Помощь в написании студенческих работ
Антистрессовый сервис

Влияние исходного размера зерен, химического состава и температуры деформации на эволюцию структуры в титане при прокатке и разработка режимов получения ультрамелкозернистых листов и прутков

Диссертация: Влияние исходного размера зерен, химического состава и температуры деформации на эволюцию структуры в титане при прокатке и разработка режимов получения ультрамелкозернистых листов и прутков
ДиссертацияПомощь в написанииУзнать стоимостьмоей работы

Представленные результаты указывают на то, что исходный размер зерна оказывает существенное влияние на развитие процесса механического двойникования и эволюции структуры титана ВТ 1−0. Уменьшение исходного размера приводит к подавлению развития двойникования в титане ВТ 1−0, что приводит к малому приросту плотности высокоугловых границ на начальном этапе деформации. Увеличение исходного размера… Читать ещё >

Влияние исходного размера зерен, химического состава и температуры деформации на эволюцию структуры в титане при прокатке и разработка режимов получения ультрамелкозернистых листов и прутков (реферат, курсовая, диплом, контрольная)

Содержание

  • Глава 1. Обзор литературы
    • 1. 1. Особенности структурных изменений и механического поведения металлов при большой пластической деформации
    • 1. 2. Механизмы пластической деформации титана
      • 1. 2. 1. Дислокационное скольжение в титане
      • 1. 2. 2. Механическое двойникование в титане
      • 1. 2. 3. Факторы, влияющие на действующие механизмы деформации в титане
    • 1. 3. Эволюция структуры и механического поведения титана при большой пластической деформации
    • 1. 4. Методы БПД для получения УМЗ структуры в металлических материалах
    • 1. 5. Механические свойства металлических материалов с УМЗ структурой, полученной методами БПД
    • 1. 6. Постановка задач исследования
  • Глава 2. Материал и методика исследований
    • 2. 1. Выбор материала исследования
    • 2. 2. Методика получения образцов титана с различным исходным размером зерна
    • 2. 3. Методика проведения листовой прокатки при температурах -196°С, 20 °C и 350°С
    • 2. 4. Методика комбинированной прокатки
    • 2. 5. Механические испытания
    • 2. 6. Методика определения коэффициента деформационного упрочнения
    • 2. 7. Методика приготовления металлографических шлифов
    • 2. 8. Микроструктурные исследования
    • 2. 9. Методика проведения анализа картин дифракции обратно рассеянных электронов (ЕВББ)
    • 2. 10. Методика электронно-микроскопических исследований
    • 2. 11. Методика расчета плотности дислокаций
  • Глава 3. Исследование влияния исходного размера зерна на механическое двойникование и эволюцию структуры титана ВТ 1−0 при больших пластических деформациях прокаткой
    • 3. 1. Исследование влияния исходного размера зерна на эволюцию микроструктуры титана ВТ 1−0 при больших пластических деформациях прокаткой
    • 3. 2. Исследование эволюции микроструктуры титана ВТ 1−0 со средним размером зерна 15 мкм при больших пластических деформациях прокаткой
    • 3. 3. Исследование эволюции микроструктуры и механического поведения титана ВТ 1−0 со средним размером зерна 1 мкм при прокатке

В последние два десятилетия большое внимание исследователей уделяется получению ультрамелкозернистых (УМЗ) структур в металлах и сплавах методами интенсивных (больших) пластических деформаций (БПД), в связи с возможностями резкого до 2−5 раз повышения в них прочности. Большие усилия были направлены на разработку методов получения УМЗ титана для целей технического и медицинского применения и отражены в работах Р. З. Валиева, И. В. Александрова, A.A. Попова, Ю. Р. Колобова и др.

Для измельчения его микроструктуры были развиты такие методы БПД, как равноканальное угловое прессование, всесторонняя ковка, винтовая экструзия, аккумулируемая прокатка с соединением и другие, а для получения длинномерных изделий — листов, фольг, прутков, проволок комбинированные технологии, сочетающие один из методов БПД и обычную прокатку или волочение, при температурах сохраняющих предварительно измельченную микроструктуру. Необходимо отметить, что использование.

V". перечисленных методов в масштабах производства сдерживается в силу ряда >¦>• >у у известных причин. К их числу можно отнести ограничение в размерах получаемой заготовки, использование дополнительной сложной оснастки, низкой технологичности и высокой трудоемкости некоторых методов. Между тем при формировании УМЗ структуры в титане, возможно, избежать применения сложных методов БПД.

Стимулировать формирование УМЗ структуры в титане можно, если эффективно воздействовать на действующие механизмы деформации. Как известно [1−4] на начальных этапах пластической деформации в титане развивается механическое двойникование. С точки зрения структурных изменений двойникование можно рассматривать в качестве процесса, который приводит к измельчению структуры и обеспечивает прирост высокоугловых границ. Активное развитие двойникования на начальных этапах пластической деформации титана создаст предпосылки к формированию УМЗ структуры в области больших степеней деформации. Очевидно, что стимулирование процесса двойникования положительным образом скажется на однородности и размере зерен/субзерен формирующейся структуры. Воздействовать на развитие процесса двойникования возможно, если учесть такие факторы, как исходный размер зерна, температура деформации, химический состав и схема деформации. Систематические исследования перечисленных факторов позволят обосновать выбор исходного материала и условия его деформационной обработки, при этом подчеркнем, что в данном случае для формирования УМЗ структуры можно использовать такой широко распространенный метод как прокатка. Отметим, что листы и прутки являются наиболее востребованными полуфабрикатами, применяемыми в различных отраслях. Использование оптимальных режимов формирования УМЗ структуры при прокатке позволит существенно повысить уровень механических свойств полуфабрикатов и расширить область применения титана.

В связи с этим целью данной работы являлось на основе систематических исследований эволюции микроструктуры титана при различных температурах деформации, разной исходной структуре, химическом составе и схеме деформации определить наиболее благоприятное<¦ сочетание данных факторов для измельчения структуры и обосновать режимы получения ультрамелкозернистых листов и прутков с высоким уровнем механических свойств.

В ходе работы проведен анализ однородности и полноты протекания механического двойникования при пластическом течении в зависимости от исходного размера зерна (30−1 мкм), степени и температуры деформации (196, 20, 350°С) титана ВТ1−0. Степень деформации повышает долю двойникованных зерен и однородность распределения двойников в зернах. Показано, что наиболее однородно и полно двойникование осуществляется при размере зерен около 15 мкм: увеличение размера зерна от этой величины ведет к неоднородности его протекания, а уменьшение — к его подавлению. Снижение температуры деформации активизирует механическое двойникование и увеличивает долю двойникованных зерен при меньшей степени деформирования.

Установлены три характерных стадии развития микроструктуры титана в ходе пластической деформации. На первой стадии в области малых степеней деформации (<20%) основным процессом является двойникование, обеспечивающее прирост высокоугловых границ (ВУГ) и измельчение микроструктуры, на второй стадии имеет место преобразование двойниковых границ в произвольные и образование субзеренной структуры, третья стадия (>40%) соответствует образованию высокоугловых границ деформационного происхождения.

Проведен сравнительный анализ эволюции микроструктуры при пластической деформации титана ВТ 1−0 с исходным средним размером зерна 1 и 15 мкм. Показано, что уменьшение размера зерна подавляет механическое двойникование вследствие активизации процессов возврата за счет большей протяженности исходных ВУГ и приводит к двухстадийному развитию структуры, т. е. наблюдается протяженная вторая и затем третья стадия.

Проведено сравнительное исследование эволюции микроструктуры при. пластической деформации титана ВТ1−0 и Сгас1е4, существенно отличающихся ', содержанием железа (Бе) и примесей (О, К, С, Н). В титане вгаёе4 (содержащим большую концентрацию этих элементов) в отличие от ВТ 1−0 развитие процесса механического двойникования подавлено. Это приводит к вырождению первой стадии развития микроструктуры, при этом на третьей стадии формируется структура с преимущественно малоугловыми разориентировками.

На основании систематических исследований эволюции микроструктуры в зависимости от исходного размера зерна, температурных условий деформации, химического состава и схемы деформации, были предложены режимы деформационной обработки титана ВТ 1−0 методом прокатки, позволяющие получать ультрамелкозернистые длинномерные полуфабрикаты с высоким уровнем механических свойств.

Определены режимы листовой прокатки титана ВТ1−0, позволяющие получать тонкие листовые полуфабрикаты с ультрамелкозернистой структурой и высоким уровнем механических свойств. Получены ультрамелкозернистые листы титана (250×500×0,3 мм) со средним размером зерен/субзерен 0,15 мкм, обладающие высоким уровнем механических свойств ов=952МПа, 5=5,6%.

Определены режимы комбинированной (радиально-сдвиговой и сортовой) прокатки титана ВТ1−0, позволяющие получать прутковые полуфабрикаты промышленных размеров с ультрамелкозернистой структурой. Средний размер зерен/субзерен по сечению прутка составил 0,18 мкм, предел прочности ав=1084, а относительное удлинение 8=12%.

Определены режимы комбинированной деформационной обработки титана ВТ 1−0, включающие формирование ультрамелкозернистой структуры методом всесторонней изотермической деформации и последующую листовую прокатку на степень 8=2,6. Средний размер зерен/субзерен в листе составил 0,08 мкм, предел прочности — ав=1010 МПа, а величина относительного удлинения — 5=9,3%. ' *.

На защиту выносятся: 4.

1. Однородность и полнота протекания механического двойникования при пластическом течении титана ВТ 1−0 в зависимости от исходного размера зерна (30−1 мкм), степени и температуры деформации и его влияние на эволюцию микроструктуры.

2. Три стадии эволюции микроструктуры титана ВТ 1−0 в ходе прокатки при комнатной температуре, обусловленные изменением действующих механизмов деформации.

3. Вырождение первой стадии эволюции микроструктуры при уменьшении исходного размера зерна в титане ВТ 1−0, обусловленное подавлением механического двойникования.

4. Сравнительное исследование эволюции микроструктуры при пластической деформации титана ВТ1−0 и Сгас1е4, существенно отличающихся содержанием железа (Ре) и примесей (О, КГ, С, Н), доказывающее влияние химического состава на развитие механического двойникования и стадийность развития микроструктуры.

5. Режимы листовой прокатки, комбинированной (всесторонняя изотермическая деформация (ВИД) + листовая прокатка и радиально-сдвиговая + сортовая прокатка) обработки, обеспечивающие получение листов и прутков с высокими механическими свойствами.

Автор выражает глубокую признательность к.т.н. Жеребцову C.B. и к.т.н. Лопатину Н. В. за полезные дискуссии и методическую помощь в работе.

Выводы.

1. Представленные результаты указывают на то, что исходный размер зерна оказывает существенное влияние на развитие процесса механического двойникования и эволюции структуры титана ВТ 1−0. Уменьшение исходного размера приводит к подавлению развития двойникования в титане ВТ 1−0, что приводит к малому приросту плотности высокоугловых границ на начальном этапе деформации. Увеличение исходного размера зерна приводит к неоднородному развитию двойникования по объему материала и неоднородности формирующейся при больших деформациях структуры. Наиболее оптимальным для развития двойникования и формирования структуры с большой плотностью высокоугловых границ является титан ВТ 1−0 с исходным средним размером зерна около 15 мкм.

2. Выявлена стадийность развития микроструктуры титана ВТ1−0 с ростом степени деформации. На первой стадии при степенях деформации <20% определяющим процессом является механическое двойникование, за счет которого наблюдается прирост специальных границ с высокоугловой разориентировкой и измельчение микроструктуры. Вторая стадия существует в интервале степеней деформации 20%<е<40% и характеризуется увеличением плотности дислокаций и их взаимодействием с двойниковыми границами, в результате чего происходит трансформация специальных двойниковых границ в произвольные высокоуголовые границы. На второй стадии плотность высокоугловых границ изменяется медленно, а развитие микроструктуры выражается в основном в формировании субграниц внутри исходных зерен и двойников. Третья стадия характеризуется образованием высокоугловых границ деформационного происхождения и соответствует степеням деформации свыше 40%. На данной стадии происходит рост плотности высокоугловых границ, связанный, с формированием высокоугловых границ деформационного происхождения.

3. Сравнительное исследование структуры прокатанного титана ВТ1−0 с исходным размером зерна 1 и 15 мкм показало, что уменьшение размера зерна ведет к вырождению первой стадии эволюции структуры и увеличению протяженности второй стадии ввиду более активного протекания динамического возврата. Динамика эволюции структуры в обоих состояниях титана на третьей стадии подобна. В ходе прокатки (8=2,6) при комнатной температуре была сформирована структура со средним размером зерен/субзерен 0,1 и 0,15 мкм и плотностью ВУГ 6,3 и 4,9 мкм" 1 соответственно.

4. Установлено, что снижение температуры прокатки до криогенной температуры (Т=-196°С) стимулирует развитие двойникования, что приводит к существенному приросту высокоугловых границ и измельчению микроструктуры на начальном этапе деформации. Повышение температуры деформации до 350 °C приводит к подавлению механического двойникования, снижению доли двойникованных зерен и двойниковых границ. В ходе прокатки титана ВТ1−0 с исходным размером зерна 15 мкм при температурах -196, 20 и 350 °C до значения истинной степени деформации 2,6 формируется микроструктура со средним размером зерен/субзерен 0,05 мкм, 0,15 мкм и 0,4 мкм и плотностью высокоугловых границ 6- 4,9 и 4,3 мкм" 1, соответственно. Установлено, что стадийность процесса эволюции структуры сохраняется, как при криогенной, так и повышенных температурах.

5. Показано, что при прокатке титана ВТ1−0 (8=2,6) в области комнатных температур формируется структура с высокими прочностными свойствами, предел прочности составил ав=910 МПа, а относительное удлинение 6=5,3%. При снижении температуры прокатки до Т=-196°С наблюдается повышение прочностных свойств титана ВТ1−0 до 1180 МПа, при снижении величины относительного удлинения до 3,8%. Повышение температуры прокатки до Т=350°С приводит к снижению прочностных свойств титана ВТ1−0 до 770 МПа и повышению величины относительного удлинения до 7,4%.

6. На примере титана вгасЫс исходным размером зерна 10 мкм, который характеризуется большей концентрацией таких элементов как Бе, О, И, С и Н по сравнению с титаном ВТ1−0, показано влияние химического состава на эволюцию микроструктуры в ходе прокатки в области комнатных температур. Установлено, что для получения измельченной структуры с большой плотностью высокоугловых границ для титана вгаёе4 требуется более высокая степень деформации по сравнению с титаном ВТ 1−0. В ходе прокатки титана ВТ1−0 и вгасЫ до значения истинной степени е=2,6 формируется микроструктура со средним размером зерен/субзерен 0,15 мкм и 0,8 мкм (по данным ПЭМ) и плотностью высокоугловых границ 4,9 и 0,9 мкм" 1.

7. На основании проведенных исследований были разработаны режимы листовой прокатки титана ВТ1−0 при комнатной температуре, включающие прокатку с постоянной сменой направления на 90° до суммарной степени 30% и дальнейшую прокатку в одном направлении до суммарной степени деформации 93%. Используемые режимы обеспечивают получение ультрамелкозернистых полуфабрикатов размерами 250×500×0,3 мм с размерами зерен/субзерен 0,15 мкм, плотностью высокоугловых границ 5,3 мкм" 1, величиной предела текучести Оо, 2=790 МПа, предела прочности ав=952 МПа и относительным удлинением 6=5,6%.

8. Для получения прутковых полуфабрикатов титана ВТ1−0 были разработаны режимы комбинированной (радиально-сдвиговой и сортовой) прокатки, обеспечивающие формирование ультрамелкозернистой структуры по сечению прутка. С использованием разработанных режимов был получен пруток титана ВТ 1−0 размерами 750×08 мм с размерами зерен/субзерен 0,18 мкм, плотностью высокоугловых границ 7,6 мкм" 1, величиной предела текучести (То, 2=964 МПа, предела прочности ав=1084 МПа и относительным удлинением 6=12%.

9. Разработаны режимы комбинированной деформационной обработки титана ВТ1−0, которые включают предварительное формирование УМЗ структуры всесторонней изотермической деформацией и последующую листовую прокатку. В ходе прокатки на степень ?=2,6 была сформирована структура со средним размером зерен/субзерен 0,08 мкм и плотностью высокоугловых границ 9,8 мкм'1. Предел прочности составил ов=1010 МПа, предела текучести Оо, 2=930МПа, а величина относительного удлинения 6=9,3%.

6.4.

Заключение

.

Таким образом, из результатов исследований следует, что, используя метод листовой прокатки, возможно получение листов титана ВТ 1−0 с УМЗ структурой и высоким уровнем механических свойств. При этом прокатку в области комнатной температуры следует проводить с постоянной сменой направления на 90° по отношению к первоначальному направлению до суммарной степени деформации порядка 30%. Дальнейшая прокатка проводится до суммарной степени деформации 93%. Проведение «перекрестной» прокатки титана ВТ 1−0 способствует развитию двойникования и повышению однородности формирующейся структуры. С использованием представленных режимов получены ультрамелкозернистые листы титана (250×500×0,3 мм) со средним размером зерен/субзерен 0,15 мкм, обладающие высоким уровнем механических свойств ов=952 МПа, 5=5,6%.

Показано, что снижение температуры прокатки до криогенной способствует уменьшению величины зерен/субзерен до 0,05 мкм и существенному повышению прочностных свойств титана ВТ1−0. Повышение температуры прокатки приводит к формированию струюуры со средним размером зерен/субзерен 0,4 мкм, что снижает прочностные свойства титана ВТ1−0.

В качестве альтернативного метода получения листов титана ВТ 1−0 с УМЗ структурой рассмотрен комбинированный метод деформационной обработки. Метод включает предварительное измельчение микроструктуры в ходе всесторонней изотермической ковки по режиму, приведенному в патенте РФ 2 010 133 011 «Способ обработки крупногабаритных заготовок из титановых сплавов» и последующую прокатку в области комнатной температуры на 93%. Использование предложенных режимов позволяет получить высокопрочные листы из титана ВТ1−0 с УМЗ структурой <1=0,08 мкм и большой протяженностью ВУГ — 9,8 мкм" 1, что существенно превышает протяженность границ в только прокатанном состоянии. Предел прочности листа ВТ1−0 составил — ав=Ю10 МПа, а величина относительного удлинения — 5=9,3%.

Для получения прутковых полуфабрикатов были предложены режимы деформационной обработки титана ВТ1−0 методом комбинированной радиально-сдвиговой и сортовой прокатки, который включал деформационную обработку прутка ВТ1−0 методом радиально сдвиговой прокатки при Т=450°С на первом этапе и последующую сортовую прокатку при температуре 350 °C и/или 20 °C. С использованием сортовой прокатки при 20 °C были получены прутки титана ВТ1−0 с УМЗ структурой (1=0,18 мкм, большой плотностью ВУГ -7,6 мкм" 1 и высоким уровнем механических свойств. Предел прочности прутка составил — ав=1084, а относительное удлинение 5=12%.

Показать весь текст

Список литературы

  1. В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. -М.: Металлургия, 1986, -224 с.
  2. У. Титан и его сплавы. Пер. с нем. М.: Металлургия, 1979, -510с.
  3. , Б. А. Физическое металловедение титана.- М.: Металлургия, 1976, 184 с.
  4. Е.В., Рыбин В. В. Механическое двойникование и фрагментация технически чистого титана на стадии развитой пластической деформации // ФММ, 1985, т.59, № 2, с. 395−406.
  5. И.И., Розин К. М. Кристаллография и дефекты кристаллической решетки. М.: Металлургия, 1990, -336 с.
  6. Koch С.С. Optimization of strength and ductility in nanocrystalline and ultrafine grained metals // Scripta Mater., 2003, V. 49, P.657.
  7. Р.З. Создание наноструктурных материалов и сплавов с уникальными свойствами, используя интенсивные пластические деформации // Российские нанотехнологии, 2006, Т1, № 1, с 208−216.
  8. Р.З., Александров И. В. Объемные наноструктурные металлические материалы: получение, структура и свойства М: ИКЦ «Академкнига». 2007, -398 с.
  9. Valiev R.Z., Alexandrov I.V., Zhu Y.T. and Lowe T.C. Paradox of strength and ductility in metals processed by severe plastic deformation // J. Mater. Res., 2002, V.17,P. 5−8.
  10. Ma E. Instabilities and ductility of nanocrystalline and ultrafine-grained metals // Scripta Materialia, 2003, V.49, P. 663−668.
  11. Wang Y., Chen M., Zhou F., Ma E. High tensile ductility in a nanostructured metal // Nature, 2002, V. 419, P. 912−915.
  12. H. И., Мулюков P. P. .Глезер A. M. He дислокационные моды пластической деформации твердых тел // Известия РАН. Серия физическая, 2003, Т. 67, № 6, с. 810−817.
  13. М. Ю., Овидько И. А. Физическая мезомеханика деформируемых наноструктур: Т. 1. Нанокристаллические материалы. СПб: Янус, 2003.- 194 с.
  14. В. А., Глезер, А М. Структурные механизмы разрушения нанокристаллических материалов // Физика твердого тела. 2005, Т. 47, N 5. С. 793−800.
  15. А.И. Нанокристаллические материалы: методы получения и свойства. Екатеринбург: УрОРАН, 1998, 198 с
  16. Андриевский P. A, Рагуля А. В. Наносгруюурные материалы: Учебное пособие для студ. Высш. Учеб. Заведений М.: Издательский центр «Академия», 2005. -192 с.
  17. Zhu Т., Huang J.Y. et all. Nanostructures in Ti processed by severe plastic deformation // J. Mater. Res., 2003, V.18, No. 8, P. 1908−1917.
  18. Hughes D.A., Hansen N. High angle boundaries formed by grain subdivision mechanisms // Acta Mater., 1997. V.45. № 9, P. 3871−3886.
  19. Hughes D.A., Hansen N. Microstructure and strength of nickel at large strains // Acta Mater., 2000. V.48.P. 2985 3004.
  20. Zhang H.W., Huang X., Hansen N. A Evolution of microstructural parameters and flow stresses toward limits in nickel deformed to ultra-high strains // Acta Materialia, 2008, V 56, P. 5451−5465.
  21. Р. З. Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией.-М.: Логос, 2000, 272 с. ,
  22. Anderson Е.А., Jillson D.C., Dunbar R.S. Deformation mechanism in a-Ti // Jour. Metals, 1953, V 197, P. l 191−1197.
  23. С. П., Брун М. Я., Колачев Б. А. Металловедение титана и его сплавов.- М.: Металлургия, 1992, — 352 с.
  24. Y., Morozumi S., Yoshinaga H. // Scr. Metall., 1982, V 16, P. 427−430.
  25. J. C. & Blackburn M. J. The identification of a non-basal slip vector in titanium and titanium-aluminum alloys // Phys. Stat. Solidi, 1968, V 25, P. K1-K3.
  26. O.A., Валиев Р. З. Границы зерен и свойства металлов.- М.: Металлургия, 1987, 214 с.
  27. А.В., Перевезенцев В. Н., Фионова Л. К., Щербань М. Ю. // Поверхность, 1982, № 6, с. 116−124.
  28. Физико-механические свойства легких конструкционных сплавов / Колачев Б. А., Бецофен СЛ., Бунин Л. А., Володин В.А.- М.: Металлургия, 1995, 272с.
  29. Conrad, H. Effect of interstitial solutes on the strength and ductility of titanium // Prog Mater Sci, 1981, V 26, P. 123−403.
  30. Biget M. and Saada G.// J. Phys. Ill, 1995, V 5, P. 1833−40.
  31. G. Т., Yoo M.H. and Wuttig M. Twinning in Advanced Materials // The Minerals, Metals &Materials Society, 1994, P. 337−49.
  32. Numakura, H., Minonishi, Y., & Koiwa, M. <1123>{ 1011} slip in titanium polycrystals at room temperature // Scr. Metal, V 20, P. 1581−1586.
  33. Pochettino A. A., Gannio N., Vial Edwards C. & Penelle R. Texture and pyramidal sUp in Ti, Zr and their alloys // Scr. Metal. Mater, 1992, V 27, P. 1859−1863.
  34. Zaefferer, S. A study of active deformation systems in titanium alloys: dependence on alloy composition and correlation with deformation texture // Mater Sci. Eng. A, 2003, V. 344, P. 20−30.
  35. Paton N.E., Backofen W.A. Plastic Deformation of Titanium at Elevated Temperatures // Metall. Trans., 1970, V 1, № 10, p. 2839 2847.
  36. А. А. Структура и свойства титановых сплавов: в 2 ч. 41. Процессы формирования структуры: учеб. пособие./ А. А. Попов. -Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2008,-138 с.
  37. Glavicic М. G., Salem A. A., Semiatin S. L. X-ray line-broadening analysis of deformation mechanisms during rolling of commercial-purity titanium // Acta Mater., 2004, V 52, P. 647−655.
  38. .А., Ливанов B.A., Буханова A.A. Механические свойства титана и его сплавов. М.: Металлургия, 1974, 544 с.
  39. И.И. Титан. Источники, составы, свойства, металлохимия и применение. / И. И. Корнилов.- М.: Наука, 1975, -310с.
  40. Т., Haicheng G., Shufen Z., & Laird С. Loading mode dependence of deformation microstructure in a high-purity titanium single crystal oriented for diffcult glide // Mater Sci. Eng. A, 1994, V 189, P. 77−84.
  41. Philippe M. J., Serghat M., Van Houtte P. & Esling C. Modelling of texture evolution for materials of hexagonal symmetry П. Application to zirconium and titanium a or near a alloys // Acta Metal Mater., 1995, V 43 (4), p. 1619−1630.
  42. Salem A.A., Kalidindi S.R., Doherty R.D. and Semiatin S.L. Strain Hardening Due to Deformation Twinning in a -Titanium: Mechanisms // Met. and Mat. Trans. Act. A, 2006, V 37A, P. 259−268.
  43. В. Э., Чеховский В. Я., Белецкая Э. А.- Под ред. акад. А. Е. Шейндлина в др. Теплофизические свойства титана и его сплавов. Справочник / Под ред. Шейндлина А.Е. М. Металлургия, 1985. — 103 с.
  44. Barnett M.R. A rationale for the strong dependence of mechanical twinning on grain size // Scripta Materialia., 2008, V 59, P. 696−698.
  45. Y.B. Chun, S.H. Yu, S.L. Semiatin, S.K. Hwang. Effect of deformation twinning on microstructure and texture evolution during cold rolling of CP-titanium // Materials Science and Engineering A, 2005, V 398, P. 209−219.
  46. B.A., Тялин Ю. И., Тялина B.A. Дислокационные механизмы разрушения двойникующихся материалов. М.: Изд-во «Машиностроение», 2004. — 336 с.
  47. Ogava К. Edge dislocation dissociated in (112) planes and twinning mechanism of b.c.c. metals // Phil. Mag., 1965, V 11, P. 217 223.
  48. Bell R.L., Cahn R.W. The Dynamics of Twinnings and the interrelation of Slip and Twinning in Zinc Crystals // J. Inst. Met., 1958, V 86, N 10, P. 433−438.
  49. Hamer F.M., Hull D. Nucleation of Twinning and Fracture // Acta Met., 1964, V 12, P. 682 684.
  50. Griffith I.R., Cottrell A.H. Elastic Failure at Natches in Silicon Steel // J. Mech. Phys. Sol, 1965, V 13, P. 135 140.
  51. Worthington P.J., Smith E. Slip, Twinning and Fracture in Polycrystalline 3% Silicon Iron // Acta Met., 1966, V 14, N 1, P. 35−41.
  52. Priestner R., Leslie W.C. Nucleation of Deformation Twin at Slip Plane Intersections in b.c.c. Metals // Phil. Mag., 1965, V 11, N 113, P. 895−916.
  53. A.W. 1/2<111> Screw Dislocations and the Nucleation of {112}<111> Twins in the b.c.c. Lattice // Phil. Mag., 1963, V 8, P. 1467 —1486.
  54. Malysheva S. P., Salishchev G. A., and Yakushina E. B. Effect of cold rolling on the structure and mechanical properties of sheets from commercial titanium // Metal Science and Heat Treatment, V50, 2008, P. 180−186.
  55. Wasilewski RJ. On Discontinuous Yield and Plastic Flow in a-Titanium // Trans ASM, 1963, V 45, P. 221−235
  56. Garde AM, Reed-Hill RE. // Metall Trans A, 1971, V 2, P. 2885.
  57. Kailas S.V., Prasad Y.V., Biswas S.K. Influence of initial texture on the microstructural instabilities during compression of commercial a-Titanium at 25 °C to 400 °C. //Met Mater Trans A, 1994, V 25A, P. 1425 -1434.
  58. Kalidindi S. R., Salem A. A. and Doherty R. D. Role of Deformation Twinning on Strain Hardening in Cubic and Hexagonal Polycrystalline // Advanced Eng. Materials 2003, V 5, No. 4, P. 229−232.
  59. Ayman A. Salem, Surya R. Kalidindi, Roger D. Doherty. Strain hardening regimes and microstructure evolution during large strain compression of high purity titanium // Scripta Materialia, 2002, V 46, p. 41923.
  60. Qian Yu, Zhi-Wei Shan, Ju Li, X. Huang, Lin Xiao, Jun Sun & Evan Ma. Strong crystal size effect on deformation twinning // Nature, 2010, V 463, P. 335−338.
  61. Basinski Z. S., Szczerba M. S., Niewczas M., Embury J. D., Basinski S. J // Rev. Metall., 1997, V 94, P. 1037.
  62. Nemat-Nasser S, Guo W. G, Cheng J.Y. Mechanical Properties and Deformation Mechanisms of a Commercially Pure Titanium // Acta Mater., 1999, V 47(13), P. 3705−3720.
  63. Doner M, Conrad H. // Metall Trans A, 1973, V4, P. 2809.
  64. Mahajan S., Chin G. Y // Acta Metall., 1973, V 21, P. 173.
  65. Yoo M.H. // Metall Trans A, 1981, V12, P. 409.
  66. Zhao X., Fu W., Yang X., and Langdon T. G // Scr. Mater., 2008, V. 59, P. 542−545.
  67. Shin D.H., Kim I., Kim J., Kim Y.S., and Semiatin S.L. Microstructure development during equal-channel angular pressing of titanium //Acta Mater., 2003, vol. 51, P. 983−996.
  68. Chen Y.J., Li Y.J., Walmsley J.C., Dumoulin S., and Roven H.J. Deformation Structures of Pure Titanium during Shear Deformation // Met. and Materials Trans. A, 2010, V 41A, P. 787−794.
  69. Stolyarov V.V., Zhu Y.T., Alexandrov I. V., Lowe Т. C" Valiev R. Z. Influence of ECAP routes on the microstructure and properties of pure Ti // Materials Science and Engineering A, 2001, P. 59−67.
  70. М.И., Зеленский В. А. Методы получения и физико-механические свойства объемных нанокристаллических материалов. М.: МИФИ, 2005 — 52 с.
  71. Gleiter Н. Nanostructured materials. // Progr. Mater. Sci., 1989, V 33, P. 223−315.
  72. R.Z. Valiev. Ultrafine-grained materials prepared by severe plastic deformation // Annales de Chimie Science des Mater., 1996, V. 21, P.369−520.
  73. Siegel R.W. In: Proc. Of the NATO ASI, Mechanical properties of ultrafine-grained materials / Eds. M. Nastasi, D.M. Parkin, H. Glieter. — Dordrecht-Boston-London: Kluwer Head. Publ., 1993, V. 233, P. 509.
  74. H.A., Левит В. И., Дегтярев M.B. и др. Развитие ориентационной неустойчивости в ГЦК монокристаллах при больших пластических деформациях. // ФММ, 1988, Т.65, Вып.6, с.1198−1204.
  75. Н.А., Левит В. И., Пилюгин В. П. Эволюция структуры ГЦК монокристалла при больших пластических деформациях. // ФММ, 1986, Т.61, Вып.6, с.1170−1177.
  76. Zhilyaev А.Р., Langdon T.G. Using high-pressure torsion for metal processing: Fundamentals and applications // Progr. Mater. Sci., 2008, V. 53, P. 893.
  77. Valiev R.Z., Langdon T.G. Principles of equal-channel angular pressing as a processing tool for grain refinement // Progr. Mater. Sci., 2006, V 51, P. 881.
  78. Г. А., Валиахметов B.P., Галеев P.M., Малышева С. П. Формирование субмикрокристаллической структуры в титане при пластической деформации и её влияние на механическое поведение. //Металлы, 1996, № 4, с.86−91.
  79. С.В., Галеев P.M., Валиахметов О. Р., Малышева С. П., Салищев Г. А., Мышляев М. М. Формирование субмикрокристаллической структуры в титановых сплавах интенсивной пластической деформацией. // Кузнечно-штамповочное производство, № 7,1999, с. 17−22.
  80. Г. Л., Михайлов В. Г.,. Барков Ю. А., Карлинский В. А. Гидропрессование трудно деформируемых тугоплавких металлов и сплавов.- М.: Металлургия, 1990, 332 с.
  81. Kulczyk М., Pachla W., Mazur A., et aL Microstructure and mechanical properties of nickel deformed by hydrostatic extrusion // Mater. Sci. Poland, 2005, V 23, P. 839−846.
  82. Malysheva S., Salishchev G., Mironov S., Zherebtsov S. Production of Nanostructure in Titanium by Cold Rolling. // Mater. Sci. Forum, 2008, V 584−586, P. 759−764.
  83. Р.И., Быков В. И., Чернышев В. П., Пилюгин В. П. и др. Пластическая деформация твердых тел под давлением // -Свердловск: ИФМ УНЦ ФР СССР, 1985. 32 с.
  84. Valiev R.Z., Abdulov R.Z., Krasilnikov N.A. Formation of Submicrometre-Grained Structure in Magnesium Alloy due to High Plastic Strains // Journal of Materials Science Letters, 1990, N 9, P. 1445−1447.
  85. B.A., Коршунов В. П., Шабашов B.A. Структурные превращения высокомарганцовистых аустенитных сталей при деформировании сдвигом под давлением // ФММ, 1988, N 66, Вып. З, с. 564.
  86. В.А., Пилюгин В. П., Кузнецов Р. И. Фазовый ОЦК-ГЦК переход, вызываемый деформацией под давлением сплава железо-никель // ФММ, 1987, Т.64, В.1, с. 127.
  87. В.А., Пилюгин В. П., Талуц Г. Г. Образование диссипативной структуры и фазовые переходы в сплавах железа при сдвиге // Металлы 1992, N 2, с. 109.
  88. Popov А.А., Pyshmintsev I.Yu., Demakov S.L., Illarionov A.G., Lowe T.C., i * ri
  89. Sergeyeva A.V. and Valiev R.Z. Structural and mechanical properties of nanocrystalline titanium processed by severe plastic deformation // Scripta Mater., 1997, V 37, N 7, P. 1089−1094.
  90. H.A., Валиев P.3., Копылов В. И., Мулюков P.P. Формирование субмикрозернистой структуры в меди и никеле с использованием интенсивного сдвигового деформирования. // Металлы, 1992, № 5, с. 96.
  91. В.И., Резников В. И. Механика пластической деформации металлов простым сдвигом. Минск, 1989, — 42с, — Деп. в ВИНИТИ 11.07.89, N 4599-В89.
  92. В.М., Резников В. И., Дробышевский Ф. Е., Копылов В. И. Пластическая обработка металлов простым сдвигом. //Металлы, 1981, № 1, с.115−123.
  93. Horita Z., Smith DJ., Furukawa M" Nemoto M., Valiev R. Z, Langdon T.G. An Investigation of Grain Boundaries in Submicrometer-Gmined Al-Mg Solid Solution Alloys Using High-Resolution Electron Microscopy // J. Mater. Res., 1996, V. 11, P. 1880−1890.
  94. Valiev R.Z., Kozlov E.V., Ivanov Yu.F., Lian J., Nazarov A.A., Baudelet B. Deformation behavior of ultrafine-grained copper // Acta Metall. Mater. 1994. V. 42. P. 2467−2475.
  95. Ferrase S., Segal V.M., Hartwig K.T., Goforth R.E. Microstructure and properties of copper and aluminum alloy 3003 heavily worked by equal channel angular extrusion // Metall. Mater. Trans, 1997, V. 28A, P. 1047−1057.
  96. Iwahashi Y., Horita Z., Nemoto M., Langdon T.G. An investigation of microstructural evolution during equal-channel angular pressing // Acta Mater., 1997, V. 45, P. 4733−4741.
  97. Iwahashi Y., Horita Z., Furukawa M., Nemoto M., Langdon T.G. Microstructural characteristics of ultrafine-grained aluminum produced using equal-channel angular pressing // Met. Trans. A., 1998, V 29A, P. 2245.
  98. Iwahashi Y., Horita Z., Nemoto M., Langdon T.G. Influence of channel angle on the development of ultrafine grains in equal-channel angular pressing // Acta Mater., 1998, V. 46, P. 1589−1599.
  99. Furukawa M., Iwahashi Y., Horita Z., Nemoto M., Langdon T.G. The shearing characteristics associated with equal-channel angular pressing // Mater. Sci. Eng., 1998, V A 257, P.328−322.
  100. Segal V.M. Materials processing by simple shear // Mater. Sci. Eng,. 1995, V. A197, P. 157−164.
  101. Markushev M.V., Murashkin M. Yu., Prangnell P.B., Cholinina A., Maiorova O.A., Structure and mechanical behavior of an Al-Mg alloy after equal channel angular extrusion // Nanostructured Materials, 1999, V.12, P. 839−842.
  102. M. В., Мурашкин M. Ю. Механические свойства субмикрокристаллических алюминиевых сплавов после интенсивной пластической деформации равноканальным угловым прессованием // ФММ, 2000, Т.90, № 5, с. 92−101.
  103. Delo D.P., Semiatin S.L. Hot Working of Ti-6A1−4V via Equal Channel Angular Extrusion // Met. Trans. A., 1999, V. 30A, № 9, P. 2473−2481.
  104. Lee J.C., Seok H.K., Han J.H., Chung Y.H. Controlling the Textures of the Metal Strips via the Continuous Confined Strip Shearing (C2S2) Process/ / Mater. Res. Bull., 2001. V. 36, P. 997.
  105. Han J.H., SeokH.K., Chung Y.H. et al. // Mater. Sei. Eng., 2002, V. A 323, P. 342.
  106. Lee J.C. Seok H.K., Suh J. Y. et al. Structural Evolution of a Strip-Cast Al Alloy Sheet Processed by Continuous Equal-Channel Angular Pressing //Metall. Mater. Trans., 2002, V. 33A, P. 665−673.
  107. Lee J.C. Suh J. Y, Ahn J.P. Work-Softening Behavior of the Ultrafine-Grained Al Alloy Processed by High-Strain-Rate, Dissimilar- hannel Angular Pressing II Metall. Mater. Trans. A, 2003, 34, P. 625−632.
  108. Nam C.Y., Han J.H., Chung Y.H., Shin M.C. Effect of precipitates on microstructural evolution of 7050 Al alloy sheet during equal channel angular rolling /Mater. Sei. Eng., 2003, V. A 347, P.253
  109. Park J.W., Kim J. W., Chung Y.H. // Scripta Mater., 2004, V. 51, p. 181
  110. Utsunomiya H., Hatsuda K, Sakai Т., Saito Y. // Mater. Sei. Eng., 2004, V. A372, P.199.
  111. Raab G. I., Valiev R.Z., Lowe T.C., Zhu Y.T. // Mater. Sei. Eng., 2004. V. A382, P. 30
  112. Salishchev G.A., Valiakhmetov O.R., Galeev R.M. Formation of <' submicrocrystalline structure in the titanium alloy VT8 and its influence on mechanical properties. //J. Mater. Sei., 1993, V28, P. 2898−2902.
  113. Salishchev G.A., Galeyev R.M., Malysheva S.P. and M.M. Myshlyaev. Structure and density of submicrocrystalline titanium produced by severe plastic deformation. // Nanostruct. Mater., 1999, VI1, № 3, P.407−414.
  114. Г. А., Зарипова P.A., Закирова A.A. Структура и механические свойства нержавеющих сталей, подвергнутых интенсивной пластической деформации. //МиТОМ, 2006, № 2, с.27−32.
  115. Г. А., Зарипова P.A., Закирова А.А., X. Дж. Мак Квин, Сютина JI.A. Особенности пластической деформации субмикрокристаллической ферритной стали 13Х25Т. // ФММ 2000, Т.89, № 3, с.50−73.
  116. В.А., Мухтаров Ш. Х., Дудова H.P. Термическая стабильность никелевых сплавов с микро- субмикро- и нанокристаллическими структурами. // Перспективные материалы, 2009, № 7, Р. 64−69.
  117. Bridgman P.W. Studies in Large Plastic Flow and Fracture McGraw-Hill, New York and Maidenhead, 1952.
  118. Патент РФ № 2 179 899, МПК B21B1/38. Способ изготовления тонких листов из прочных и высокопрочных сплавов.
  119. Патент РФ № 2 243 833, МПК В21В1/38. Способ изготовления тонких листов из высокопрочных титановых сплавов
  120. Tsuji N., Saito Y., Utsunomiya H., Tanigawa S. Ultra-fine grained bulk steel produced by accumulative roll-bonding (ARB) process. // Scripta Mat, 1999, V 40, № 7, Р.795−800.
  121. Terada D., Inoue S., Tsuji N // Microstructure and mechanical properties. оГ commercial purity titanium severely deformed by ARB process // J Mater Sci., 2007, V42, P. 1673−1681
  122. Патент РФ № 2 224 046, MTLKC22Fl/18,B21B3/00. Способ изготовления листовых полуфабрикатов из технического титана.
  123. Патент РФ № 2 243 835 МПК В21ВЗ/00. Способ получения высокопрочной фольги из титана.
  124. Р.А., Глейзер A.M. Размерные эффекты в нанокристаллических материалах. II. Механические и физические свойства.// ФММ. 2000, Т.89, № 1, с.91−112
  125. Г. А., Миронов С. Ю., Мышляев М. М. Особенности механического поведения и эволюции структуры субмикрокристаллического титана в условиях холодной деформации. // Вопросы материаловедения, 2002, № 1(29), с. 168−180.
  126. Н.И., Мулюков P.P. Субмикрокристаллические и нанокристаллические металлы и сплавы. Екатеринбург: Уральское отделение РАН, 2003. — 297 с.
  127. Hoppel H.W., Zhou Z.M., Mughrabi H. and Valiev R.Z. Microstructural study of the parameters governing coarsening and cyclic softening in fatigue ultrafine-grained copper // Phil. Mag., 2002, A 82, P. 1781.
  128. Vinogradov A. Hashimoto S. Fatigue of severe deformed metals // Adv. Eng. Mater., 2003, V 5, P. 351.
  129. Semenova I. P // Strength and High Fatigue Properties of Ultrafine Grained Titanium Rods Produced by Severe Plastic Deformation. Russian Metallurgy, 2010, No. 9, P. 831−836.
  130. Valiev R. Z, Sergueeva A.V., Mukheq’ee A.K. // Scripta Mater., 2003. V.49.P.669
  131. Ma E. Eight Routes to Improve the Tensile Ductility of Bulk Nanostructured Metals and Alloys. // JOM, 2006, V 58(4), P. 49−53.
  132. Shen Y. F. et al. Tensile properties of copper with nano-scale twins. // Scripta Mater., 2005, V 52, P.989−994.
  133. Knezevic M., Levinson A., Harris R., Mishra R. K., Doherty R. D., Kalidindi. S. R. Deformation twinning in AZ31: Influence on strain hardening and texture evolution // Acta Materialia., 2010, V 58. P. 6230−6242.
  134. Kaschner G.C. and Gray G.T. III. The Influence of Crystallographic Texture and Interstitial Impurities on the Mechanical Behavior of Zirconium // Metall. Mater. Trans. A, 2000, V 31 A, P. 1997−2003.
Заполнить форму текущей работой

Сессия? Спокойно!