CC BY
160
УДК 539.184.25, 530.422.23, 539.4.011.2
Особенности деформации и разрушения ультрамелкозернистых сплавов на основе титана и циркония
В.И. Данилов1, А.Ю. Ерошенко1, Ю.П. Шаркеев1,2, Д.В. Орлова1,2, Л.Б. Зуев1
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, 634050, Томск, Россия
Представлены результаты исследования особенностей деформации и разрушения упьтрамелкозернистыж сплавов титана ВТ1-0 и циркония Э110. Показано, что пластическая деформация обоих материалов протекает локализованно на макроскопическом уровне и имеет автоволновую природу. Общим для них является тот факт, что коллапс автоволны локализованной деформации (стадия предразрушения) развивается в основном после потери глобальной устойчивости пластического течения. В ультрамелкозернистом титане локальная и глобальная потеря устойчивости пластического течения полностью совпадают. В циркониевом сплаве стадия предразрушения начинается до момента достижения максимального значения деформирующего напряжения. В зоне разрушения ультрамелкозернистая структура материалов не претерпевает существенных изменений.
Ключевые слова: ультрамелкозернистое состояние, микроструктура, пластическая деформация, разрушение, макролокализация, автоволны
Peculiarities of deformation and fracture of ultrafine-grained Ti- and Zr-based alloys
V.I. Danilov1, A.Yu. Eroshenko1, Yu.P. Sharkeev12, D.V. Orlova12, and L.B. Zuev1
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia
The paper presents research results on peculiarities of deformation and fracture of ultrafine-grained VT1-0 titanium alloy and E110 zirconium alloy. It is shown that plastic deformation of both materials proceeds as a localized macroscale autowave process. A common feature for the materials is that collapse of the strain localization autowave (prefracture stage) occurs mostly when plastic flow loses its global stability. In the titanium alloy, plastic flow loses its local and global stability at a time. In the zirconium alloy, prefracture begins before the point of reaching maximum deforming stress. In the fracture zone, the ultrafine-grained structure of the materials is little affected.
Keywords: ultrafine-grained state, microstructure, plastic deformation, fracture, macrolocalization, autowaves
1. Введение
Интерес к созданию ультрамелкозернистой и нано-размерной структуры в металлических системах во многом обусловлен тем, что такая структура обеспечивает значительное повышение конструктивной прочности без легирования. В ряде областей инженерной практики легирование может быть недопустимым, например в медицинских материалах из соображений биологической совместимости, или нежелательным, как в ядерных материалах из-за ухудшения функциональных свойств и необходимости проведения долговременных испытаний при введении в эксплуатацию нового материала. В то же время известно, что ультрамелкозернистое и наноструктурное состояние термически не-
стабильно при температурах, близких к порогу рекристаллизации, а тем более выше порога рекристаллизации. Поэтому наноструктурирование для повышения эксплуатационных характеристик перспективно для металлов с относительно высокими температурами плавления, в частности для титана и циркония, имеющих температуры плавления соответственно 1668 и 1855 °С.
Во всем мире цирконий — это основа сплавов для деталей активной зоны энергетических водоохлаждае-мых ядерных реакторов. В XXI веке эксплуатационные требования к ним значительно выросли из соображений безопасности и безаварийности в целом ядерных энергетических установок. В России это нашло отражение в создании тепловыделяющих сборок нового поколе-
© Данилов В.И., Ерошенко А.Ю., Шаркеев Ю.П., Орлова Д.В., Зуев Л.Б., 2014
Таблица 1
Химический состав, мае. %
о Ре С N Н № ТС гг
ВТ1-0 0.12 0.18 0.07 0.04 0.01 - Остальное -
Э110 0.05 <0.05 - - <0.001 1.05 - Остальное
ния [1]. Потребовалось не только изменить типоразмеры комплектующих деталей, но и ужесточить требования к конструктивной прочности, в первую очередь оболочек тепловыделяющих элементов. Вопрос повышения долговременной прочности и сопротивления ползучести твэльных оболочек из сплава Э110 (гг - 1 мас. % №) остается нерешенным до настоящего времени. При этом заменить сплав или кардинально изменить его состав нельзя. Определенные перспективы решения данных проблем связываются с формированием в изделиях из сплава Э110 ультрамелкозернистого состояния.
С другой стороны, титановые и циркониевые сплавы являются материалами для медицинских имплантатов. В настоящее время подавляющее большинство имплантатов изготовливают из технически чистого титана или сплавов на основе титана. Однако биологически совместимый чистый титан уступает по прочности, износостойкости и стойкости к усталостным нагрузкам титановым сплавам, например ВТ6 [2, 3], который в отличие от чистого титана ВТ1-0 содержит вредные для живого организма алюминий и ванадий. Проблему повышения прочностных свойств биологически совместимого чистого титана пытаются решить путем формирования по всему объему ультрамелкозернистого состояния. Аналогичная ситуация имеет место и с цирконием (сплав Э110). Этот сплав пока меньше распространен в медицинской сфере, чем титан. При хорошей биологической совместимости он не удовлетворяет требованиям по износостойкости и циклической долговечности. Повысить указанные характеристики для циркония также
пытаются за счет формирования ультрамелкозернистого и наноструктурного состояния по всему объему заготовки. Перевод структуры в ультрамелкозернистое и на-ноструктурное состояние может значительно менять деформационное поведение материала и характер его разрушения [4-7]. Цель данной работы — исследовать особенности деформации и разрушения ультрамелкозернистых сплавов титана ВТ1-0 и циркония Э110.
2. Методы и материалы
В качестве материала исследования были выбраны технически чистый титан марки ВТ1-0 и цирконий, легированный ниобием (сплав Э110, 1 мас. % №) (табл. 1). Исходное состояние в титане получали отжигом в аргоне при температуре 800 °С в течение 1 ч. В результате отжига было получено крупнозернистое состояние с равноосными зернами, средний размер которых был равен 25 мкм (рис. 1, а). Образцы циркония отжигали при температуре 580 °С в течение 3 ч в вакууме. В рекристаллизованном состоянии микроструктура циркония Э110 представлена равноосными зернами а-2г и частицами расположенными по границам и в теле матричных зерен (рис. 1, б). На микродифракционных картинах для исходного состояния имеются рефлексы от а-2г и Р-2г. Средний размер зерен циркония составил 2.8 мкм, а частиц ниобия — 0.4 мкм. Исходное состояние циркония с таким средним размером зерна следует отнести к мелкозернистому.
Объемное ультрамелкозернистое и наноструктурное состояние для металлов и сплавов обычно получают с
Рис. 1. Светлопольные электронно-микроскопические изображения микроструктуры с соответствующими микродифракциями титана (а) и циркония (б) в крупнозернистом состоянии
Поворот 90°
а
Шаг с
Поворот 90°
Рис. 2. Схема аЬс-прессования с поворотом заготовки на 90° и последующей прокаткой в ручьевых валках
помощью различных вариантов интенсивной пластической деформации [4]. Наиболее просто реализуется ковка с многократным изменением направления оси деформации, называемая также аЬс-прессованием [6]. Как правило, методы интенсивной пластической деформации (аЬс-прессование, равноканальное угловое прессование и др.) не позволяют получить однородное нано-структурное и/или ультрамелкозернистое состояние в обрабатываемых заготовках. Часто наноструктурное состояние удается достигнуть за счет комбинированных методов интенсивной пластической деформации, например при аЬс-прессовании в сочетании с последующей прокаткой [7, 8]. Для более эффективного измельчения зерен в титане аЬс-прессование проводят в специально сконструированной пресс-форме [9]. Сформированное таким методом наноструктурное состояние со средним размером элементов зеренно-субзеренной структуры менее 100 нм обеспечивало пластичность до 6 % со следующими механическими характеристиками: предел текучести 1100 МПа, предел прочности 1160 МПа, предел выносливости на базе 3 • 106 циклов, равный 580 МПа. Отметим, что в ряде случаев требуется обеспечить механические характеристики титана, которые несколько ниже по сравнению с вышеприведенными, тогда на первом этапе прессование можно проводить в свободных условиях без пресс-формы [6]. Этот способ и был использован в настоящей работе.
Образцы титана и циркония деформировали аЬс-прессованием без пресс-формы в сочетании с последующей многоходовой прокаткой в ручьевых валках. На первом этапе деформацию заготовки проводили на гидравлическом прессе со скоростью 10-3— 10-1 с-1. Каждый цикл при заданной температуре включал осадку
на 40-50 %. После каждого цикла прессования заготовку поворачивали на 90° и затем подвергали следующему циклу прессования (рис. 2, а). Температура заготовки после каждых трех циклов прессования ступенчато понижалась в интервале 500-400 °С.
На втором этапе заготовки деформировали многоходовой прокаткой в ручьевых валках при комнатной температуре (рис. 2, б). Заготовки после каждого прохода поворачивали на 90°. Прокатка в ручьевых валках является необходимым условием, т.к. обеспечивает формирование однородной структуры по всему объему заготовки. Величина накопленной деформации при прокатке составила 75 %. После прокатки заготовки имели форму прутков с размерами 6x6 мм в поперечном сечении и длиной до 400 мм и более. Для снятия внутренних напряжений и увеличения пластичности готовые заготовки подвергали дорекристаллизационному отжигу в среде аргона при температуре 300 или 350 °С в течение 1 ч.
Испытания на растяжение проводились на универсальной испытательной машине Walter+Bay LFM-125 при комнатной температуре. Скорость деформирования составляла 8.3 • 10-5 с-1. В процессе растяжения методом двухэкспозиционной спекл-фотографии производилась регистрация полей локальных деформаций [10]. Ультрамелкозернистая структура материалов аттестовалась с помощью просвечивающей электронной микроскопии на микроскопах ЭМ-125 и JEM-21001. Тонкие «фольги»
1 Электронно-микроскопические исследования выполнены с использованием электронного микроскопа JEM-2100 (Гес1, Япония) в ЦКП «НАНОТЕХ» ИФПМ СО РАН (ЦКП ТНЦ СО РАН).
< -тж
9гАУ * ; Г ЗГ '
ЖЛп К 1
0.2 мкм I-1
Рис. 3. Светлопольное с соответствующей микродифракцией Рис. 4.Светлопольное с соответствующей микродифракцией (а) и темнопольное (б) электронно-микроскопические изобра- (а) и темнопольное (б) электронно-микроскопические изображения микроструктуры и гистограмма распределения по раз- жения микроструктуры и гистограмма распределения по размерам структурных элементов (в) титана в ультрамелкозер- мерам структурных элементов (в) циркония в ультрамелкозернистом состоянии, стрелками обозначены экстинкционные нистом состоянии, стрелками обозначены экстинкционные контуры контуры
были изготовлены из продольного сечения образцов, т.е. направление прокатки лежало в плоскости фольги. Поверхность изломов анализировали на растровом электронном микроскопе SEM-515. Измерения микротвердости заготовок и образцов проводили на микротвердомере ПМТ-3М1.
3. Результаты исследования и обсуждение
В результате двухэтапной интенсивной пластической деформации и низкотемпературного отжига в титане была сформирована зеренно-субзеренная структура, состоящая из зерен, субзерен, фрагментов (рис. 3, а, б). На рис. 3, в представлена гистограмма распределения
0.2 мкм
элементов структуры по размерам, где W — относительная доля структурных элементов. Средний размер структурных элементов (зерен, субзерен, фрагментов) составил 0.16 мкм (рис. 3, в). Около 75 % объема занимают элементы с размерами до 0.2 мкм. В субзернах и фрагментах локализована сетчатая дислокационная субструктура с наибольшей плотностью дислокаций. На светлопольных изображениях микроструктуры наблюдается большое количество контуров экстинкции, свидетельствующие об остаточных упругих напряжениях (на рис. 3, а показаны стрелками). На микродифракционной картине наблюдается большое количество рефлексов, расположенных по окружности разной интенсивности, что свидетельствует об увеличении угла раз-ориентировки между границами зерен (рис. 3, а). Некоторые рефлексы имеют существенное азимутальное размытие, связанное с высоким уровнем внутренних напряжений. Уровень микротвердости после комбинированной интенсивной пластической деформации увеличился до величины 2800 МПа. В исходном крупнозернистом состоянии он составлял 1800МПа. На рис. 4, а, б представлена микроструктура циркония после интенсивной пластической деформации по указанной схеме. Средний размер элементов структуры циркония, подвергнутого аЬс-прессованию и дополнительной прокатке, составил 0.2 мкм. На изображениях микроструктуры присутствуют контуры экстинкции, которые локализованы в основном по границам субзерен, фрагментов. Расшифровка микродифракционной картины выявила группы рефлексов от основной фазы а-2г и фазы в-КЬ. Средний размер зерен частиц ниобия уменьшился до 0.12 мкм по сравнению с исходным состоянием (0.4 мкм), т.е. в результате интенсивной пластической деформации выделения № также диспергируются. Микротвердость циркония после аЬс-прессо-вания и прокатки повысилась до величины 2600 МПа. В рекристаллизованном состоянии микротвердость была равна 1450 МПа. Таким образом, комбинированный метод интенсивной пластической деформации (аЬс-прессование и прокатка) позволил получить ультрамелкозернистое состояние и в титане, и в цирконии с размером структурных элементов 0.16 и 0.20 мкм соответственно.
Механические характеристики исследуемых материалов в ультрамелкозернистом состоянии определялись по диаграммам одноосного растяжения (рис. 5). Как отмечалось ранее [10-12], деформационные кривые титана в ультрамелкозернистом состоянии отличаются тем, что на падающей ветви диаграммы накапливается большая деформация, чем на восходящей ветви. В данном случае (рис. 5, кривая 1) деформация, накопленная на восходящей ветви, равна в в = 2.8 % при относительном удлинении до разрыва 5 = 9.9 %, т.е. деформация в 2.5 раза меньше, чем на падающей ветви.
2 / /
' (8в)т1/ /(8в)2г АггАп
0.00 0.04 0.08 8
Рис. 5. Диаграмма растяжения ультрамелкозернистых титана (1) и циркония (2)
Временное сопротивление разрушению у исследуемого материала равно а в = 1100 МПа, условный предел текучести а02 = 450 МПа. Сравнивая эти данные с приведенными в [13], можно констатировать, что использование двухэтапного комбинированного метода интенсивной пластической деформации для получения ультрамелкозернистых титановых заготовок, включающего свободное аЬс-прессование и последующую многоходовую прокатку, позволило в 1.5 раза повысить пластичность при сохранении высоких значений прочности и твердости. Однако при этом несколько снизился условный предел текучести. Можно предположить, что снижение предела текучести и возрастание пластичности произошли именно потому, что аЬс-прессование проводилось без использования пресс-формы, в свободных условиях.
Диаграмма растяжения ультрамелкозернистого циркониевого сплава Э110 (рис. 5, кривая 2) традиционно имеет параболический вид. Условный предел текучести а о 2 циркониевого сплава в ультрамелкозернистом состоянии равен 365 МПа, что значительно выше, чем у исходного материала — 200 МПа, и соизмеримо с условным пределом текучести ультрамелкозернистого титана. Повысилось практически в 2 раза по сравнению с исходным состоянием и временное сопротивление разрушению (а в = 830 и 430 МПа соответственно). При этом пластичность материала снизилась также почти в 2 раза (относительное удлинение ультрамелкозернистого Э110 равно 5 = 8.5 %, а в исходном состоянии 5 = = 15 %). В то же время и здесь на падающей ветви накапливается значительная деформация. При указанном относительном удлинении до разрыва деформация на восходящей ветви в в = 4.8 %, т.е. более 40 % от общей деформации накапливается после потери устойчивости пластического течения образца.
Анализ стадийности деформационных кривых ультрамелкозернистых титана и циркониевого сплава Э110 был выполнен методом, предложенным авторами [14], подробно описанным в [11]. Стадии деформационного упрочнения определяются как участки с постоянным значением показателя деформационного упрочнения п
Рис. 6. Диаграммы изменения координат макроочагов локализованной деформации в процессе растяжения образцов ультрамелкозернистого титана ВТ1-0
Рис. 7. Диаграммы изменения координат макроочагов локализованной деформации в процессе растяжения образцов ультрамелкозернистого сплава Э110
в интерполирующем уравнении Людвика-Холломона 5 = 50 + Кеп,
где 5 и е — истинные напряжение и деформация; 50 — истинный предел текучести; К—параболический коэффициент деформационного упрочнения. В такой интерпретации п = 1 отвечает стадии линейного упрочнения, п = 1/2 — стадии параболического упрочнения Тейлора, п < 1/2 — стадии предразрушения. Было установлено, что набор стадий упрочнения диаграмм деформации ВТ1-0 и Э110 различен. В ультрамелкозернистом титане стадия линейного упрочнения отсутствует. Тейлоровская стадия с п ~ 1/2 охватывает значительную часть восходящей ветви (0.010 < е < 0.024), а затем следует участок, где упрочнение практически отсутствует (п = 0.06, 0.025 < е < 0.050). В условных напряжениях и деформациях этот участок почти полностью находится на падающей ветви диаграммы растяжения. На диаграмме деформации ультрамелкозернистого сплава Э110, наоборот, на восходящей ветви стадия линейного упрочнения самая продолжительная (0.01 < е < 0.04, п = 1). Затем следует непродолжительная стадия Тейлора (0.040 < е < 0.057, п ~ 1/2) и, наконец, присутствует короткая стадия предразрушения (0.057 < е < 0.065, п = 0.13). Последняя стадия в условных напряжениях и деформациях также в основном находится на падающей ветви.
В настоящее время установлено, что пластическое течение на всех этапах и любых уровнях деформации происходит локализованно [15-17], поэтому рассматривать деформационное поведение материалов без учета этого фактора мы считаем некорректным. Авторами [17, 18] установлено, что локализация пластического течения на макроскопическом уровне носит автоволновой характер. При этом действует правило соответствия, согласно которому каждая смена стадий деформа-
ционного упрочнения — это изменение типа автоволны локализованной пластической деформации:
- стадии линейного упрочнения (п = 1) отвечает фазовая автоволна локализованной деформации с постоянными длиной X и скоростью Vкоторая представляет собой систему эквидистантных очагов локализации деформации, движущихся синхронно в одном направлении;
- на стадии параболического упрочнения по Тейлору при п = 1/2 очаги локализованной деформации неподвижны и расположены тоже эквидистантно с пространственным периодом X, образуя автоволновую стационарную диссипативную структуру;
- на стадии предразрушения (п < 1/2) выделяется одна неподвижная зона локализации с постоянно возрастающей амплитудой деформации, а остальные очаги подвижны и сходятся к неподвижной зоне с тем большей скоростью, чем дальше они находятся от этой зоны. В [15] данный процесс определяется как коллапс автоволны локализованной деформации.
Анализ эволюции полей локализованной деформации при растяжении образцов исследуемых материалов обнаружил четкое согласование с этим правилом. На рис. 6, 7 представлены диаграммы изменения координат макроочагов локализованной деформации в процессе растяжения образцов ультрамелкозернистых сплавов ВТ1-0 и Э110. Видно, что при деформировании ультрамелкозернистого титана наблюдаются только система неподвижных пространственно периодически расположенных очагов (стационарная диссипативная структура) и стягивание всех очагов к стационарной зоне локализации (коллапс автоволны). Пространственный период диссипативной структуры составляет X = 10 ± ± 2 мм. Координата стационарной зоны определяет положение шейки и места разрушения. Эта зона зарож-
..-•ЛЧ -I
Р
«ж» * /л»
* • «/ »¿г £
I ^ ^
0.8 б/, МКМ
Рис. 8. Светлопольное с соответствующей микродифракцией (а) и темнопольное (б) электронно-микроскопические изображения ультрамелкозернистого титана в зоне разрушения образца и гистограмма распределения элементов структуры по размерам (в), стрелками обозначены экстинкционные контуры
дается на стадии Тейлора, т.е. задолго до появления заметной шейки разрушения. В [17-19] показано, что амплитуда деформации в стационарной зоне постоянно увеличивается, причем особенно интенсивно на стадии предразрушения. Действительное разрушение объекта происходит, когда остальные движущиеся очаги дости-
гают стационарной зоны. Следовательно, деформационное поведение ультрамелкозернистого титана подчиняется правилу соответствия автоволновых картин локализованной деформации стадиям деформационной кривой. Особенностью является лишь то, что коллапс автоволны развивается на падающей ветви диаграммы нагружения.
В ультрамелкозернистом сплаве Э110 наблюдаются и фазовая автоволна, и стационарная диссипативная структура, и коллапс автоволны (рис. 7). Эволюция автоволновых картин происходит в соответствии со стадиями кривой упрочнения. Длина фазовой автоволны и пространственный период диссипативной структуры совпадают и равны X = 4.0 ± 0.5 мм. В отличие от ультрамелкозернистого титана коллапс автоволны начинается на восходящей ветви деформационной кривой и продолжается на падающей ветви. Такое поведение характерно для материалов с размером зерен более одного микрометра [17].
Разрушение образцов обоих материалов происходит с формированием четко выраженной несимметричной шейки. Поверхность разрушения была наклонена под углом -50° к оси деформации. Одновременно уменьшались и ширина, и толщина образца. Поверхность разрушения образцов исследовалась методом растровой электронной микроскопии. Установлено, что излом образцов является «ямочным», т.е. вязким, как и следовало ожидать по виду диаграмм деформирования. В титановых образцах «ямки» имеют размеры 1-2 мкм и преимущественно равноосную форму. Размеры «ямок» в 3-5 раз превосходят размеры структурных элементов ультрамелкозернистого титана. Внутри «ямок» наблюдаются более мелкие фрагменты. Соотношение размеров «ямок» и структурных элементов коррелирует с соотношением большеугловых и малоугловых границ и позволяет предполагать, что разрушение реализуется по большеугловым границам. Большеугловые границы являются источниками внутренних напряжений более высокого уровня, чем малоугловые границы. Поэтому разрушение по этим границам очевидно.
Изображения просвечивающей электронной микроскопии структуры материала в зоне шейки разрушения (на расстоянии 1 мм от поверхности разрушения) показаны на рис. 8, а, б. Видно, что в целом характерные особенности микроструктуры ультрамелкозернистого титана в зоне разрушения практически сохраняются. Однако часть субзерен становится неравноосной. Преимущественная вытянутость элементов структуры наблюдается в направлении оси растяжения. На рис. 8, в приведена гистограмма распределения элементов структуры по размерам в зоне предразрушения образца. Основную долю составляют субзерна и зерна с размерами 0.1-0.4 мкм (рис. 8, в). Доля неравноосных субзерен и зерен, имеющих размеры в интервале 0.60.9 мкм, измеренные по максимальному диаметру, зна-
чительно меньше. При этом средний размер элементов структуры в зоне разрушения образца после разрыва существенно не изменился и составляет 0.2 мкм.
Характер разрушения ультрамелкозернистого циркониевого сплава, если учесть большую неоднородность структуры исходного (до испытания) материала, а также более крупный средний размер структурных элементов, в общих чертах подобен. Незначительно увеличилась лишь доля неравноосных субзерен.
4. Заключение
Метод двухэтапной интенсивной пластической деформации, включающий аЬс-прессование и многоходовую прокатку в ручьевых валках, позволяет формировать в заготовках технически чистого титана ВТ1-0 и цирконий-ниобиевого сплава Э110 ультрамелкозернистую структуру. Достигаемый при этом средний размер структурных элементов составляет 0.16 мкм в титане и 0.2 мкм в циркониевом сплаве.
Сформированная ультрамелкозернистая структура в результате интенсивной пластической деформации обеспечивает высокий уровень механических характеристик. Для образцов титана получены следующие значения: микротвердость 2800 МПа, условный предел текучести 450 МПа, временное сопротивление разрушению 1100 МПа и относительное удлинение до разрыва 10 %, что соизмеримо с характеристиками таких титановых сплавов, как ВТ6. У образцов ультрамелкозернистого сплава Э110 твердость равна 2600 МПа, условный предел текучести 365 МПа, временное сопротивление разрушению 830 МПа и относительное удлинение до разрыва 8.5 %. Заготовки титана и циркониевого сплава в виде прутков в ультрамелкозернистом состоянии могут рассматриваться как материалы для изготовления медицинских имплантатов, в частности дентальных имплантатов. Пластическая деформация обоих материалов протекает локализованно на макроскопическом уровне и имеет автоволновую природу. Общим для них является тот факт, что коллапс автоволны локализованной деформации (стадия предразрушения) развивается в основном после потери глобальной устойчивости пластического течения. Ярче это явление выражено для ультрамелкозернистого титана, где локальная и глобальная потеря устойчивости пластического течения полностью совпадают. В циркониевом сплаве стадия предразрушения начинается до момента достижения максимального значения деформирующего напряжения. Этим он ближе к деформационному поведению материалов, средний размер зерен в которых больше 1 мкм.
Разрушение образцов обоих материалов развивается вязким образом. Место разрушения определяется положением неподвижного высокоаплитудного очага локализации, в котором происходит коллапс автоволны лока-
лизованной макродеформации. В зоне разрушения ультрамелкозернистая структура материалов не претерпевает существенных изменений.
Полученные ультрамелкозернистые титан ВТ1-0 и циркониевый сплав Э110 обладают высокой конструктивной прочностью, механической стабильностью и перспективны для изготовления медицинских имплан-татов.
Работа выполнена при частичной финансовой поддержке Программ фундаментальных исследований СО РАН (проект III.23.2.2 на 2013-2016 гг.) и Президиума РАН (№№ 8, проект № 21), грантов РФФИ №№ 14-0800299, 12-03-00903-а.
Литература
1. Заводчиков С.Ю., Зуев Л.Б., Котрехов В.А. Металловедческие вопросы производства изделий из сплавов циркония / Под ред. А.М. Глезера. - Новосибирск: Наука, 2012. - 252 с. Zavodchikov S.Yu., Zuev L.B., Kotrekhov V.A. Metallurgical Problems in the Production of Products Based on Zr Alloys / Ed. by A.M. Gle-zer. - Novosibirsk: Nauka, 2012. - 252 p.
2. Вихров С.П., Холомина Т.А., Бегун П.И., Афонин П.Н. Биомедицинское материаловедение. - М.: Горячая линия-Телеком, 2006. -384 с.
Vikhrov S.P., Kholomina T.A., Begun P.I., Afonin P.N. Biomedical Materials Science. - Moscow: Goryachaya Liniya-Telekom, 2006. -384 p.
3. Эппле M. Биоматериалы и биоминерализация. - Томск: Ветер, 2007. - 137 с.
Epple M. Biomaterials and Biomineralization. - Tomsk: Veter, 2007. -137 p.
4. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы. - М.: ИКЦ «Академкнига», 2007. - 398 с. Valiev R.Z., Aleksandrov I.V. Bulk Nanostructured Metal Materials. -Moscow: Akademkniga, 2007. - 398 p.
5. КочК., ОвидькоИ., Сил С., Вепрек С. Конструкционные нанокрис-
таллические материалы. Научные основы и приложения. - М.: Физматлит, 2012. - 251 с.
Koch K., Ovid'ko I., Sil S., Veprek S. Nanocrystalline Structural Materials. Scientific Basis and Application. - Moscow: Fizmatlit, 2012. -251 p.
6. СалищевГ.А., ВалиахметовВ.Р., ГалеевP.M., Малышева С.П. Формирование субмикрокристаллической структуры в титане при пластической деформации и ее влияние на механическое поведение // Металлы. - 1996. - № 4. - С. 86-91.
Salischev G.A., Valiakhmetov V.R., Galeev R.M., Malysheva S.P. Formation of Submicrocrystalline Structure in Titanium under Severe Plastic Deformation and its Effect on Mechanical Behavior // Metally. -1996. - No. 4. - P. 86-91.
7. Шаркеев Ю.П., Кукареко В.А., Ерошенко А.Ю., Копылов В.И., Братчиков А.Д., Легостаева Е.В., Кононов А.Г., Тиу В.С. Закономерности формирования субмикрокристаллических структур в титане, подвергнутом интенсивному пластическому деформированию по разным схемам // Физ. мезомех. - 2006. - Т. 9. - Спец. вып. - С. 129-132.
Sharkeev Yu.P., Kukareko V.A., Eroshenko A.Yu., Kopylov V.I., Brat-chikov A.D., Legostaeva E.V., Kononov A.G., Tiu VS. The regularities of ultrafine-grained structure formation in titanium under severe plastic deformation by different modes // Fiz. Mezomekh. - 2006. -V. 9. - Spec. Iss. - P. 129-132.
8. Шаркеев Ю.П., Ерошенко А.Ю., Данилов В.И., Толмачев А.И., Уваркин П.В., Абзаев Ю.А. Микроструктура и механические свойства наноструктурированных и ультрамелкозернистых титана и циркония, сформированных методом интенсивной пластической
деформации // Изв. вузов. Физика. - 2013. - Т. 56. - № 10. - С. 4753.
Sharkeev Yu.P., Eroshenko A.Yu., Danilov V.I., Tolmachev A.I., Uvar-kin P. V., Abzaev Yu.A. Microstructure and mechanical properties of nanostructured and ultrafine-grained titanium and zirconium formed by the method of severe plastic deformation // Izv. Vyssh. Uchebn. Zaved. Fiz. - 2013. - V. 56. - No. 10. - P. 47-53.
9. Пат. 71537 РФ. Дентальный имплантат (варианты) / Ю.П. Шаркеев, О.А. Белявская, В.К. Поленичкин, И.А. Хлусов, С.В. Фортуна, С.Е. Луконин // 2008. - Бюл. № 8.
RFPatent 71537. Dental Implant (versions) / Yu.P. Sharkeev, O.A. Be-lyavskaya, V.K. Polenichkin, I.A. Khlusov, S.V. Fortuna, S.E. Luko-nin // 2008. - Bull. No. 8.
10. ДаниловВ.И., ЗуевЛ.Б., Болотина И.О., Загуменный А.А. Локализация макродеформации в субмикрокристаллическом титане // ФММ. - 2008. - Т. 105. - № 6. - С. 1-7.
Danilov V.I., Zuev L.B., Bolotina I.O., Zagumennyi A.A. Macrostrain localization in submicrocrystalline titanium // Fiz. Met. Metalloved. -2008. - V. 105. - No. 6. - P. 1-7.
11. Болотина И.О., Данилов В.И., Загуменный А.А. Исследование пластической макродеформации поли- и субмикрокристаллического титана биомедицинского назначения // ПМТФ. - 2008. -Т. 49.- № 3. - С. 164-172.
Bolotina I.O., Danilov V.I., Zagumennyi A.A. Plastic macrodeformation of polycrystalline and submicrocrystalline titanium for biomedical application // Prikl. Mekh. Tekh. Fiz. - 2008. - V. 49. - No. 3. - P. 164172.
12. Данилов В.И., Зуев Л.Б., Шляхова Г.В., Орлова Д.В., Шаркеев Ю.П. Получение и технологическая пластичность технически чистого титана в субмикрокристаллическом состоянии // J. Int. Sci. Publ.: Materials, Methods and Technologies. - 2010. - V. 4. -Part 3. - Р. 4-14.
Danilov V.I., Zuev L.B., Shlyakhova G.V., Orlova D.V., Sharkeev Yu.P. Production and engineering plasticity of submicrocrystalline commercially pure titanium// J. Int. Sci. Publ.: Materials, Methods and Technologies. - 2010. - V. 4. - Part 3. - Р. 4-14.
13. Шаркеев Ю.П., Поленичкин В.К. Перспективы применения ультрамелкозернистого титана в стоматологии // Перспективные материалы. - 2009. - № 7. - С. 372-377.
Sharkeev Yu.P., Polenichkin V.K. Prospects for application ofultrafine-grained titanium in dentistry // Perskpekt. Mater. - 2009. - No. 7. -P. 372-377.
14. Трефилов В.И., Моисеев В.Ф., Печковский Э.П. и др. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов. - Киев: Наукова думка, 1989. - 256 с.
Trefilov VI., Moiseev V.F., Pechkovskii E.P. et al. Work Hardening and Fracture of Polycrystalline Metalls. - Kiev: Naukova Dumka, 1989.- 256 p.
15. Kuhlmann-Wilsdorf D. The Low Energetic Structures Theory of Solid Plasticity // Dislocations in Solids / Ed. by F.R.N. Nabarro, M.S. Dues-bery. - Amsterdam: Elsevier, 2002. - P. 213-338.
16. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин А.В. Нелинейные волновые процессы в твердом теле как многоуровневой иерархически организованной системе // УФН. - 2012. - Т. 182. - № 12. - С. 13511357.
Panin V.E., Egorushkin V.E., Panin A.V. Nonlinear wave processes in a solid as a multiscale hierarchically organized system // Usp. Fiz. Nauk. - 2012. - V. 182. - No. 12. - P. 1351-1357.
17. Zuev L.B., Danilov V.I., Barannikova S.A., Gorbatenko V.V. Autowave model of localized plastic flow of solids // Phys. Wave Phenom. -2009. - V. 17. - Р. 66-75.
18. Zuev L.B. Autowave mechanics of plastic flow of solids // Phys. Wave Phenom. - 2012. - V. 20. - P. 166-173.
19. ДаниловВ.И., Орлова Д.В., ЗуевЛ.Б., Болотина И.О. О локализации пластической деформации на стадии предразрушения и возможности прогнозирования места и времени вязкого разрушения // ЖТФ. - 2011. - Т. 81. - № 2. - С. 51-57.
Danilov V.I., Orlova D.V., Zuev L.B., Bolotina I.O. On plastic strain localization at the prefracture stage and possibility of predicting the site and time of ductile fracture // Zh. Tekh. Fiz. - 2011. - V. 81. -No. 2. - P. 51-57.
Поступила в редакцию 21.03.2014 г.
Сведения об авторах
Данилов Владимир Иванович, д.ф.-м.н., гнс ИФПМ СО РАН, dvi@ispms.tsc.ru Ерошенко Анна Юрьевна, к.т.н., мнс ИФПМ СО РАН, eгoshenko@ispms.tsc.гu Шаркеев Юрий Петрович, д.ф.-м.н., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, shaгkeev@ispms.tsc.гu Орлова Дина Владимировна, к.ф.-м.н., мнс ИФПМ СО РАН, dvo@ispms.tsc.гu Зуев Лев Борисович, д.ф.-м.н., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, levzuev@mail.tomsknet.ru
