CC BY
15
11. АКВА-901 анализатор влагосодержания [Электронный ресурс] // ООО ПКФ РостЕк : сайт. URL: http://www.pkfrostek.ru/ akva_901 (дата обращения 13.11.2012)
12. Honeywell International Inc. [Electronic resource] // HIH-4000 Series integrated circuit humidity sensor/ URL: http ://sensing.honeywell. com/index .php ?ci_id=3
108&la_id=1 &pr_id=5 3 944 (accessed:
13.11.2012).
13. Маргелов А. Датчики влажности компании Honeywell // Новости электроники 2006. № 6. С.26-29.
14. Сакодынский К. И., Панина Л. И. Полимерные сорбенты для молекулярной хроматографии. М. : Наука, 1977. 168 с.
15. Новицкий П. В., Зограф И. А. Оценка погрешностей результатов измерений. Л. : Энер-гоатомиздат. Ленингр. отд-ние, 1991. 304 с.
16. Бурдун Г. Д., Марков Б. Н. Основы метрологии. М. : Изд-во стандартов, 1985. 256 с.
УДК 621 Агафонов Михаил Сергеевич,
аспирант, Иркутская государственная сельскохозяйственная академия,
тел. (8-3952)-638379 Данеев Алексей Васильевич, д. т. н., профессор, Иркутский государственный университет путей сообщения,
тел. (8-3952)-638379, e-mail: daneev@mail.ru Лямин Сергей Васильевич, аспирант, Иркутский государственный университет путей сообщения,
тел. (8-3952)-638379
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА УЛЬТРАДИСПЕРСНЫХ СПЛАВОВ: СОСТОЯНИЕ РАЗРАБОТОК И ПЕРСПЕКТИВЫ
M.S. Agafonov, A. V. Daneev, S. V. Lyamin
MECHANICAL PROPERTIES OF ULTRAFINE ALLOYS: STATUS OF DEVELOPMENTS AND PROSPECTS
Аннотация. Обозначены мировые тенденции по применению наноструктурированных материалов как основное направление совершенствования твердых сплавов, в том числе поверхностно-осадочных (напылённых). Проанализировано формирование сверхмелкозернистой структуры с зернами твердой карбидной фазы размером менее 300-400 нм. Применение нано- и субмикрокристаллических порошков рассматривается как наиболее перспективный путь производства наноструктурированных твердых сплавов с повышенными твердостью, прочностью и тре-щиностойкостью.
Ключевые слова: наноструктура, ультрадисперсный сплав, метод интенсивной пластической деформации.
Abstract. Global trends in the application of nanostructured materials as the main direction of hard alloys improvement, including surface-sedimentary (deposited), are identified. The formation of ultrafine-grain structure with grains of solid carbid phase less than 300-400 nm in size is analyzed. Application of nano- and sub-microcrystalline powders is viewed as the most promising way of production of nanostructured solid alloys with elevated hardness, strength and cracking resistance.
Keywords: nanostructure, ultrafine alloy, method of intensive plastic deformation.
Введение
Твердость, прочность, пластичность, упругие характеристики наноматериалов интенсивно изучаются [1-3] при комнатных, низких и высоких температурах. Независимо от области применения любые материалы должны отвечать определенным механическим характеристикам. Последнее определяет интерес к исследованию проблем деформации и разрушения, не говоря уже о конструкционных материалах, эксплуатация которых определяется прежде всего уровнем механических свойств
[4, 5].
Прочность и особенно пластичность являются высоко структурно-чувствительными параметрами, и для них проблема аттестации применительно к наноматериалам приобретает первостепенное значение. Для иллюстрации на рис. 1 а, б показано влияние размера зерен на твердость, прочность и относительное удлинение образцов железа, полученных методом горячего прессования порошков, подвергнутых интенсивному измельчению.
в
Рис. 1. Влияние размера зерен на свойства материалов [8]: а — зависимость твердости (1) и прочности (2) железного компакта от размера зерен; б — зависимость относительного удлинения образца меди (1), серебра (2), палладия (3), сплава алюминия с цирконием (4), алюминия с титаном (5); в — микрофотография железного компакта, полученная с помощью сканирующего электронного микроскопа
(стрелками показаны поры и разрывы)
Общий анализ влияния наноструктуры
Твердость как наименее структурно-чувствительная характеристика, увеличивается с уменьшением размера зерна, то прочность и особенно пластичность снижаются. Электронно-микроскопическое исследование образцов обнаружило наличие в структуре несплошностей и пор с надрезами (рис. 1, в), которые провоцировали зарождение трещин, что способствовало снижению показателей прочности и особенно пластичности, нивелируя положительное влияние наноструктуры. Наличие пор и других дефектов, остаточные напряжения, примеси в объеме зерен и на поверхностях раздела, текстура -все это должно учитываться [6] при анализе механических свойств наноматериалов.
Влияние относительной плотности т (т=1- 0, где 0 - пористость) на твердость и модуль упруго-
сти нанокристаллического ТШ, полученного обработкой ультрадисперсного порошка ТШ в условиях высоких давлений и температур, показано на рис. 2. Как видно, зависимость имеет линейный характер, причем в случае модуля упругости эффект наноструктуры в изученных условиях не проявляется. Для небольшого интервала значений пористости при измерении твердости по Виккерсу Ну и модуля Юнга Е справедливы линейные зависимости:
Ну = Нуо(1 - а0), (1)
Е = Ео(1 - 60), (2)
где Ну0 и Е0 - соответственно твердость по Виккерсу и модуль Юнга для беспористых образцов; а, Ь - константы [7].
0,90 0,94 0,98 т о,8 0,9 г
а б
Рис. 2. Зависимость микротвердости И (а) и модуля Юнга Е (б) от относительной плотности т нанокристаллических образцов ПК, полученных при высоких значениях давления и температуры из ультрадисперсного порошка ПК с частицами размером 80 (1), 70 (2), 18 (3), 16 (4) нм [7]
Сами по себе поверхности раздела (границы зерен) являются препятствиями на пути распространения дислокаций и трещин, что и предопределяет повышение прочности и твердости нанома-териалов, если нет искажающих факторов, подобных представленным на рис. 1 в. При этом, в силу трудностей изготовления нанокристаллических образцов для испытания на растяжение, преимущественное распространение получили испытания на твердость; для проведения последних используют небольшие образцы произвольной формы. Для наноструктурных пленок это также широко распространенный метод, который в последнее время реализуется с использованием специальной аппаратуры - наноинденторов, применяющих весьма небольшие нагрузки (около 0,01 и менее) и измерения в процессе нагружения. Однако, несмотря на относительную простоту исследования твердости, всегда нужно обращать внимание на интервал используемых нагрузок, толщину пленок, топографию их поверхности, остаточные напряжения и другие факторы, влияющие на твердость. Измерения твердости этого образца при нагрузках 0,01 Н (глубина проникновения инден-тора 90 нм) и 0,1 Н (глубина проникновения ин-дентора 330 нм) обнаружили существенно больший разброс результатов в первом случае в связи с наличием на поверхности впадин и выступов, высота и глубина которых может быть соизмерима с глубиной проникновения индентора.
Анализ влияния наноструктуры на базе закона Холла - Петча
Для металлических крупнозернистых материалов влияние размера зерна на твердость (прочность) описывается соотношением Холла - Петча Ну(стт) = Я0(аа) + кЬл,\ (3)
где Ну - твердость, ат - предел текучести, Н0 -твердость тела зерна, с0 - внутреннее напряжение,
препятствующее распространению пластического сдвига в теле зерна, к - коэффициент пропорциональности, Ь - размер зерна.
Выражение (7) было получено как эмпирическое на основе большого числа экспериментальных данных, а позже, при анализе дислокационных скоплений, инициирующих сдвиги в соседнем зерне, было выведено теоретически.
Закон Холла - Петча выполняется и в случае некоторых наноматериалов. На рис. 3 приведены данные, иллюстрирующие влияние размера зерна и толщины 5 индивидуальных слоев в многослойных пленках на твердость.
Как видно, во многих случаях значение увеличивается с уменьшением Ь и 5, но для ряда объектов наблюдается немонотонная зависимость и даже обратная (так называемый «анти Холл - Петч»). Имеется довольно много объяснений этим фактам, однако количественно описать ход зависимости типа (1-3), выявить закономерности появления пиковых значений и причины снижения твердости с уменьшением размера кристаллитов пока не удается; требуются дополнительные исследования. Немонотонное изменение твердости в случае многослойных пленок Т1К-СгК связано с тем, что, начиная с некоторых значений толщины (ст « 20 нм), двухфазная система ТК-СгК за счет термического воздействия при напылении превращается в однофазный твердый раствор с исчезновением поверхностей (границ) раздела, что и сопровождается снижением показателей твердости. В случае многослойных пленок Т1К-ЫЪК и Т1К-2гК двухфазная структура и поверхности раздела сохраняются вплоть до толщин ~ 10 нм и твердость продолжает расти, достигая значений, близких к таковым для алмаза (см. рис. 3, в). Эти данные наглядно демонстрируют роль поверхностей раздела как препятствий на пути распространения дислокаций и трещин.
5, нм в
Рис. 3. Влияние размера зерна (а, б) и толщины индивидуальных слоев в многослойных пленках (в) на твердость материалов [7]: а - 1 - Си, 2 - Pd, 3 - Си (пленка), 4 - №, 5 - Fe; 6 - №-Р; б -1- Си, 2 - Pd, 3 - ТШ, 4 - МЪ38п, 5, 6 - МЪ3А1, 7 - ТШЧЬ, 8 - №-Р; в -1 - ТШ - МЪ^ 2 - ТШ-г^, 3 - TiN-CrN
Увеличение твердости металлических нано-материалов может составлять 500-600 %; для хрупких объектов такое увеличение несколько ниже, но тоже довольно значительно - до 200-300 %. В тех случаях, когда нанокристаллические образцы имеют размеры, достаточные для проведения испытаний на растяжение (продольный размер такого образца должен намного превосходить поперечный размер, а последний, в свою очередь, должен существенно превышать размер зерна), может быть получена информация о пределе текучести, пределе прочности и относительном удлинении при одноосном растяжении.
В силу особенностей технологии наномате-риалов последние данные имеются преимущественно лишь для металлических образцов, полученных методами интенсивной и пластической деформации и импульсного электроосаждения. В табл. 1 содержится информация об обычной и электро-осажденной нанокристаллической никелевой ленте. Преимущества в механических и эксплуатационных характеристиках нанокристалли-ческого никеля по сравнению с обычной никелевой лентой очевидны. Причем обращает на себя внимание то, что если для ленты с размером зерна около 100 нм наблюдается вполне приемлемый уровень пластичности (относительное удлинение
около 15 %), то для лент с зерном около 10 нм, отличающихся более высокими показателями прочности и твердости, пластичность практически отсутствует. Отметим, что согласно оценкам, значение Ь (характерный масштаб устойчивости дислокаций в нанокристаллах, ниже которого наличие дислокаций маловероятно) для никеля составляет 10 нм. Снижение пластичности для лент с размером зерен ~ 100 нм можно объяснить наличием небольшого количества пор.
Высокие показатели пластичности для мелкозернистой меди были реализованы в результате следующих технологических операций: прокатка при температуре жидкого азота и образование микроструктуры с зернами размером менее 300 нм; кратковременный отжиг при Т = 200 °С, в результате чего за счет аномального роста образуются кристаллиты размером 2-3 мкм, занимающие по объему примерно 25 %. У этих образцов при высоких показателях прочности (св >> 200 МПа) относительное удлинение до разрыва составляет примерно 65 % [17]. На рис. 4 показаны диаграммы «напряжение - деформация» для образцов меди, полученных при комнатной температуре методом интенсивной пластической деформации путем равноканального углового прессования. Исходная крупнозернистая медь (Ь ~ 30 мкм) характеризуется низкими показателями
Таблица 1
Механические свойства обычной и наноструктурной никелевой ленты при комнатной температуре _(фирма Ontario Hydro Technologies)
Характери сти ка Крупнокристаллический образец Нанокристаллический образец
L ~ 100 нм L ~ 10 нм
Предел текучести, МПа 103 690 >900
Предел прочности, МПа 403 1 100 >2000
Относительное уд л и -нение, % 50 >15 1
Модуль упругости, ГПа 207 214 204
Твердость по Виккерсу, ГПа 1,4 3,0 6,5
Усталостная прочность*, МПа 241 275 —
Износ**, мкм2 1330 — 7,9
Коэффициент трения** 0,9 — 0,5
* За 108 циклов на воздухе. ** В сухом воздухе.
прочности и высокой пластичностью (кривая 1). Обычная прокатка с 60 %-м уменьшением толщины значительно увеличивает прочность, одновременно существенно снижая пластичность (кривая 2). Два прохода равноканального углового прессования приводят к росту показателей прочности, а после 16 проходов (размер зерна около 100 нм) увеличивается как прочность, так и, что особенно важно, пластичность. Аналогичные результаты получены и для других металлов (например, титана).
С
£ 400
■s. 300
-
и 200
I 100
в
0 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 Рис. 4. Кривые «напряжение - деформация», полученные при испытании медных образцов [21]: 1 - исходная крупнозернистая медь; 2 - то же после холодной прокатки; 3, 4 - то же после соответственно 2 и 16 проходов равноканального углового прессования
Анализ метода интенсивной пластической деформации
Особенность метода интенсивной пластической деформации как приема создания нанокри-сталлической структуры металлов и сплавов состоит в том, что, в отличие от обычных методов деформации (прокатки, выдавливания и т. д.), этот способ позволяет создать большую долю высокоугловых границ, оказывающих влияние на рост прочности. Определенное влияние в этом плане оказывают многочисленные деформационные де-
фекты, сопровождающие интенсивную пластическую деформацию, а механизм повышения пластичности в этом случае и в предыдущем примере нуждается в дополнительном выяснении.
Из общих соображений и сведений о дислокациях в наноматериалах вполне естественно связать механическое поведение с особенностями дислокационной структуры в этих объектах. Как отмечалось ранее, начиная с некоторых размеров, наличие дислокаций в кристаллитах наноматериа-лов становится маловероятным за счет выталкивающих воздействий со стороны сил изображения. В силу этого пластическая деформация в таких наноструктурах также маловероятна и разрушение носит хрупкий характер, чему способствует также наличие пор.
Как уже неоднократно подчеркивалось, в структуре наноматериалов представлены поверхности раздела (межзеренные границы), что обусловливает необходимость рассмотрения роли ротационных мод и проскальзывания на границах зерен. Электронно-микроскопическое исследование на просвет in situ деформации наноматериалов (Си, Ti, Ni, полученных интенсивной пластической деформацией, и сплава Fe-Nb-Сu-Si-В, полученного кристаллизацией из аморфного состояния) обнаружило, что наряду со сдвиговыми процессами (активно протекающими при размере зерен более 70 нм) имеет место разворот нанозерен, т. е. проявляются ротационные моды деформации, что является преобладающим при размере зерен L < 30 нм [9]. Ротация зерен и отсутствие дислокаций внутри кристаллитов (L « 10 нм) были выявлены с помощью ПЭМ in situ также в пленках золота [7]. Эти наблюдения позволили предложить
ш
качественную модель деформации наноматериа-лов, когда по мере снижения размера зерна возникают кооперативные ротационные моды, т. е. разворачивающиеся зерна как бы подстраиваются друг под друга в направлении действия максимальных скалывающих напряжений и возникает мезоскопический сдвиг вдоль границ нанозерен близкой ориентации. Вполне ожидаемый эффект -наличие таких мезоскопических сдвигов предполагается не только в пластичных наноматериалах, но и в хрупких объектах.
Фрактографическое исследование деформации наноматериалов выявило наличие существенного интеркристаллитного разрушения, т. е. распространения трещин по границам зерен (рис. 5, а), характерно также, что переход от наноструктуры к более крупным зернам сопровождается транскристаллитным разрушением (рис. 5, б).
Изучение характера поверхности отпечатков, образовавшихся при индентировании нано-структурных пленок, с помощью высокоразрешающего сканирующего электронного микроскопа позволило выявить, по крайней мере, два типа деформации: однородную и с образованием полос сдвига со ступеньками (рис. 6, а, б). В последнем случае локализация сдвигов в направлении усилия при индентировании вполне очевидна, деформация выглядит негомогенной и аналогична наблюдаемой для аморфных материалов и других объектов. Природа образования ступенек и механизм осуществления негомогенной деформации пока не установлены.
Гомогенная деформация, фиксируемая для пленок с преимущественно столбчатой структурой (например, для пленок TiN), может быть связана со скольжением столбов относительно друг друга. Теоретически механизм деформации наноматериалов детально рассматривался многими исследователями; можно, следующим образом, коротко суммировать результаты этих работ [9, 11, 12, 33]:
- начальная стадия деформации наномате-риалов связана с проскальзыванием на границах зерен, которое сопровождается генерацией дислокаций от межзеренных границ внутрь зерен. Эта генерация прекращается при определенных размерах зерна, что и проявляется в аномалиях соотношения Холла - Петча (В.А. Поздняков, А.М. Глезер);
- моделирование деформации наноматериа-лов методами молекулярной динамики показало, что пластическая деформация реализуется по границам зерен в виде большого числа небольших по размеру сдвигов, когда небольшое количество атомов перемещаются друг относительно друга и зависимость деформирующего напряжения и предела текучести от размера зерен имеет вид обрат-
ного соотношения Холла - Петча (И. Шиотц, Е. Ван Свигенгоген) (на рис. 7 приведены компьютерные изображения нанокристаллической меди (L « 5,2 нм) до и после деформации со степенью 10 %. Расчет был выполнен для системы из 16 зерен, содержащей примерно 105 атомов. Заметно уширение межзеренных границ; стрелкой показаны две частичные дислокации, движение которых приводит к возникновению дефекта упаковки);
- анализ роли тройных стыков показал, что зарождение дислокаций может активно протекать в этих областях за счет рассогласования в результате пластических поворотов; кроме того, тройные стыки могут способствовать пластической деформации при отсутствии заметной диффузионной подвижности; такие подходы также дают возможность качественно объяснить аномалии зависимости Холла - Петча (А.М. Глезер, И.А. Овидько).
Хотя упомянутые теоретические работы позволили глубже понять механизм деформации наноматериалов, однако предсказание механического поведения этих объектов если и возможно, то в очень ограниченной степени [27-31].
Анализ современных кристаллитов
Ранее уже отмечалось [24, 32], что значение модуля упругости для наноматериалов практически не отличается от такового применительно к обычным крупнокристаллическим объектам. Это заключение верно лишь для объектов, у которых доля поверхностей раздела в общей наноструктуре не очень велика. При размере кристаллитов <10 нм (особенно <4-5 нм), когда эта доля составляет десятки процентов, значение упругих характеристик должно уменьшаться, следуя примерно аддитивному соотношению, поскольку, как известно, модули упругости аморфных веществ меньше, чем кристаллических.
На первых порах исследования наноматериалов большие надежды возлагались на возможность повышения пластичности хрупких материалов за счет наноструктуры [26]. Однако более детальное изучение вязкости разрушения K нанокристалличе-ских оксидов, нитридов, боридов и других объектов, разрушающихся без заметной остаточной деформации, не выявило роста этого параметра с уменьшением размера кристаллитов.
Заметим, что разрушение наноматериалов, как правило, носит интеркристаллитный характер, т. е. трещины распространяются по межзеренным границам (см. рис. 5 , а). Поэтому длина трещин в монокристаллах и наноматериалах мало отличается, и сопротивление их распространению мало зависит от размера нанозерен.
б
Рис. 5. Изломы образцов ПК, спеченных из ультрадисперсного порошка при температуре 1200 °С и давлении 4 ГПа [13]: а - исходный порошок с частицами размером ~18 нм; б - исходный порошок с частицами размером 80 нм и отдельными крупными частицами >1 мкм
Наоборот, результаты измерения свидетельствуют о том, что вязкость разрушения даже снижается с уменьшением Ь.
Так, Е.Н. Каблов в монографии ([34], с. 300) при рассмотрении процесса направленной кристаллизации жаропрочных никелевых сплавов отмечает: «Описание морфологии фазовой границы с учетом возникновения нестабильностей весьма затруднительно даже для однофазных сплавов». Того же мнения придерживаются Н.П. Лякишев и Г.С. Бурханов ([24], с. 140): «До настоящего вре-
мени нет достаточно полной теории кристаллизации эвтектических сплавов, объясняющей образование эвтектических структур разных типов». Согласно [24], первая попытка объяснения механизма образования пластинчатой эвтектики была предпринята Тамманом, а Фогель предположил, что обе фазы растут одновременно и при этом их общие поверхности раздела должны быть перпендикулярны к поверхности раздела между твердой и жидкой фазами.
ш
Рис. 6. Поверхности отпечатков после индентирования пленок TiN (а) и ^В (б) [13]
зав
Рис. 7. Расчетная модель структуры нанокристаллической меди до (а) и после (б) деформации [22]
По вопросу образования различных структур при кристаллизации из растворов и расплавов уже к 1938 г. был накоплен большой экспериментальный материал, включая описание знаменитых
структур Лизеганга, а также попытки построения теории подобного типа явлений рассмотрены в монографии Ф.М. Шемякина и П.Ф. Михалева [25]. Согласно [25], в 1926 г. впервые Г.В. Вуль-
фом было предложено формирование кристаллической структуры сплава эвтектического состава рассматривать как неустойчивый процесс, сопровождающийся поочередным образованием кристаллитов, то одного, то другого компонента. Таким образом, данная проблема и круг связанных с ней вопросов поставлены давно, а для их решения использованы все имевшиеся в наличии средства) из аморфного состояния, изменение прочности и вязкости разрушения в зависимости от размера зерна носит по существу немонотонный характер с максимумом при Ь и 40-50 нм [15].
Для оксида циркония, легированного добавками У203 (1-1,5%), максимальные значения 1/2
(16-17 МПа - м ; это совпадает с максимальными значениями для крупнозернистого 2г02) реализуются при размере кристаллитов 90-110 нм, а при дальнейшем уменьшении размера зерен Ь происходит снижение вязкости разрушения [14]. Специфика изменения К1С для оксидоциркониевых материалов состоит в особенностях превращения тетрагональной модификации в моноклинную, что сопровождается изменением объема и напряженного состояния, когда возникающие сжимающие напряжения препятствуют распространению трещин и способствуют повышению характеристик трещиностойкости.
Повышения можно ожидать для многофазных нанокомпозитов с нанокристаллической матрицей, когда трещина будет огибать включения и ее протяженность будет заметно превышать линейный маршрут для монокристаллов и небольшую «зубчатость» для однофазных наноматериа-лов. Главная трудность состоит в получении нано-композитов с минимальной пористостью. Некоторые положительные результаты с использованием интенсивных методов консолидации уже получены. Например, для композиции А1203-2г02 (10 %) (размер зерен матрицы 40 нм, размер включений 25 нм, относительная плотность 98 %) значение Кс составило 8,38 МПа - м1/2 [18].
Интенсивно исследуются также деформационные характеристики наноматериалов при высоких температурах. С одной стороны, эти результаты важны для разработки высокожаропрочных сплавов [33]. В этой связи заслуживают внимания данные об оксидных эвтектических нанокомпозитах типа А12 03-(^2А15)12 - ^"02 (размер зерна « 100 нм), полученных вытягиванием из расплавов и обнаруживающих прочность при Т = 1200 °С - 1 ГПа [16]. С другой стороны, сведения о ползучести интересны и для создания режимов сверхпластичности, т. е. высоких степеней деформации, которые
могут быть использованы при высокотемпературной обработке давлением.
Параметры ползучести наноматериалов могут отличаться (и существенно) от таковых для обычных крупнозернистых объектов. Если уровень напряжений не очень велик (не превосходит предел текучести) и ползучесть имеет диффузионный характер, то скорость ползучести V будет обратно пропорциональна размеру зерна во второй и даже в третьей степени - известные соотношения Набарро - Херринга и Кобла (соотношения Набарро - Херринга и Кобла показывают, что в регрессионном математическом моделировании эти соотношения должны представляться нелинейными моделями, не ниже трилинейной формы. Аналогично в [20] трилинейной моделью описывается развитие процесса кристаллизации в части математической реконструкции изотропного поверхностного натяжения):
23
V ~ 1/Ь и V ~ 1/Ь . (4)
Если имеет место дислокационная ползучесть, то скорость ползучести должна снижаться с уменьшением размера зерна, как это описывалось ранее для комнатных температур. При диффузионной ползучести имеет место линейная зависимость от напряжения, а при дислокационной -степенная. Однако в чистом виде диффузионная и дислокационная ползучесть применительно к наноматериалам реализуются редко, поскольку практически во всех случаях нужно считаться с протекающей при высоких температурах рекристаллизацией, т. е. с ростом размера зерна. Так, в опытах по ползучести ТЮ2 при температуре 600 и 800 °С (напряжение 40-50 МПа, продолжительность опыта 7-10 ч) наблюдалось увеличение начального размера зерна от 40 до 120 и 1000 нм соответственно, зависимость скорости деформации от напряжения была степенной, а показатель степени для Ь оказался равным 1,5 [7]. Таким образом, интенсивная рекристаллизация наномате-риалов затрудняет однозначную оценку механизма их высокотемпературной деформации.
Значительный рост зерен при высоких температурах является препятствием и для осуществления сверхпластичности (т. е. достижения высоких степеней деформации) в однофазных металлических наноматериалах. Так, для электрооса-жденного никеля после деформации при температуре 350 °С размер зерна увеличился во много раз, достигая значений около 1,3 мкм в направлении приложения нагрузки и 0,64 мкм в перпендикулярном направлении (начальный размер зерна 20 нм; после отжига при 350 °С без нагрузок Ь = 0,3 мкм) [19]. В образцах интерметаллида ^А!
ш
после деформации при 650 °С нанокристаллическая структура осталась практически неизменной (Ь ~ 100 нм).
В двухфазных нанообъектах за счет большей стабильности наноструктуры, как правило, удается снизить температуру проявления сверхпластичности, но напряжение течения при этом остается достаточно высоким и не всегда приемлемым для практических приложений, что может быть показано на примере алюминиевых сплавов.
С другой стороны, в двухфазных наноком-позитах на основе тугоплавких соединений (например - нитридов, боридов, карбидов и др.) также удается реализовать проявление сверхпластичности, однако подчеркнем, что температура ее проявления все же достаточно высока (рис. 8).
25 50 75
[Т1В2], об.!
Рис. 8. Изменение скорости ползучести в системе БЦ^-Т^В при температуре 1600 °С под действием напряжения ст = 20 МПа в течении 30 мин;
размер частиц Т1В2 2 мкм; размер частиц 0,5 (1), 2-4 (2) мкм [10]
Большой интерес представляют результаты экспериментального исследования механических свойств тубулярных наноструктур. Так, например, для однослойных углеродных нанотрубок получены следующие значения разрушающего напряжения и модуля упругости: 30 ГПа и 1000 ГПа соответственно [23]. Однако разброс полученных результатов был довольно значительным: соответственно 13-52 ГПа и 320-1470 ГПа, что связано как с особенностями методики измерений (опыты проводились со жгутами диаметром 20-40 нм, составленными из нанотрубок диаметром 1,4 нм), так и с возможной структурной неравномерностью объектов. Для многослойных трубок результаты определений примерно такие же (11-63 ГПа и 320-1470 ГПа).
В заключение отметим некоторые особенности физико-механических свойств наноматериалов:
- во-первых, это многоуровневый характер влияния на прочность и особенно на пластичность не только размера зерна, но и пористости, наличия
примесей, пограничных сегрегаций и включений, текстуры, остаточных напряжений, природы границ и т. д.;
- во-вторых, при анализе размерных зависимостей использование такого понятия, как средний размер кристаллитов, не всегда может дать исчерпывающую информацию, и во многих случаях следует принимать во внимание распределение зерен по размерам, при этом небольшие количества больших зерен могут быть довольно значительными по объему и, соответственно, могут влиять на те или иные свойства наноматериалов;
- в-третьих, в силу ограниченности числа образцов многие результаты кажутся недостаточно представительными и, следовательно, нуждаются в дополнительной и независимой проверке.
Все это делает проведение исследований в этом направлении и анализ полученных результатов достаточно непростым и свидетельствует, наряду с отмеченными ранее некоторыми из нерешенных вопросов, о необходимости проведения дополнительных теоретико-экспериментальных работ.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
1. Андриевский Р. А., Рагуля А. В. Нанострук-турные материалы. М. : Академия, 2005. 192 с.
2. Гусев А. И. Наноматериалы, наноструктуры, нанотехнологии. М. : Физматлит, 2005. 416 с.
3. Андриевский Р. А. Наноматериалы: концепция и современные проблемы // Рос. хим. журн. 2002. Т. 46, № 5. С. 50-56.
4. Нанотехнология в ближайшем десятилетии. Прогноз направления исследований : пер. с англ. / под ред. М. Роко, З.С. Уильямса, П. Аливисатоса. М. : Мир, 2002. 292 с.
5. Андриевский Р. А. Новые сверхтвердые материалы на основе тугоплавких соединений -достижения и перспективы // Физикохимия ультрадисперсных систем / под ред. В. В. Иванова. Екатеринбург : Урал. отд-ние РАН, 2001. С. 23-31.
6. Дейнека В. С., Петрик М. Р., Фрессард Ж. Идентификация кинетических параметров массопереноса в составляющих многокомпонентных неоднородных нанопористых сред системы компетитивной диффузии // Кибернетика и системный анализ. 2011. № 5. С. 4564.
7. Андриевский Р. А., Глезер А. М. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. II Механические и физические свойства // Фи-
иркутским государственный университет путей сообщения
зика металлов и металловедение. 2000. Т. 89. № 1. С. 91-112.
8. Malow T. R., Koch С. C. Mechanical Properties of Nanocrystalline Iron // Acta Materialia. 1998. V. 18. P. 6459-6473.
9. Носкова Н. И., Мулюков P. P. Субмикрокристаллические и нанокристаллические металлы и сплавы. Екатеринбург : Урал отд-ние РАН, 2003. 279 с.
10. Андриевский Р. А. Получение и свойства нанокристаллических тугоплавких соединений // Успехи химии. 1994. Т. 63. № 5. С. 431448.
11. Глезер A. M. Недислокационные моды пластической деформации твердых тел // Известия РАН. Сер. физическая. 2003. Т. 67. № 6. С. 810-817.
12. Гуткин М. Ю, Овидъко И. А. Физическая механика деформируемых наноструктур. Т. 1. Нанокристаллические материалы. СПб : Янус, 2003. 194 с.
13. Andrievski R. A. New Superhard Materials Based on Nanostructured Highmelting Point Compounds: Achievments and Perspectives // Functional Gradient Materials and Surface Layers Prepared by Fine Particles Technology / Eds M.I. Baraton, I. Uvarova. Dordrecht: Kluwer Academic Publishers, 2002. P. 17-32.
14. Bravo-Leon A., Morikawa Y., Kawahara M. et al. Fracture Toughness of Nanocrystalline Tetragonal Zirconia with Low Yttria Content // Acta Materialia. 2002. V. 50. P. 4555-4562.
15. Gan Y., Zhou B. Effect of Grain Size on the Fracture Toughness of Nanocrystalline FeMoSiB // Scripta Materialia. 2001. V. 45. P. 625-630.
16. Yoshikawa A., Lee J.-H., Nakai M. et al. Growth of A1203/Y3Al50i2/Zr02 Ternary Eutectic with Nano-sized Composite for High Temperature Structural Applications // Thesis of the 9 th Annual International Conference on Composite Engineering. San-Diego: ICCE, 2002. P. 877-878.
17. Wang Y., Chen M., Zhou F. et al. High Tensile Ductility in a Nanostructured Metal // Nature. 2002. V. 419.P.912-914.
18. Kuntz J-D., Zhan G.-D., Mukherjee A. К. Nanocrystalline - Matrix Ceramic Composites for Improved Fracture Toughness // Materials Research Society Bulletin. 2004. V. 29. N 1. P. 22-27.
19. McFadden S. X., Mishra R. S., Valiev R. Z. et al. Low-temperature Superplasticity in Nanostructured Nickel and Metal alloys // Nature. 1999. V. 398. P. 684-686.
20. Яковлев Н. Н., Лукашев Е. А., Радкевич Е. В. Исследование процесса направленной кристаллизации методом математической реконструкции // Доклады РАН. 2012. Т. 445. № 4. С.398-401.
21. Valiev R. Z., Alexandrov I. V., Zhu T. et al. Paradox of Strength and Ductility in Metals Produced by SPD // Journal of Materials Research. 2002. V. 17. N l. P. 5-8.
22. Schiotz J., Di Tolla F.D., Jacobson K.W. Softening of nanocrystalline metals at very small grain size // Nature. 1998. - V. 391. - P. 561-563.
23. Yu M.-F., Files B.S., Arepalli S. et al. Tensile Loading of Ropes of Single wall Carbon Nano-tubes and their Mechanical Properties // Physical Review Letters. 2000. V. 84. N 24. P. 55525555.
24. Лякишев Н. П., Бурханов Г. С. Металлические монокристаллы. М. : Элиз, 2002. 312 с.
25. Шемякин Ф. М., Михалев П. В. Физико-химические периодические процессы. М. : АН СССР, 1938. 183 с.
26. Валиев Р. 3., Александров И. В. Нанострук-турные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М. : Логос, 2000. 272 с.
27. Журавлев В. Н., Пушин В. Г. Сплавы с термомеханической памятью и их применение в медицине. Екатеринбург : Урал. отд-ние РАН, 2000. 150 с.
28. Раков Э. Г. Химия и применение углеродных нанотрубок // Успехи химии. 2001. Т. 70. № 10. С. 934-973.
29. Inoue R., Zhang T., Ishihara S. et al. Preparation and Mechanical Properties of Nanoquasicrystal-line Bulk Alloys // Scripta Materialia. 2001. V. 44. № 8/9. P. 1615-1619.
30. Presting H., Konig U. Future Nanotechnology Developments for Automative Applications // Materials Science and Engineering. 2003. V. 23. P. 737-741.
31. Способ получения наночастиц халькогенид-ных полупроводниковых материалов : пат. 23665441 Рос. Федерация : МПК B22F9/24 / Хоменко А. П., Руссавская Н. В., Вшивцев В. Ю., Грабельных В.А., Леванова Е.П., Сухома-зова Э.Н., Земирова И.А., Гендин Д.В., Гоз-бенко В.Е., Корчевин Н.А. ; заявитель и патентообладатель Иркут. гос. ун-т путей сообщения. опубл. 10.09.2009. Бюл. № 25.
32. Монокристаллы никелевых жаропрочных сплавов / Р. Е. Шалин, И. Л. Светлов, Е. Б.
ш
Качанов и др. М. : Машиностроение, 1997. 34. Каблов Е. Н. Литые лопатки газотурбинных 336 с. двигателей (сплавы, технология, покрытия).
33. Жидков Н. П. Щедрин Б. М. Геометрия кри- М. : МИСИС, 2001. 632 с.
сталлического пространства. М. : Изд-во МГУ, 1988. 220 с.
УДК 624.21.01/.09
Баранов Тимофей Михайлович,
аспирант, кафедра «Мосты и транспортные тоннели» Иркутского государственного университета путей сообщения, тел. 89027615013, e-mail: Baranov-87@yandex.ru
ОЦЕНКА БЕЗОПАСНОСТИ МОСТОВ ПРИ ГЕОДИНАМИЧЕСКИХ ВОЗДЕЙСТВИЯХ
T.M. Baranov
BRIDGES SAFETY ASSESSMENT AT GEODYNAMIC EFFECTS
Аннотация. В статье рассматриваются вопросы методологии оценки геодинамической безопасности мостовых сооружений в условиях содержания мостов с использованием систем мониторинга. Предложена оценка сооружения по категориям геодинамической безопасности при сейсмических воздействиях. Категории зависят от коэффициента геодинамической безопасности, определяемого соотношением расчетных и допускаемых показателей. Расчетные показатели в виде максимальных усилий в конструкциях находятся по внешним показателям - ускорениям, регистрируемым системой мониторинга, не менее величин, соответствующих данным сейсмического районирования. Допускаемые показатели находятся как максимальные усилия, вызывающие наступление предельного состояния конструкций.
Ключевые слова: мосты, мониторинг, геодинамическая безопасность.
Abstract. The issues of the methodology for bridge constructions safety assessment using monitoring systems in bridges maintanance are considered in the article. The construction's assessment according to categories of geodynamic safety at seismic impact is offered. The categories depend on geodynamic safety index determined by ratio of estimated and permissible parameters. The ultimate forces in constructions are the estimated parameters determined by external parameters in geodynamic impact - acceleration values registered by the monitoring system; it cannot be less than corresponding seismic zoning values. The permissible parameters are determined by ultimate forces causing construction's ultimate limit state.
Keywords: bridges, monitoring, geodynamic
safety.
Введение
Важный аспект в безопасности России составляет техническая безопасность транспортных систем. Начало обеспечения технической безопасности закладывается при проектировании и зависит от качества проведения инженерно-изыскательских работ, теоретических основ, закладываемых в расчеты мостовых конструкций, применения надежных материалов и рациональных конструктивных форм. Мосты рассчитаны на длительный срок службы, поэтому прогноз проявления неучтенных при проектировании внешних воздействий определяет безопасность и эффективность эксплуатации, а также сроки ремонта транспортного сооружения.
Для управления технической безопасностью сооружений необходимо оценивать техническое состояние и в зависимости от результата принимать технические решения по повышению безопасности, включая режимы пропуска транспорта и ремонтные работы. Методология оценки технического состояния мостовых сооружений регламентирована нормативными документами и определяет три параметра оценки: грузоподъемность, безопасность и долговечность.
1. Постановка задачи
Наименее изученными, трудно прогнозируемыми при проектировании являются геодинамические процессы. Геодинамические процессы независимо от причин их возникновения с точки зрения защиты сооружений можно разделить на геодинамические и геодеформационные воздействия. Геодинамические волновые процессы проявляются при землетрясениях, импульсные - при подвижках разломов. Геодеформационные воздействия проявляются как остаточные смещения грунтовых пластов в основаниях сооружений. Они
