Сборник трудов конференции Павловские чтения 2010
Подождите немного. Документ загружается.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
510
относительная плотность, %
0
20
40
60
80
100
70 75 80 85 90 95 100
расчет
эксперимент
Рис. 7: зависимость предела прочности спеченной металлокерамики от относительной
плотности
5.
Выводы
В результате исследования влияния технологических параметров процесса вакуумного спекания
порошков двухкомпонентной металлокерамики на основе ТРИП-стали и 2,5% обьемного ZrO
2
разработана методика расчета предела прочности спеченных заготовок с использованием
неразрушающих методов испытаний.
Значения относительного показателя m соответствуют качеству получаемых спеченных заготовок,
отражая их относительную плотность, прочностные характеристики и кинетику процесса
сфероидизации пор.
6.
Библиографический список
[1] Cheng, Su-ling; Yang, Gen-cang; Zhu, Man; Wang, Jin-Cheng; Zhou, Yao-He: Mechanical
properties and fracture mechanisms of aluminum matrix composites reinforced by Al
9
(Co
3
Ni)
2
intermetallics. Transactions of the Nonferrous Metals Society of China. 20 (2010) 4, c. 572-576
[2] Lee, I.T.; Wang, Y.Q.; Ochi, Y.; Bae, S.I.; Han, K.S.; Song, J.I.: Effect of short fiber
reinforcement on the fracture toughness of metal matrix composites. Advanced Composite
Materials. 19 (2010) 1, c. 41-53
[3] Cho, Seungchan; Kikuchi, Keiko; Miyazaki, Takamichi; Takagi, Kenta; Kawasaki, Akira;
Tsukada, Takayuki: Multiwalled carbon nanotubes as a contributing reinforcement phase for the
improvement of thermal conductivity in copper matrix composites. Scripta Materialia. 63 (2010)
4, c. 375-378
[4] Zhang, Y.H.; Wu, G.H.: Experimental study on effect of temperature on mechanical properties of
graphite fibre reinforced Al matrix composites. Materials Science and Technology. 26 (2010) 2, c.
184-187
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
511
[5] Guk, S.; Yanina, A.; Müller, W.; Kawalla, R.: Mathematisch-physikalisches Modell zum
konduktiven Sintern mit Strom zuleitenden Elektrodenstempeln eines Stahl-Keramik-Composites.
Materials Science and Engineering Technology 41 (2010) 1, c. 33-38
[6] Guo, Y.; Zhou, Y.; Li, D.; Duan, X.; Lei, T.: Microstructure and performance of 2Y-PSZ/TRIP
steel composites. Journal of Materials Science and Technology. 19 (2003) 2, c. 137-140
[7] Guo, Yingkui; Zhou, Yu; Duan, Xiaoming; Li, Dongbo; Lei, Tingquan: TEM observation of
dynamic distortion in 2Y-PSZ/steel composites. Ceramics International. 30 (2004) 1, c. 75-80
[8] D. Pohl: Ermittlung der Zugfestigkeit von Sintermetallen mit Ultraschallmessungen. Archiv für
das Eisenhüttenwesen 40 (1969) 8, 647-650
[9] Benutzerhandbuch MatlA (Image C): Applikationen zur Materialanalyse. Aquinto AG. Stand:
13.10.2003.
[10] Poniznik, Z.; Salit, V.; Basista, M.; Gross, D.: Effective elastic properties of interpenetrating
phase composites. Computational Materials Science 44 (2008) 2, c. 813-820
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
512
ПОСТРОЕНИЕ РЕОЛОГИЧЕСКИХ МОДЕЛЕЙ НАНОСТРУКТУРИРОВАННЫХ
МАТЕРИАЛОВ С УЧЕТОМ ВЕРОЯТНОСТНЫХ ФУНКЦИЙ РАСПРЕДЕЛЕНИЯ
СТРУКТУРНЫХ ХАРАКТЕРИСТИК
А.И. Рудской, А.М. Золотов, С.Г. Фомин, С.В. Ганин
Россия, СПбГПУ, plast-ftim@mail.ru
FORMATION OF RHEOLOGICAL MODELS FOR NANO-STRUCTURED MATERIALS
CONSIDERING PROBABILISTIC FUNCTIONS OF STRUCTURED CHARACTERISTIC
DISTRIBUTION.
A.I. Rudskoy, A.M. Zolotov, S.G. Fomin, S.V. Ganin
Determinative rheological equations for nano-structured materials considering probabilistic
characteristics are offered in this work together with the procedure of determination of the parameters of
rheological equations.
Последующая обработка или прочностной расчет конструкций из наноструктурированных
(НС) и ультрамелкозернистых (УМЗ) конструкционных материалов невозможен без построения
определяющих реологических уравнений таких материалов. В связи с тем, что НС- и УМЗ-
металлы являются поликристаллическими материалами для описания их реологических,
прочностных и пластических свойств необходимо привлекать аппарат теории вероятности и
математической статистики.
Наиболее простым и удобным методом построения реологических уравнений является метод
реологических моделей.
В работе, на основе метода обобщенных реологических моделей, получено, в тензорном виде,
определяющее реологическое уравнение материала, с учетом вероятностных характеристик,
позволяющее решать объемные задачи. Показано, что параметрами, определяющими
реологические свойства материала являются:
k
- объемный модуль,
G
- модуль сдвига,
q
-
параметр упрочнения и )(
τ
p - плотность вероятности распределения пределов текучести. В
частном случае, если пластической деформации не происходит система уравнений превращается в
уравнения теории упругости.
Для экспериментального определения параметров реологического уравнения использовался
частый случай уравнения для одноосного напряженного состояния:
−
+
−=
∫
ε
τττεεσ
0
)()(
1
1
df
q
E
где:
σ
- напряжение;
E
- модуль упругости;
ε
- деформация;
τ
- безразмерный предел
текучести; )(
τ
p - плотность вероятности распределения безразмерных пределов текучести.
В работе разработана методика определения параметров реологического уравнения. Вводя
истинное значение пределов текучести
Е
τ
τ
=
€
, получим плотность вероятности распределения
истинных пределов текучести.
На основании теоретического анализа и существующих данных показано, что плотность
вероятности распределения безразмерных пределов текучести может быть описана
трехпараметрическим логнормальным законом распределения:
−−−= ))((ln
2
1
exp
2)-(
1
),,,(
0
2
2
0
0
µττ
σ
σπττ
σµττ
τ
τ
τ
p
,при
τ
˃
0
τ
˃ 0;
τ
σ
˃ 0
(1)
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
513
где:
τ
σ
- дисперсия;
0
τ
- предел пропорциональности;
µ
τ
e
м
=
- медиана распределения.
Используя обобщенное соотношение Холла-Петча (ХП)
n
Kd+=
0
ττ
(2)
где:
0
τ
- предел пропорциональности (предел текучести монокристалла);K - коэффициент ХП;
d
- размер зерна;
n
- индекс, равный -0,5 при «прямом» эффекте ХП и +0,5 при «обратном» ХП, а
также может принимать другие значения, получим, используя аппарат теории вероятности,
плотность вероятности распределения зерен по размерам:
( )
−=
−−=
m
d
d
d
d
n
n
md
d
dp
2
22
2
2
ln
2
1
exp
2
1
)(ln
2
1
exp
2
1
)(
τ
τ
σ
σπ
σ
σπ
(3)
где:
)exp(md
m
=
Свяжем две точки в распределениях (1) и (3). В качестве этих точек выбираем моду того и
другого распределения, т.е.
где
Из анализа уравнения (3) видно, что соотношение между параметром формы распределения
зерен по размерам и параметром формы распределения пределов текучести имеет вид:
Таким образом, при параметр формы распределения размеров зерен больше
параметра формы распределения пределов текучести и зависит от индекса n (при n=0 параметр
формы не определен, но при этом в (2) пропадает зависимость от n).
На основании вышеизложенного видно, что используя опыты на растяжение, можно
получить числовые параметры функции f(τ), а микроструктурным анализом функцию f(d), и,
следовательно, сравнивая числовые параметры, определить величину по формуле
Параметр ХП k определяется из условия
(4)
или
(5)
Вместе с тем, знак величины n не определен, т.к. в (3) стоит модуль, поэтому для
определения знака n необходимо провести еще эксперимент.
Для реализации данной методики были выбраны образцы алюминия марки А7 в исходном,
литом состоянии и после первого прохода равноканального углового прессования (РКУП).
Образцы для испытаний на растяжение и для микроструктурного анализа были изготовлены из
одного и того же материала, как исходного, так и после 1-го прохода РКУП.
Эксперименты на растяжение производились на установке «Zwick/Roell» Z 050,
обеспечивающей прецизионное определение кривой растяжения, а определение микроструктуры
на оптическом микроскопе Karl Zeiss Neophot 32 последующей обработкой анализатором
видеоизображения. программного пакета «ВидеоТесТ мастер – структура 5.2».
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
514
На основании экспериментальных данных были рассчитаны параметры распределения
пределов текучести, представленные на графике (рис.1) и приведенные в табл.1.
Таблица. 1 Результаты расчета параметров
распределения пределов текучести.
структура
σ M[τ]·10
4
S[τ]
·10
4
,
МПа
Исходный
образец
(*)
-
7.222
0.226 7.489 1.714
52.423
После
первого
прохода
РКУП(*)
-
6.888
0.1288
10.280 1.330
71.960
Рис. 1 Плотность вероятности
распределения пределов текучести.
Экспериментальные данные по микроструктурному анализу представлены на рис.2 и
сведены в табл.2
Таблица. 2 Результаты расчета параметров
распределения зерен.
структура µ σ M[d],
мкм
S[d],
мкм
Исходный
образец
5.19 0.38 193.71 76.57
После 1-го
прохода
РКУП
4.40 0.25 83.77 20.94
Рис. 2 Плотность вероятности распределения
зерен.
Как видно из табл.2 и графиков рис.2, в процессе РКУП изменяется среднее значение зерна
более чем в два раза, а так же уменьшается и дисперсия почти в 4 раза, т.е. измельчается зерно и
резко уменьшается неоднородность структуры. Это коррелирует с результатами, полученными
при помощи механических испытаний при определении параметров вероятностных функций
распределения пределов текучести.
Таким образом видно, что РКУП позволяет добиться высокой степени однородности
микроструктуры.
Расчет параметров ХП производился по формулам (4) и (5). Результаты расчета сведены в
таблицу 3.
Таблица 3
материал d, мкм
K, МПа·
n
Al A7 - исходный 193 0.18 -0.58
Al A7 - 1 проход РКУП 83.8 0.16 -0.52
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
515
Из данных таблицы 3 видно, что рассчитанный параметр п не равен точно , но с
достаточной степенью точности приближается к нему. Величина коэффициента ХП K находится в
хорошем согласовании с литературными данными. Таким образом данная методика определения
параметров ХП может быть рекомендована для практического использования.
Таким образом, используя экспериментальные данные по растяжению и данные
микроструктурного анализа НС- и УМЗ- материалов можно получить связь вероятностных
характеристик материалов на макро- и микроуровне.
Работа выполнена при финансовой поддержке аналитической ведомственной целевой
программы «Развитие научного потенциала высшей школы» Министерства образования и науки
РФ (грант № 2.1.2/6955).
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
516
ОСОБЕННОСТИ ТЕХНОЛОГИИ И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
СВЕРХВЫСОКОМОЛЕКУЛЯРНОГО ПОЛИЭТИЛЕНА С КЕРАМИЧЕСКИМ
НАПОЛНИТЕЛЕМ.
Ковалевская О.В.
РФ, Сибирский федеральный университет, kov.79@bk.ru
В настоящее время не достаточно полно охвачены потребности современного рынка в
материалах, обладающих высокой удельной прочностью, износостойкостью, возможностью
работать в условиях низких температур. Проектирование изделий на основе новейших материалов
является важнейшим условием улучшения эксплуатационных и экономических показателей
современного промышленного оборудования. Наиболее широкое распространение приобрели
волокнистые композиционные материалы на основе полимерных матриц.
Производство изделий на основе сверхвысокомолекулярного полиэтилена (СВМПЭ)
является шагом к созданию изделий и оборудования с повышенными эксплуатационными
свойствами: прочность, жесткость, усталостная (циклическая) прочность, высокая
износостойкость в условиях низких температур, высокая ударная вязкость, сверхнизкий
коэффициент трения. Уникальные свойства материала, хорошая обрабатываемость и разнообразие
вариантов применения позволяют широко использовать его для производства различных деталей в
узлах трения и абразивного воздействия. В частности, в машиностроении - элементы
конструкций, подверженные истиранию: шнеки, подшипники, зубчатые колеса, направляющие
цепей, поддерживающие ролики, ролики качения, тросовые блоки, конвейерные направляющие,
опорные втулки, лезвия скребков); химической, бумажной промышленности (лопастные насосы,
краны, вентили) и в горнодобывающей промышленности (облицовка транспортных желобов,
скатов, вагонов, бункеров, наклонных лотков и корыт для сыпучего материала).
В настоящей работе представлены результаты исследований материалов на основе
СВМПЭ, полиэтилена с молекулярной массой в области 9,2*10
6
– 10,5*10
6
г/моль. Сверхвысокая
молекулярная масса этого полимера определяет его уникальные физико-механические свойства,
резко отличающие его от всех других марок полиэтилена. Вследствие высокой молекулярной
массы СВМПЭ находит применение там, где низкомолекулярные полиэтилены уже не
удовлетворяют требованиям эксплуатации. Кроме того, комбинация свойств материала позволяет
отнести его к классу конструкционных пластмасс с уникальными физико-механическими
свойствами для самых разнообразных областей применения.
Цель работы: определение закономерностей компактирования материалов на основе
СВМПЭ модифицированного оксидом алюминия.
В процессе работы решались следующие задачи: изучение морфологии исходных
порошков; влияния различных факторов технологического процесса на формирование структуры
компактов и конечные свойства получаемых материалов.
Методами оптической микроскопии и растровой электронной микроскопии (JEOL JSM-
7001F-Япония), рентгеноструктурного анализа (дифрактометр Bruker8 Advance-Германия),
дилатометрии, твердости по Бринеллю (портативный тестер ТН160-Китай), исследовано влияние
различных технологических факторов на конечные свойства изделия из СВМПЭ
модифицированного оксидом алюминия.
На первом этапе исследований изучались особенности формирования структуры компактов
полученных из компонентов композита под воздействием давления и температур, определение
областей, соответствующих существенным изменениям в структуре материала, формирования
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
517
межчастичных (межзеренных) границ при которых начинаются интенсивные процессы
массопереноса, появления границ между зернами, частицами порошка, и их агломератами.
Типичные изображения морфологии исходных порошков частиц СВМПЭ со средним
размером 70 микрон представлены на рис.1. Частицы имеют форму близкую к сферической и
достаточно узкое распределение частиц по размеру (отсутствие пылевидной фракции и крупных
частиц размером более 150 микрон). Обращает на себя внимание тот факт, что исходные порошки
СВМПЭ со средним размером около 70 µm не являются монолитными, а состоят из более мелких
микронных агломератов скрепленных нановолокнами. (рис. 1. б.)
а) х 200
б) х 5000
Рис.1. Морфология порошка СВМПЭ
На рис. 2 представлены характерные зависимости изменения плотности прессовок от
температуры, при давлении 0,5 и 0,75 тн/см
2
и выдержке 5-7 минут.
Немонотонный характер изменения плотности показывает, что существуют определенные
интервалы температур, которые соответствуют различным механизмам межфазного
взаимодействия. Ориентировочно, от 20°С до 70°С взаимодействие между фрагментами
структуры, ограничивается только механическим сцеплением и переупаковкой частиц. При
температурах от 70°С до 90°С, идет, предположительно, жидкоподобная коалесценция.
По-видимому, исходя из графиков (рис. 2, 3), существенные изменения межчастичного
взаимодействия с образованием контактных перешейков и границ между отдельными
фрагментами структуры, происходят при температуре от 120°С до 130°С.
Рис. 2. Зависимость относительной
плотности образцов из СВМПЭ от
Рис. 3. Дифрактограмма материалов из
СВМПЭ при различных температурах:
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
518
температуры нагрева. 1- 05 тн/см2; 2, 3- 0,75
тн/см2.
1 - 20°С; 2 - 110°С; 3 - 130°С; 4 - 140°С;
5 -160°С; 6 -20 °С.
Сочетание требуемых технологических режимов давления прессования, температур и
времени позволяют сформировать достаточно однородную беспористую структуру материала с
плотностью 0,9 г/см
3
, удовлетворительными показателями твердости по Бринеллю 350 НВ, и
требованиям по ударной вязкости, соответствующей DIN EN ISO 179-2 > 100 mJ/mm
2
.
Изображения структуры излома материалов приведены на рис. 4. Они свидетельствуют о
достаточно своеобразном строении субмикронных и микронных фрагментов структур в виде
вытянутых зерен (волокон), со средним диаметром 5µм. (рис. 4 а,б).
Изображение внутриволокнистого строения, полученного с большим увеличением на
растровом микроскопе, приведенная на рис. 4 в., показывает, что структура имеет еще более
сложный характер, что требует более детального, дополнительного исследования и анализа.
а) х 200
б) х 1000
в) х 3500
Рис. 4. Характер поверхности излома образцов, после испытания на ударный изгиб.
На втором этапе исследований изучались возможности получения композиционных
материалов на основе СВМПЭ модифицированных порошками оксида алюминия (микронных
размеров-до 7 мкм. и субмикронных-до 0,01мкм.). Микроструктура керамики на основе
субмикронных порошков оксида алюминия приведена на рис. 5.
а) х 250
б) х 5000
Рис.5. Микроструктура оксидной керамики.
Для определения оптимального соотношения СВМПЭ и оксида алюминия в композите
были изучены образцы с различным содержанием масс %:
1. 20%
СВМПЭ-80% Al
2
O
3
; 2. 50% СВМПЭ-50% Al
2
O
3
; 3. 70% СВМПЭ-30% Al
2
O
3
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
519
Образцы изготовлены при давлении 200 кг/см
2
и температуре 200°С. на гидравлическом
вертикальном прессе. Цилиндрическая матрица с квадратным окном 20х20 мм окружена
слюдяным нагревательным элементом, управляемым температурным контроллером с обратной
связью через полупроводниковый датчик температуры.
В ходе эксперимента, выяснилось, что при увеличении добавок оксида алюминия
пористость образца возрастает, это было подтверждено расчетами и иллюстрируется
изображениями рис.6, 8.
а) х200
б) х1000
в) х3000
Рис.6. Характер излома образцов 20% СВМПЭ-80% Al
2
O
3
На рис. 7 приведена зависимость относительной плотности прессовок СВМПЭ,
модифицированных оксидом алюминия от времени выдержки, можно предположить, что 30 минут
времени выдержки под давлением 200 кг/см
2
при одновременном нагреве до 200°С являются
достаточными для получения требуемой плотности компакта для образцов с содержанием масс
70% СВМПЭ-30% Al
2
O
3
. Микроструктура образца 70% СВМПЭ-30% Al
2
O
3
представлена на рис.
8.
Рис.7 Зависимость относитель-
ной плотности прессовок
СВМПЭ, модифицированных
оксидом алюминия от времени
выдержки.
а) х200
б) х1000
Рис. 8 Микроструктура образца 70% СВМПЭ-30% Al
2
O
3
Заключение
Данные полученные в ходе исследований, свидетельствуют о необходимости применения
при изготовлении изделий, циклического температурно-силового воздействия (нагружения),
ступенчатого поэтапного температурно-временного режима нагрева и постепенного плавного
охлаждения после формования для предотвращения образования остаточных температурных
напряжений (деформаций), микротрещин.