Berlin, 1992, p. 318.
2. Sargent G.A., Zane A.P., Fagin P.N., Ghosh A.K., Semiatin S.L. Low-Temperature
Coarsening and Plastic Flow Behavior of an Alpha/Beta Titanium Billet Material with an
Ultrafine Microstructure // Metallurgical and Materials Transactions A, 2008, 39, 2949-2964.
3. Wang Y.-T., Adachi Y., Nakajima K., Sugimoto Y. Quantitative Three-Dimensional
Characterization of Pearlite Spheroidization // Acta Materialia, 2010, 58, 4849–4858.
4. Gifkins R.C. Grain Boundary Sliding and its Accommodation during Creep and
Superplasticity // Metallurgical and Materials Transactions A, 1976, 7, 1225-1232.
5. Mishin Y., Herzig C. Diffusion in the Ti-Al System // Acta Materialia, 2000, 48, 589–623.
6. Weertman J. Steady-State Creep of Crystals // Journal of Applied Physics, 1957, 28,
1185–1189.
7. Blum W., Zeng X.H. A Simple Dislocation Model of Deformation Resistance of
Ultrafine-Grained Materials Explaining Hall–Petch Strengthening and Enhanced Strain
Rate Sensitivity // Acta Materialia, 2009, 57, 1966–1974.
8. Blum W., Li Y.J., Zhang Y., Wang J.T. Effect of Grain Refinement by ECAP on Creep
Deformation Resistance in the Transition from Coarse-Grained to Ultrafine-Grained Cu by
Severe Plastic Deformation up to 24 Passes of ECAP // Materials Science and Engineering
A, 2001, 528, 8621–8627
9. Громов Н. П. Теория обработки металлов давлением: Учебник для вузов. – М.:
Металлургия, 1978, 360 c.
СПИСОК ПУБЛИКАЦИЙ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ
Статьи, опубликованные в рецензируемых научных журналах,
рекомендуемых ВАК:
1. Кудрявцев Е. А., Жеребцов С. В., Салищев Г. А. Низкотемпературная
сверхпластичность двухфазных титановых сплавов и технология изготовления
изделий // Научные Ведомости Белгородского Государственного Университета.
Серия: Математика. Физика, 2011, т. 25,.№. 23, с. 235-244.
2. Жеребцов С. В., Кудрявцев Е.А., Салищев Г. А. Структурные Изменения и
механическое
поведение
при
низкотемпературной
сверхпластичности
наноструктурного сплава ВТ6 //Научные Ведомости Белгородского Государственного
Университета. Серия: Математика. Физика, 2012, т. 28, №. 17, с. 236-239.
3. Жеребцов С.В, Кудрявцев Е.А., Костюченко С.А., Салищев Г.А. Механические и
технологические свойства ультрамелкозернистого двухфазного титанового сплава ВТ6,
полученного всесторонней изотермической деформацией // Вестник Уфимского
Государственного Авиационного Технического Университета, 2012, т. 16, №. 7, с.25-29.
4. Кудрявцев Е.А., Жеребцов С.В., Салищев Г.А. Исследование особенностей
низкотемпературной сверхпластической формовки наноструктурного двухфазного
титанового сплава ВТ6 // Вестник Нижегородского Университета Им. Н.И.
Лобачевского, 2013, №. 2, c. 120-124.
5. Salishchev G. A., Kudryavtsev E. A., Malysheva S.P., Kostjuchenko S.A., Zherebtsov
S. V. Strength and Ductility-Related Properties of Ultrafine Grained Two-Phase Titanium
Alloy Produced by Warm Multiaxial Forging //Materials Science and Engineering: A, 2012,
v. 536, 190-196.
23
6. Salishchev G. A., Kudryavtsev E. A., Zherebtsov S. V., Semiatin S. L. Low
Temperature Superplasticity of Ti-6Al-4V Processed by Warm Multidirectional Forging //
Materials Science Forum, 2013. v. 735, 253-258.
7. Kral P., Dvorak J., Blum W., Kudryavtsev E., Zherebtsov S., Salishchev G., Kvapilova
M., Sklenicka V. Creep study of mechanisms involved in low-temperature superplasticity of
UFG Ti-6Al-4V processed by SPD // Materials Characterization, 2016, v. 116, 84-90.
8. Zherebtsov S.V., Kudryavtsev E.A., Salishchev G.A., Straumal B.B., Semiatin S.L.
Microstructure Evolution and Mechanical Behavior of Ultrafine Ti-6Al-4V During LowTemperature Superplastic Deformation // Acta Materialia, 2016, v. 121, 152-163.
Тезисы конференций, на которых обсуждались результаты диссертации
9. Кудрявцев Е.А., Салищев Г.А., Жеребцов С.В., Лопатин Н.В., Дьяконов Г.С.,
Исследование низкотемпературной сверхпластичности двухфазных титановых
сплавов ВТ6 и ВТ8, Тезисы 11-й Международной конференции «Высокие давления –
2010. Фундаментальные и прикладные аспекты». – Донецк: ДонФТИ им. А.А.
Галкина НАН Украины, 2010. – 219 с.
10. Кудрявцев Е.А., Жеребцов С.В., Салищев Г.А. Исследование эволюции
структуры и механического поведения наноструктурного титанового сплава ВТ6 в
условиях низкотемпературной сверхпластичности // Сбор. Мат. IV Всерос. Конф. по
наноматериалам. – М.: ИМЕТ РАН. – 2011. С. 390.
11. Кудрявцев Е.А., Жеребцов С.В., Салищев Г.А. Эволюция структуры и механического
поведения наноструктурного титанового сплава ВТ6 в условиях низкотемпературной
сверхпластичности // Сборник материалов 51-й Международной конференции
«Актуальные проблемы прочности». – Харьков: ННЦ ХФТИ. – 2011. С. 283
12. Кудрявцев Е.А., Жеребцов С.В., Салищев Г.А. Анализ механического поведения
и эволюции структуры сплава ВТ6 в условиях низкотемпературной
сверхпластичности // Материалы Международной конференции с элементами
научной школы для молодежи «Наноматериалы и нанотехнологии в металлургии и
материаловедении», Белгород, 13-15 октября 2011 г.,
13. Salishchev G.A., Kudrjavtsev E.A., Zherebtsov S.V., Semiatin S.L. Low Temperature
Superplasticity of Ti-6Al-4V Processed by Warm Multidirectional Forging // 11th Intern.
Conf. on Superplasticity in Advanced Materials. – Albi. – 2012. – P. 19.
14. Кудрявцев Е.А. Механическое поведение и эволюция структуры при
низкотемпературной сверхпластичности наноструктурного титанового сплава ВТ6 //
Сборник трудов «XIII Международной научно-технической школы-семинара
металловедов-молодых ученых». – Екатеринбург: УрФУ. – 2012. С. 329.
Подписано в печать 26.10.2016. Формат 60×90/16.
Гарнитура Times New Roman. Усл. п. л. 1,4. Тираж 100 экз. Заказ 291.
Оригинал-макет подготовлен и тиражирован в ИД «Белгород» НИУ «БелГУ»
308015 г. Белгород, ул. Победы, 85
1/--страниц
Пожаловаться на содержимое документа