1.3. Термопластическая нанотехнология

Основной вклад в увеличение прочности сплавов вносят гетерогенные избыточные фазы, имеющие размер около 1─100 нм, т.к. именно они, распределённые равномерно по объёму, являются наиболее аффективными препятствиями для торможения перемещению дислокаций [ 1 ]. Потенциальные возможности современных сплавов используются далеко не полностью и во много раз ниже теоретической прочности. Это объясняется отклонением атомов от идеального положения в кристаллической решётке: наличием точечных, поверхностных и линейных несовершенств-дислокаций. Именно дислокации, имеющие в поперечном сечении размеры до одного параметра ячейки, т.е. 0,3-0,7 нм, определяют многие прочностные свойства металлических сплавов. Под действием внешне приложенных механических напряжений одна часть кристалла относительно другой сдвигается не как единое целое, а в местах нарушения строения кристаллической решётки по плотноупакованным атомами плоскостям, в которых начинают работать источники генерирования (порождения) дислокаций, наиболее характерными из которых являются источники Франка-Рида (Рис.5).

Рис. 5. Дислокационные механизмы.

1 - Схема механизма пластической деформации сплавов скольжением.

2 - Схема действия источника Франка-Рида.

3 - Механизм торможения дислокаций перед препятствием в плоскости скольжения.

Дислокации испускаются из источника в большом количестве и перемещаются в плоскости скольжения, выходя на границы блоков или зёрен, производя каждая сдвиг на один параметр ячейки, т.е. производя элементарный акт пластической деформации материала величиной 0,3-0,7нм.

Выход большого количества дислокаций в одной плоскости скольжения на поверхность приводит к микро- и макропластической деформации, видимой вначале под микроскопом, а затем и визуально (Рис. 5-1). Таким образом объясняется механизм любой пластической деформации: ковкой, прокаткой, волочением, штамповкой и т.д.

Дислокации, встречающие в плоскости скольжения препятствия в виде избыточных фаз, соизмеримые с величиной поперечного сечения дислокаций, запирают действие источника при данном уровне внешне приложенных напряжений. Этот источник начнёт работать вновь только при повышении уровня внешних напряжений. В этом состоит сущность упрочнения любого кристаллического материала (Рис.5-3).

Вокруг любой дислокации существует поле напряжений вследствие нескомпенсированности краевых атомных связей, которое притягивает к ней малоразмерные атомы углерода, азота, кислорода и других, после химического травления шлифа. На этом явлении основан метод декорирования дислокаций, с помощью которого последние становятся видимыми даже при малых увеличениях оптической микроскопии (Рис.6).

Встречаясь друг с другом в одной или различных плоскостях скольжения, дислокации могут тормозиться или исчезать (аннигилировать). При малых внешне приложенных напряжениях, когда дислокации не выходят на границы, блоков или зёрен, например при любом виде пластической деформации материала (Рис.7а и 7б) и приложении повышенной температуры (200º─300ºС), увеличивается диффузионная подвижность атомов легирующих элементов (например азота), которые тормозят дальнейшее продвижение дислокаций, создавая субзёренную структуру.

Рис 6. Схема механизма декорирования дислокаций.

Создание субзёренной наноуровневой структуры приводит к повышению прочности материала. На этом эффекте упрочнения основаны многие виды термопластической (термомеханической) обработки металлов и сплавов [ 6 ], управляющие структурами на наноуровне.

Рис 7 а. Структура титанового сплава полученная с помощью методики декорирования дислокаций:

1 - исходная до проведения термопластической обработки. Только травление;

2-1% термопластическая обработка. Видны единичные дислокации, выходящие перпендикулярно плоскости рисунка. Только травление;

3 - 2%-ная термопластическая обработка. Видны два источника генерирования дислокаций. Декорирование;

Рис 7б. Структура титанового сплава, полученная с помощью методики декорирования дислокаций:

1 - работа источника и лес дислокаций в перпендикулярной плоскости. Декорирование;

2 - источник генерирования дислокаций и начало образования сетки дислокаций. Декорирование;

3 - работа источника в двух плоскостях скольжения. Декорирование.

Выход дислокаций на границы зерна приводит снижению прочности, микротрещинообразованию и разрушению материала (Рис.8а и 8б).

Рис. 8а. Структура титанового сплава после выполнения термопластической обработки:

1 - три источника генерируют дислокации в одной плоскости скольжения;

2 - 2%-ная термопластическая обработка. Начало образования сетки дислокаций;

3 - 3%-ная термопластическая обработка. Начало образования субзеренной границы и сетки дислокаций. Декорирование;

Рис. 8б. Структура титанового сплава после выполнения термопластической обработки:

1 - 30%-ная суммарная термопластическая обработка, приводящая к образованию устойчивой субзеренной структуры;

2 - образование микротрещин по границам зерна за счет выхода на границы большого количества дислокаций.

Н а основании развития теории дислокаций академик И.А. Одинг (ИМЕТ им. А.А. Байкова) впервые в мире предсказал два возможных направления упрочнения металлических материалов [ 7 ], которые в настоящее время используют ведущие специалисты в области нанотехнологий, назвав их "зависимость сопротивления сдвигу (прочности) кристаллических материалов от плотности дислокаций". (Рис.9).

Рис. 9. Зависимость прочности кристаллических материалов

от плотности дислокаций. G - модуль сдвига.

Правая ветвь кривой И.А. Одинга соответствует созданию вначале тонкой субзёренной, а затем и нанокристаллической структур за счёт предварительного воздействия пластической деформации ковкой, прокаткой, волочением и т.д. и последующей термической обработки материала. Левая часть кривой предусматривает уменьшение плотности дислокаций специальными технологическими методами с целью создания монокристаллического состояния металлических или полупроводниковых материалов.

Современные исследователи в области нанотехнологий без ссылки на И.А. Одинга повторяют, что высоких прочностных показателей можно добиться двумя прямо противоположными способами: снижая концентрацию дефектов структуры, приближаясь к идеальному монокристаллическому состоянию, или наоборот, увеличивая её вплоть до создания мелкодисперсного нанокристаллического и даже аморфного состояния.

На кафедре КиТОП МИИГАиК была обоснована необходимость проведения многократной низкотемпературной термопластической (термомеханической) обработки деталей прецизионных упругих элементов геодезических приборов для повышения их чувствительности, стабильности работы в процессе эксплуатации и увеличения точностных параметров деталей путём создания и регулирования равномерной, стабильной во времени и по температуре нанозёренной (субзёренной) дислокационной структуры [ 8-10 ]. В университете МИИГАиК реализовано на практике положение о направленном улучшении механических свойств нитевидных подвесов рабочих тел чувствительных элементов из высокоазотистой стали Х18АГ14С2 для теодолита Т5Э и тахеометров моделей 2Та5 и 3Та5 путём управления дислокационной структурой или наноструктурой с помощью многократной низкотемпературной термопластической обработки. Отработаны конкретные режимы термопластической обработки, создающие наноструктурное упрочнение и снижающие величину неупругих эффектов (прямое и обратное упругое последействие, гистерезис, релаксацию напряжений и др.) для деталей, работающих в настоящее время без рекламаций в современных электронных отечественных угломерных геодезических приборах. Проведено на практике термопластическое наноструктурное упрочнение полуфабрикатов высокоазотистых сталей в целях оптимизации жёсткости упругих элементов, применяемых для температурных компенсаторов электролитических преобразователей угла наклона электронных геодезических приборов. Применение определённых высокоазотистых сталей приводит к образованию наноструктур за счёт высокой адсорбционной и сегрегационной способности атомов с малым атомным радиусом на дислокациях в специфических условиях деформационно-термического воздействия.

На рис. 10-1, 10-2, 10-3 представлены управляемые по геометрическим размерам наноструктуры промышленных титановых сплавов марок ВТЗ-1 и ВТ18У, полученные на тонких фольгах на просвет с помощью электронного микроскопа фирмы "Jeol", позволяющего достигать разрешений 100000 крат. На рис. 10-1 легко различимы мелкодисперсные выделения избыточных фаз, которые являются препятствиями для перемещения дислокаций. Стехиометрия выделений ромбической морфологии соответствует фазе (титан, цирконий)₅ кремний₃ , а величина их преимущественно составляет 10 нм. На рис. 10-2 хорошо видна пластинка β-фазы на фоне светлой α-фазы, которая препятствует продвижению дислокаций, подошедших к пластинке сверху-справа в плоскости, перпендикулярной плоскости рисунка. Выделения избыточной фазы ромбической формы располагаются преимущественно на β-фазе и редко на α-фазе, а минимальный их размер составляет не более 10 нм. Почти параллельно пластинчатой β-фазе располагаются две дислокации тёмного вида, задержанные β-фазой. Пластинчатая β-фаза эффективно тормозит продвижение дислокаций под действием внешне приложенных напряжений и температуры, а следовательно, приводит к повышению параметров прочности, как при комнатной, так и при повышенных температурах, улучшает жаропрочные свойства, но существенно снижает параметры пластичности и характеристики трещиностойкости материала.

На рис.10-3 отчётливо видна светлая блочная субзёренная структура сплава ВТЗ-1 равноосной формы с максимальным диаметром блоков от 100 до 250 нм и очень малыми по размерам (менее 5 нм) высокодисперсными частицами интерметаллидной фазы титан₃ - алюминий, равномерно и плотно расположенными внутри отдельных блоков и на межблочных границах. Такая мелкодисперсность и плотность выделений фазы титан₃ - алюминий является наиболее эффективным препятствием перемещению дислокаций, что приводит к максимальному увеличению прочности материала. По краям блоков и преимущественно на стыках трёх блоков, видны тёмные частицы величиной около 50 нм скоагулировавших избыточных фаз на основе кремния, т.к. сплав был подвергнут длительному действию повышенных температур. На периферии блоков видны скопления дислокаций, а справа виден работающий источник порождения дислокаций типа Франка-Рида, испускающий концентрические петли дислокаций.

Всё вышепредставленное можно отнести к естественно-армирован-ным или к естественно-гетерофазным материалам, гетерофазность которых возникает в результате термического или термопластического воздействия на металлические сплавы. Однако, в настоящее время разрабатываются методики и технологии получения и введения в матрицу наночастиц, получаемых искусственным путём, с целью получения искусственно-гете-рофазного или искусственно-гетерогенного состояния конструкционного материала с улучшенными или принципиально новыми свойствами. Проводятся исследования по введению фуллеренов и легированных фуллеренов - фуллеритов, имеющих самую твёрдую, прочную и жёсткую атомно-кристаллическую ячейку в виде сфер, сфероидов и нанотрубок [ 2 ].

Рис. 10. 1. Электронноскопическая структура тонких фольг на просвет титановых сплавов марок ВТЗ-1 и ВТ18У.

1 - вид фазы (TiZr)₅ Si₃ при увеличении 50 000 крат;

Рис. 10. 2. Электронноскопическая структура тонких фольг на просвет титановых сплавов марок ВТЗ-1 и ВТ18У.

2 - вид β-фазы на фоне светлой α-фазы. Видны дислокации, заторможенные пластинчатой β-фазой;

Рис. 10.3. Электронноскопическая структура тонких фольг на просвет титановых сплавов марок ВТЗ-1 и ВТ18У.

3 - блочная структура с выделениями высокодисперсной фазы интерметаллида Ti₃Al, со скоплением дислокаций на периферии блоков и источником генерирования дислокаций.

Сдерживающим фактором успешного производства искусственно-гетерогенных наноматериалов является отсутствие сведений о закономерностях процесса получения наночастиц, динамики структурных изменений, напряжённого состояния деформируемых микро- и макрообъёмов [ 11 ]. В настоящее время многие нанотехнологии в области конструкционных материалов не подлежат открытой публикации, например, развитие нанотехнологий с 2000 года вошло в раздел приоритетных государственных проектов США с упором на их применение в военной сфере. Тем не менее, известны работы по образцам новой броневой стали и другим специальным металлическим и композиционным материалам.

В Москве в октябре 2009 г. состоялась третья международная конференция "Деформация и разрушение материалов и наноматериалов" с изданием сборника материалов конференции под общей редакцией академика РАН О.А. Банных ( - М.: Интерконтакт Наука, 2009, в 2-х томах, -924с.).

На конференции рассматривались следующие современные направления исследований: общие закономерности процессов деформации и разрушения материалов на наноуровне; физические процессы с участием пластической деформации и разрушения; получение материалов с субмикрокристаллической и наноструктурой с использованием интенсивной пластической деформации; разработка и оптимизация технологий обработки и производства наноматериалов, основанных на процессах пластической деформации и разрушения; новые стали и сплавы, обладающие перспективной структурой и высоким комплексом механических характеристик; технология получения и механические свойства наноструктурных порошковых материалов; создание наноструктурных покрытий для перспективных материалов с улучшенными характеристиками; прочность и пластичность перспективных конструкционных и функциональных наноматериалов (композиционных, гетероструктур, фуллеренов, пеноматериалов и сотовых структур); новые материалы, включая полимеры, демпфирующие и огнестойкие; деформация и разрушение строительных и природных материалов; современное оборудование и новые эффективные методы для исследование процессов деформации и разрушения наноматериалов и др. направления исследований. На вышеуказанной конференции представлены и выполнено более пятисот секционных и стендовых докладов, анализ которых применительно к направлениям обучения дипломированных специалистов МИИГАиК представлен во второй части настоящего пособия совместно с результатами Всероссийской конференции "Функциональные наноматериалы и высокочистые вещества", которая проведена в ноябре 2009 г. в ИМЕТ им. А.А. Байкова РАН.