Some features of temperature and strain rate sensitivity dependences of plastic flow of functional magnesium alloys.pdf Введение В настоящее время магний и его сплавы расцениваются как наиболее перспективные и инновационные материалы для нужд автомобильной и аэрокосмической промышленности, где снижение веса относится к задачам первостепенной важности. Кроме того, несомненно важным достоинством указанного класса материалов являются их биосовместимость и биорезорбируемость, с чем связана их востребованность в травматологии и сердечно-сосудистой хирургии в качестве временных имплантируемых устройств [1-3]. Если в случае изготовления из магния и его сплавов изделий макроскопических размеров современная технология достаточно разработана, то для большинства изделий медицинского назначения требуются полуфабрикаты малых размеров в одном или двух измерениях - тонкостенные трубки, фольги, проволока и т.д. Получение таких полуфабрикатов связано с применением технологий больших деформаций - глубокой вытяжки, прокатки, экструзии с большими обжатиями. Все эти процессы с необходимостью контролируются рядом управляющих параметров, среди которых важнейшими являются деформация, скорость деформации и температура [4, 5]. С учетом этих соображений разработка технологии производства инновационных изделий медицинского назначения невозможна без знания температурно-скоростного поведения перспективных магниевых сплавов в процессе активной деформации, причем конечная цель состоит не только в разработке технологии получения тонкостенных полуфабрикатов заданной геометрии, но и в необходимости формирования требуемых функциональных свойств. Одной из основных характеристик пластичности металлических материалов и, в частности, магниевых сплавов является деформация при одноосном растяжении, соответствующая потере устойчивости пластического течения (точка Консидера), в которой механическое напряжение становится равно коэффициенту упрочнения. Данная деформация с точки зрения физики прочности является пределом пластифицируемости материала без потери его свойств, а с практической точки зрения одноосное растяжение наиболее близко к волочению материала, которое является одной из форм реализации получения полуфабрикатов заданной геометрии. Поэтому исследование влияния температуры испытания магниевых сплавов на изменение положения точки потери устойчивости пластического течения и проведение системного анализа полученных закономерностей позволят придать полученным экспериментальным результатам практическую целесообразность в плане выбора технологических параметров получения магниевых сплавов и изделий из них и, в частности, биосовместимых и биорезорбируемых магниевых сплавов с различными системами легирования [6-8]. Методика исследований В качестве объекта исследования были выбраны магниевые сплавы тройной системы легирования с химическим составом Mg-0.85Zn-0.15Ca-0.012Zr и Mg-0.8Zn-2.2Y-0.076Zr, процедура получения которых описана в [9]. Механические испытания на одноосное растяжение образцов из данных сплавов проводились на универсальной сервогидравлической испытательной системе Instron 8802 при трех различных скоростях деформации 5 10-4 с-1 (0.75 мм/мин), 5 10-3 с-1 (7.5 мм/мин), 2 10-2 с-1 (30 мм/мин) и при температурах 20, 150, 200, 250 и 300 С. При комнатной температуре испытания проводили с экстензометром Epsilon 3448. Температурные испытания образцов без экстензометра осуществляли в климатической камере 3119-406, позволяющей реализовать температурный диапазон от -100 C до +350 C. Для контроля равномерности нагрева на образец навешивали с двух сторон термопары, что обеспечивало стабильность поддержания температуры не хуже 2 C. В результате проведенных экспериментов и первичной обработки экспериментальных данных были получены кривые нагружения, представляющие собой зависимости механического напряжения от относительной деформации в так называемых инженерных координатах , которые не учитывают изменение поперечного сечения образца в процессе деформации. Для перехода к истинным значениям относительной деформации и механического напряжения мы воспользовались следующими соотношениями [10]: , (1) . (2) В качестве примера на рис. 1 представлены фрагменты графиков зависимостей истинного механического напряжения и деформационного упрочнения от истинной деформации ( и соответственно) для пяти различных значений температуры испытаний магниевых сплавов двух разных систем при одной скорости деформации (для сплава системы Mg-Zn-Ca (рис. 1, а) была выбрана скорость деформации 5 10-4 с-1, для сплава системы Mg-Zn-Y (рис. 1, б) была выбрана скорость деформации 5 10-3 с-1). Рис. 1. Графики зависимостей истинного механического напряжения и деформационного упрочнения (фрагменты убывающих функций) от истинной деформации сплавов различных систем при различных температурах: а - сплав системы Mg-Zn-Ca, скорость деформации 5 10-4 с-1; б - сплав системы Mg-Zn-Y, скорость деформации 5 10-3 с-1 Далее для каждой зависимости (15 зависимостей для каждого сплава) была получена зависимость коэффициента упрочнения от истинной деформации по формуле . (3) Соотношение (3) предполагает использование численного дифференцирования кривых . Поскольку данные зависимости не являются аналитически гладкими функциями, а сопровождаются «шумом», то предварительно с ними проводилась процедура сглаживания методом кусочно-полиноминальной аппроксимации. В результате выполнения указанных процедур были получены зависимости коэффициента упрочнения от истинной деформации для каждой из кривых нагружения. Истинная деформация, соответствующая точке потери устойчивости пластического течения, находилась естественным образом из условия Консидера как точка пересечения графиков зависимостей и [11]. На рис. 1, помимо зависимостей (возрастающие функции), приведены фрагменты зависимостей (убывающие функции), полученные при обработке кривых нагружения во всем исследуемом температурном диапазоне. Значения истинной деформации, соответствующие потере устойчивости пластического течения , внесены в таблицу для различных значений температуры и скорости деформации исследуемых образцов. По оценкам авторов, относительная погрешность значения относительной деформации, соответствующей началу потери устойчивости пластического течения, не превышала 10-15%. Значения критической деформации, соответствующие точке потери устойчивости пластического течения, найденные графическим способом Скорость деформации Температура испытания, С Истинная относительная деформация, соответствующая началу потери устойчивости пластического течения Mg-Zn-Ca Mg-Zn-Y 5 10-4 с-1 (0.75 мм/мин) 20 0.222 (прогноз), 0.103 (факт) 0.159 (прогноз), 0.108 (факт) 150 0.170 0.106 200 0.040 0.090 250 0.037 0.029 300 0.035 0.024 5 10-3 с-1 (7.5 мм/мин) 20 0.231 (прогноз), 0.121 (факт) 0.173 (прогноз), 0.110 (факт) 150 0.240 (прогноз), 0.156 (факт) 0.125 (прогноз), 0.116 (факт) 200 0.181 0.064 250 0.109 0.052 300 0.039 0.031 2 10-2 с-1 (30 мм/мин) 20 0.210 (прогноз), 0.138 (факт) 0.160 (прогноз), 0.108 (факт) 150 0.280 (прогноз), 0.190 (факт) 0.071 200 0.239 (прогноз), 0.138 (факт) 0.053 250 0.168 0.048 300 0.057 0.037 Стоит особо отметить, что при температурах 20-200 С точка пересечения зависимостей и иногда не наблюдалась, т.е. разрушение образца наступало гораздо раньше потери устойчивости пластического течения. Поэтому для обозначения ее прогнозного положения была проведена интерполяция восходящего участка кривой нагружения исходя из соображений дефектной динамики [12]. Соответствующие интерполированные фрагменты кривых нагружения обозначены на рис. 1 пунктирной линией, и в этом случае в таблицу дополнительно внесена фактическая истинная деформация, достигнутая в процессе деформации образцов. Обсуждение результатов Поскольку в исследуемых образцах при высоких температурах основную роль в дефектной динамике играют дислокации, то вполне естественно предположить, что в диапазоне высоких температур (150-300 С) истинная относительная деформация, соответствующая началу потери устойчивости пластического течения, будет обратно пропорциональна коэффициенту дислокационного возврата [11]: . (4) Учитывая температурную зависимость коэффициента дислокационного возврата в виде [13] , (5) где - энергия активации дислокационного возврата, мы немедленно получаем следующее соотношение: или . (6) Соотношение (6) задает линейную зависимость между логарифмом истинной относительной деформации, соответствующей началу потери устойчивости пластического течения, и обратной абсолютной температурой. Причем угловой коэффициент этой прямой соответствует энергии активации дислокационного возврата. Попробуем его извлечь из данных таблицы. Как уже было отмечено ранее, мы не принимаем во внимание значения истинной относительной деформации, соответствующей началу потери устойчивости пластического течения, полученные при комнатной температуре. Во-первых, эти точки получены не экспериментально, а экстраполяцией экспериментальных данных до некоторого значения (образец разрушился существенно раньше), что, вообще говоря, является определенным допущением. Во-вторых, при комнатной температуре, помимо дислокационной динамики, необходимо учитывать динамику двойников, а это делает соотношение (4) не вполне корректным. Учитывая вышесказанное, нами были построены экспериментальные зависимости между логарифмом истинной относительной деформации, соответствующей началу потери устойчивости пластического течения, и обратной абсолютной температурой в диапазоне высоких температур (150-300 С) для двух сплавов различных систем при трех различных скоростях деформации для каждого. Полученные зависимости представлены на рис. 2. Рис. 2. Графики зависимости между логарифмом истинной относительной деформации, соответствующей началу потери устойчивости пластического течения, и обратной абсолютной температурой в диапазоне высоких температур (150-300 С) при различных скоростях деформации для сплавов двух различных систем легирования Из рис. 2 вполне очевиден общий возрастающий тренд экспериментальных точек, несмотря на существенный разброс в пределах изменения экспериментальных параметров. Однако, если для сплава Mg-Zn-Ca с ростом скорости деформаций наблюдается увеличение относительной деформации, соответствующей началу потери устойчивости пластического течения, то для сплава Mg-Zn-Y говорить о такой монотонности нельзя. Принимая во внимание, что определение истинной относительной деформации, соответствующей началу потери устойчивости пластического течения, накапливает существенную ошибку как при обработке экспериментальных данных (сглаживание, а затем численное дифференцирование кривой нагружения), так и в процессе проведения эксперимента (отсутствие экстензометра, высокотемпературные испытания при повышенной пластичности образцов), было принято решение реализовать линейную интерполяцию всего набора экспериментальных данных не разделяя их в пределах постоянной скорости нагружения для каждого из сплавов заданной системы. Соответствующие линейные интерполяции также представлены на рис. 2. С учетом известного соотношения 1 эВ 11600 К угловой коэффициент наклона полученных зависимостей дает следующие значения энергии активации дислокационного возврата для сплавов различных систем: К эВ, (7) К эВ. (8) Энергия активации дислокационного возврата получилась на порядок меньше энергии единичной дислокации, что, в принципе, с учетом накопленных погрешностей является адекватным результатом. Обычно исследователи для оценок берут энергию активации поперечного скольжения (порядка 1-3 эВ для ГЦК-металлов [14]), а что будет для экзотических магниевых сплавов со сложной дефектной динамикой, в настоящее время является предметом отдельного обсуждения. Тем не менее полученные значения энергии активации позволяют прогнозировать истинную пластическую деформацию, соответствующую точке потери устойчивости пластического течения при различных значениях температуры (безотносительно к скорости деформации) рассматриваемых магниевых сплавов двух различных систем. Обсудим теперь поведение представленных магниевых сплавов различных систем легирования во всем диапазоне нагружения по возможному относительному удлинению. На рис. 3, а в качестве примера представлены графики зависимостей истинного механического напряжения и Рис. 3. Графики зависимостей истинного механического напряжения и деформационного упрочнения (фрагменты убывающих функций) от истинной деформации сплава Mg-Zn-Ca при различных температурах испытания (скорость деформации 5 10-4 с-1) во всем диапазоне нагружения по относительному удлинению (а) и сопоставление значений истинных деформаций, соответствующих потере устойчивости пластического течения и максимальных значений истинной деформации, достигнутой в экспериментах по нагружению сплава Mg-Zn-Ca (б) деформационного упрочнения от истинной деформации сплава Mg-Zn-Ca при различных температурах испытания (скорость деформации 5 10-4 с-1). Аналогичное поведение проявляет сплав системы Mg-Zn-Y. Сопоставление значений истинных деформаций, соответствующих потере устойчивости пластического течения и максимальных значений истинной деформации, достигнутой в экспериментах, которое приблизительно извлекалось из данных рис. 3, а, представлено на рис. 3, б в виде столбчатой диаграммы. Анализ рис. 3 приводит к следующим выводам: 1. При комнатной температуре испытаний (20 С) фактическое значение максимальной деформации образцов составило ~ 0.10, и при этом деформация, соответствующая точке потери устойчивости пластического течения (~ 0.23), не достигается. Данный факт может быть связан с неоднородной структурой образцов сплава Mg-Zn-Ca и наличием хрупкой компоненты при деформации. Фактически мы имеем резерв повышения пластичности почти в 2 раза за счет оптимизации структуры материала, оставаясь при этом в зоне устойчивого пластического течения. 2. При повышении температуры испытаний до 150-200 С фактическое значение максимальной деформации и значение деформации, соответствующей точке потери устойчивости пластического течения, примерно совпадают. Это означает, что повышение температуры до указанных значений устранило хрупкую компоненту, весь процесс пластического течения вплоть до разрушения является устойчивым и однородным, а разрушение образцов связано именно с потерей устойчивости пластического течения. В указанном интервале температур деформационный ресурс материала оказывается полностью реализованным. 3. При дальнейшем повышении температуры испытаний до 250-300 С фактическое значение максимальной истинной деформации оказалось на порядок больше деформации, соответствующей точке потери устойчивости пластического течения. В данном случае высокая температура приводит к практически моментальному отжигу образующихся дислокаций и соответственно быстрой потере устойчивости пластического течения, носителем которого и являются дислокации. Тем не менее существенная пластичность при высокотемпературной деформации, наблюдаемая после точки потери устойчивости пластического течения, может быть связана с коллективными процессами рекристаллизации микроструктуры материала, что получило экспериментальное подтверждение на примере сплава Mg-Zn-Ca в работе [15], и на что указывает увеличение размера зерна на EBSD-картах зеренной структуры сплава Mg-Zn-Ca, испытанного при температуре 250 С (рис. 4, б), по сравнению с зеренной структурой того же сплава при температуре 20 С (рис. 4, a). Данный процесс неустойчив по своей сути и в любой момент может привести к внезапному утонению шейки и разрушению образца. Рис. 4. EBSD-карты зеренной структуры сплава Mg-Zn-Ca при температуре испытаний 20 С (a) и 250 С (б) Выводы Проведенный анализ показывает, что выбор технологических параметров получения магниевых сплавов и изделий из них является компромиссом между существенным увеличением пластичности при высоких температурах и одновременным уменьшением интервала устойчивого пластического течения при повышении температуры. Высокотемпературная деформация растяжения (например, волочение или вытяжка через фильеры) вне интервала устойчивого пластического течения может приводить к несплошностям и неоднородностям в полученной заготовке, однако вероятность такого исхода может нивелироваться существенным увеличением пластичности. Конечно же, технологические параметры как изготовления, так и использования изделий из данных магниевых сплавов должны быть регламентированы по факту интервалами устойчивого пластического течения, но высокотемпературная деформация, сопровождающаяся рекристаллизацией, может существенно расширить диапазоны технологических параметров операций формообразования, обеспечивающих качественное изготовление изделий или полуфабрикатов из представленных магниевых сплавов.

Скачать электронную версию публикации