Наномеханические свойства и наномасштабы деформаций технических металлов и сплавов

Размещено на http://www.allbest.ru/

Наномеханические свойства и наномасштабы деформаций технических металлов и сплавов

Мурзагулова Р.И.

Харисов Р.А.

Имамова Э.И.

1. Экспериментальные данные

Сжимающие или растягивающие напряжения могут явиться результатом остаточных напряжений в металлах и сплавах. Когда количество таких нагрузок и диапазон действия их очень мал, остаточные напряжения, вызванные этими нагрузками не только очень малы, но к тому же проявляются на ограниченных площадях, которые представляют трудности для измерений (Wang, 2009). Материалы в нанокристаллическом состоянии характеризуются высокими значениями пластической деформации и прочностью к излому, улучшенными показателями электросопротивления, сверхпластичность наблюдается при относительно низких температурах и высоком уровне напряжений сравнительно с их микрокристаллитной копией. (Masuruma, 1998; Jeong, 2001; Hayes, 2004; Jia, 2003). Это все привело к увеличению внимания к пониманию их механических свойств и механизма деформаций, кратко изложенных в статьях (Kumar, 2003; Suryanarayana, 2005). На самом деле, микроструктурные исследования при высоком и продолжительном сопротивлении усталости, как правило, дают результаты ниже порогового значения для роста усталостной трещины, в частности, в ультрадисперсных и нанокристаллитных состояниях (Cavalerie, 2009).

Условно инструментальное наноиндентификационное оборудование обеспечивает смещение кривых нагружения при монотонном увеличении нагрузки, позволяющее точно определить различные свойства, такие как предел текучести, твердость, режим закалки, износостойкость и т.д. Полезность наноиндентификационного получения фундаментальных механических свойств материала широко рассмотрена и в другой области (Cao and Lu, 2005; Bucaille, 2003; Dao, 2001; Cheng and Cheng, 2004; Doerner and Nix, 1998). Так техника имеет гораздо больше применений, начиная с понятия физики фундаментальных материалов (Schuh, 2006) и вплоть до использования его как гибкого механического образца (Schwaiger, 2003). Определение твердости (значение давления под индентором) тела обычно используется как сопротивление пластической деформации. Индентификация твердости при равных приложенных нагрузках, при давлении на индентор, при заданной геометрии в образце разделена результирующими поверхностями. Для определения твердости по Вику, рассматриваемая поверхность есть фактический контакт между поверхностью индентора (наконечник прибора для определения твердости) и образцом (Elmustafa and Stone, 2003).

Наноиндентификационное испытание может дать информацию о механическом поведении материала, т.е. как он деформируется на субмикронных площадях. Данный метод был внедрен учеными Oliver и Pharr (Oliver and Pharr, 1992; King, 1987), который позволяет определить твердость и модуль пластичности при наноиндентификационных данных режима нагружения. Однако, как показывают исследования нескольких авторов, наноидентационная твердость имеет завышенные значения вследствие больших различий в (Hutchinson, 20004 Nix and Gao, 1998) результатах испытаний (так называемый углубленный размерный эффект ISE). ISE означает, что твердость при неглубоких смещениях гораздо больше, чем при глубоких смещениях. (Tymiak, 2001). Поэтому в диапазоне наноидентирования значение твердости строго зависит от величины углубления. Тем не менее, ISE может быть определен не только наноиндетным тестированием, но также обнаруживается в условиях низких нагрузок прибором Вика (Miyahara, 2001). Базовый механический анализ сплошной среды не способен объяснить эффект ISE, пока значение твердости не станет зависеть от прилагаемой нагрузки и, соответственно, размера углубления (Elmustafa and Stone, 2003). Было предложено несколько механизмов, с помощью которых возможно определить эффект ISE, включая эффект трения между индентором и образцом (Li, 1993), при упрочнении поверхностного слоя (Pelletier, 2000), при недостаточной способности измерительных приборов в условиях небольших углублений или в поверхностном слое, при оксидном или химическом загрязнении (Aktinson, 1991).

Наноиндентное тестирование было осуществлено в триболаборатории Hysitron с помощью наномеханического тестового прибора, который позволяет работать при нагрузках от 1 до 10000 микроньютон и фиксировать (записывать) перемещения как функцию прикладываемых нагрузок при разрешенных максимальных нагрузках в 1нН (nN) и максимальных перемещениях (дислокациях) равными 0,04 нм (nm). В триболаборатории использовался при испытании специально оборудованный сканирующий исследовательский микроскоп Scanning Probe Microscope (SPM), в котором изменение формы вершины образца записывается в растр сканируемого шаблона через подобную поверхность в трехосном пьезоположении. Во всех наноиндентных тестах производится в среднем 10 опытов для определения значения твердости (H) и модуля упругости (E), для статистических целей в пространстве 50 микрометров на очищенной поверхности при влажности воздуха 45% и температуре окружающей среды 230С. Для того чтобы работать при закрытом контуре нагрузки или контролировать смещение была использована опция контроля обратной связи. Все наноиндентные измерения были осуществлены на стандартных трехсторонних пирамидальных образцах Берковича со средним радиусом кривизны примерно 100 нанометров (Charitidis, 2010).

Основанные на полупространственной теории пластичной деформации, значения Н и Е могут быть получены из экспериментальных данных (кривые смещения-нагрузки), использующие метод Oliver-Pharr (Oliver and Pharr, 1992; King, 1987), где полученное выражение для вычисления модуля пластичности из индентного эксперимента основывается на теории пластичного контакта Шеддона (Sheddon, 1948):

где S - жесткость при разгрузке (начальный уклон при разгрузке на кривой нагрузка-смещение при максимальном значении проникновения или при пиковой нагрузке); Ас - проектная поверхность контакта между наконечником и основанием; в - постоянная, зависящая от геометрических параметров индентора (в = 1.167 для наконечника Берковича (Oliver and Pharr, 1992)) обычно наноиндентная твердость зависит от контактного давления, которая называется контактной жесткостью (Нс) и зависит от геометрии наконечника (Рисунки 1, 2, 3):

где bm - общее количество проникновений индентора при пиковой нагрузке; Pm - пиковая нагрузка; е - постоянная, зависящая от геометрии индентора, равная 0,75 для индентора Берковича. До индентации функциональная поверхность должна быть калибрована в плавленом кварце, стандартный материал для данной цели (Bei, 2005; Koumoulos, 2011; Charitidis, 2010b).

2. Результаты

2.1 Функция входа - кривые нагрузки-смещения

Связь (функция входа) изменения смещения (проникновения) от времени для материалов показано на рисунке 1 (схематичная трапецеидальная зависимость нагрузки от времени P = P (t) функции входа). Кривые нагрузки-разгрузки исследованных материалов показаны на рисунке 2 (сравнение всех пробных материалов представлено при нагрузке в 5000 микро Ньютон).

Рисунок 1 - Схематичная трапецеидальная зависимость нагрузки от времени P = P (t) функции входа при наноиндентационном испытании

Кроме никелевых Ni нанокомпозитов с частичными наполнителем TiO2, заметно, что чистый Ni обладает высоким сопротивлением к прикладываемой нагрузке (наибольшее значение приложенной нагрузки было необходимо применительно к Ni для достижения похожего смещения как и в других материалах. В случае АА6082-Т6 наблюдается наибольшая пластичность, т. е. сохраненная энергия в материале после проникновения иссякает, для АА2024 наблюдается восстановление упругости (Рисунок 3) при приложенной нагрузке 5000 микроньютон (мкН).

Рисунок 2 - Кривые нагрузки-разгрузки металлов и сплавов в условиях приложенной нагрузки 500 мкН

Рисунок 3 - а) пластичность и б) изменение пластичности металлов и сплавов при нагружении в 2500 мкН и 5000 мкН

На рисунке 3 представлено сравнение пластичности при нагружении 2500 µN и 5000 µN показано в диапазоне с разницей 5-10%, с учетом повышения упругости для меньших нагрузок на примере АА6082, АА50583, латуни и AZ31. Это может быть отнесено к реальному физическому влиянию упругого поведения материалов под действием микроньютоновской силы, благодаря деактивации образования дислокаций; это может быть вызвано также искусственно за счет плоского скопления дислокаций на поверхности в течении индентации. К образованию плоского скопления дислокаций склонны мягкие материалы, которые имеют повышенную пластичность из-за индентых областей; этот феномен связан с материалом, который очень мягок и также с геометрией наконечника (уменьшение угла заострения наконечника увеличивает пластичную деформацию материала и как следствие образование скопления дислокаций) и это приводит к переоценке значений твердости и модуля упругости (недооценивание поверхностей контакта).

На рисунке 4 показаны кривые нагрузки-разгрузки для образцов, где особый интерес представляют локальные разрывы, которые произошли при режиме контролированного нагружения; эти участки характеризуются абсорбированием (поглощением) энергии или выпуском энергии, происходящей ниже наконечника индентора.

Рисунок 4 - Разрывы при индентации металлов и сплавов

Три различных физических феномена обычно наблюдаются при наноиндентном испытании металлов различных состояний и структуры: дислокации активируются в ходе неглубоких проникновений, «групповая доля» локализаций и фаза преобразования со значительным увеличением объема в течение разгрузки при индентации (Schuh, 2006).

Многие материалы подвергаются фазовым преобразованиям, когда объект испытывает большие гидростатические напряжения и значение давления весьма высокое (порядка нескольких ГПа). С началом в материале фазовых преобразований происходит внезапное вытеснение высокопластичного деформированного материала из-под индентора. Внезапное смещение разрывов наблюдалось в части нагружения материала. Первые разрывы подразумевают, что напряжения накапливаются вследствие резкого возникновения атомной активности ниже индентора, которая могла бы явиться источником дислокаций (Schuh, 2006).

Неглубокие смещения эквиваленты возникновению линейной упругой реакции; кривизна трех энергетических диаграмм при равновесном состоянии дает рост к конкретному значению упругости, представленный на графике зависимости смещения от нагрузки как начальный уклон. Большие смещения выявляются в виде нелинейной зависимости (реакции). Однако особый интерес вызывает теоретическая доля прочности материала: предел, где следующее увеличение смещения не выявляется дальнейшим изменением при восстановлении нагрузки. Общая связь между приложенной нагрузкой (Р) и глубиной проникновения (b) индентора может быть описана следующим законом (Sneddon, 1948):

Кривые нагружения-смещения показывают разрывы в нагруженной части. Изучались различные образцы, представленные в литературе по металлам, но эти исследования являются незавершенными (Bahr, 1998; Kiely, 1998; Mann and Pethica, 1999). Предел текучести, представленный для кремния Si и многих других керамических материалов может быть связан с фазовыми преобразованиями (когда значение давления близко к критическому, то возможно возникновение структурных преобразований (Schuh, 2006; Gridneva, 1972; Gerk and Tabor, 1978; Johnson, 1970)), как известно предел текучести важный показатель для металлов, по которому судят о начале пластичной дислокации (пластические деформации металлов происходят вследствие движения дислокаций). Оценка максимальных напряжений под наконечником показывает, что эти значения напряжений (почти равные теоретическому значению напряжения) достигаются на поверхности металла (дислокационная активность начинается при первом значении нагрузки разрыва) в виде скоплений дислокаций в наномасштабном напряженном объеме, образующем идеальную кристаллическую среду (Liang, 2003; Wo, 2005). Как показано на рисунке 4, переход от чисто упругого к упруго-пластичной деформации, т.е. постепенное изменение уклона всех материалов происходит в пределах 10-30 нанометров на кривых нагружения - смещения.

Рисунок 5 - Кривые нагрузки - разгрузки, проявление эффекта «локтя»

Смещение индентора во многих случаях происходит вследствие накопленной пластичности, и только малая порция упругости восстанавливается при разгрузке. Разрывы на кривых смещения - нагружения, которые относятся к pop-in эффекту, часто наблюдались в алюминии, указывая на процесс образования мобильных дислокаций. Начало разрыва обычно связано с зарождением однородных дислокаций, в то время как последующее подобные события часто приводят к лавинообразной активности образования дислокаций (Liu, 2004).

Гогоци и его коллеги (Domnich and Gogotsi, 2002; Juliano, 2003) предположили, что “pop-out” поведение соответствует образованию метастабильной Si-XII/Si-III кристаллической фазы в случае силиконовой наноиндентации.

Высокие напряжения могут быть причиной пластической деформации, вызванной не только дислокационной активностью, но также фазовыми преобразованиями за счет изменения давлениям в виде более плотной кристаллитной и аморфной форм (Ge, 2004; Schumker, 2003; Gilman, 1992; Domnich and Gogotsi, 2001). Механизм трансформации зависит от условий испытания, т.е. пиковой нагрузки и уровня нагружения и разгрузки (Schumker, 2003) или угла индентора (Jang, 2005). Результаты изменений видны на кривых разгружения, так называемый феномен «локтя» (изгиба) (Рисунок 5), который определяется нижней глубиной контакта (h) и поэтому оказывает влияние на определение H. Эти экспериментальные значения твердости Н индентного материала немного выше, чем идеальные значения.

2.2 Плоское скопление дислокаций. Усадочные деформации

На поверхность контакта влияет образование плоских скоплений дислокаций и усадочных раковин, возникающих в течение индентационного процесса. Для точного измерения индентационной поверхности контакта, должны быть приблизительно известны количество раковин, дислокаций. Существующая ползучесть в течение наноиндентации влияет на образование скоплений дислокаций, в результате чего получают некорректные значения свойств материала. Фишер-Крипс (2004) наблюдал такое поведение в алюминии, где измерил значение модуля упругости E и, которое оказалось намного меньше, чем ожидалось (Fisher-Crips, 2004). Рар (2005), изучая такой же материал, когда была допущена ползучесть в течение длительного времени, получил высокое значение скоплений дислокаций и усадочных раковин, определяющие включения из начальной упругости раковины до пластичности дислокаций (Rar, 2005). Значительное скопление дислокаций образуется в материалах, для которых характерно значение отношения hc/hm в пределах 0,7-0,88 (Khan, 2010).

Анализ графиков зависимости для образцов нормированного отношения hc/hm от нормированной твердости H/E* (E* определяется как уменьшенное значение модуля (Oliver and Pharr, 1992)) говорит о том, что материалы с высоким значением отношения H/E*, т.е. твердые материалы, подвержены образованию усадочных раковин, в то время как материалы с низким значением отношения H/E*, т.е. мягкие материалы, подвержены образованию плоских скоплений дислокаций. В общем, также наблюдалось то, что когда отношение H/E* высокое (твердые материалы), материалы подвержены образованию усадочных раковин, несмотря на упрочнение и чувствительность скорости деформации, и все материалы сведены к одной кривой. В дополнении, для мягких материалов с низким отношением H/E*, образование скопления деформаций зависит от степени упрочнения (Elmustafa, 2007). Мягкие материалы обладают полусферической зоной пластичности, которая встречается на поверхности далеко за пределами радиуса контакта и ожидаемых скоплений дислокаций.

С другой стороны, для материалов с высоким значением отношения H/E*, зона пластичности содержится без круговой границы контакта и упругих деформаций, которые распространены на больших расстояниях от индентора, накопленные в объеме при индентации. На рисунке 6 представлены изображения образцов через микроскоп, где заметны скопления дислокаций после индентации.

Рисунок 6 - Скопления дислокаций после индентации материалов при напряжении 2500 мкН и 5000 мкН

Большие напряжения, ожидаемые при высоком отношении H/E* в материалах и концентрации высоких напряжений, развиваются в направлении вершины индентора, в то время как в случае низкого значения отношения H/E* в материале, напряжения ниже и распределяются равномерно по поперечному сечению материала (Gleiter, 2000). При меньшем уровне чувствительности материал испытывает меньшее образование скоплений дислокаций по сравнению со значением уровня чувствительности материала вследствие деформационного упрочнения. Cheng и Cheng сообщили, что в 22% случая скопления дислокаций достигают необходимого значения показателя упрочнения. Эта согласуется с тем, что когда отношение hc/hmприблизительно равно 1 для малого значения H/E*, деформации доминируют по накоплениям дислокаций (Hell, 1989; Biwa and Strocares, 1995). С другой стороны, когда отношение hc/hmприближается к нулю, то это соответствует чистым упругим деформациям и доминированию по усадочным раковинам (чистый никель, Ni/TiO2, AA2024) в порядке, установленном контактными механизмами (Hertz, 1896).

Зависимость материала от упруго-пластичного поведения связана с реакцией материала вследствие индентации (МсElhaney, 1998). Степень образования усадочных раковин и дислокаций материала выражается как функция показателя деформационного упрочнения (Norbury and Samuel, 1928; McClintock and Rhee, 1962). В процессе наноиндентации материалы с низким показателем деформационного упрочнения (n) вмещают объем материала, отброшенный в сторону от наконечника. Другими словами, в материалах с высоким значением n>0,3 имеет место эффект «выброса металла». В обоих случаях, поверхность контакта отлична от пересеченной поверхности, рассчитанной по методу описанным Оливером и Фарром (Oliver and Pharr, 1992). Следовательно, отклонение между реальной и виртуальной поверхностями контролируется упруго-пластичным поведением материала. усадочный раковина пластичность сплав

2.3 Напряженно-деформированный анализ

Данные наноиндентационных исследований были использованы для получения кривых напряжения - деформации для металлов и сплавов (Cao and Zhang, 2008). Анализируя эти результаты, были определены пластические свойства материалов. Сао и Zhand основывались на предыдущих учениях Джонсона (1970), Табора (1951), Хилла (1992), Бойера (1993), Сторакерса (1970) и Ларсона (1994), которые представляли собой теоретический анализ наноиндентационной деформации, учитывая то, как наконечник проникает в образец (его измененную форму). При неглубоких наноиндентных проникновениях зависимость в виде уравнения которых рассмотрена ниже (6), форма индентора является сферической, но дальнейшее изменение геометрической формы наконечника незначительно. Напряжение проникновения определяется как постоянная твердости и определяет давление под индентором по формуле (6). Высокие значения твердости являются следствием действия высоких приложенных нагрузок или в случае использования наконечника острее (Dao, 2001; Cao and Zhang, 2008). Теоретическая сторона напряженно-деформированного анализа индентации основывается на методе Оливера - Фарра. Среднее напряжение у, которое может быть постоянным под нагрузкой индентации, определяется как (Freund and Surech, 2004):

Рисунок 7 - а) Кривые напряжения - деформация и б) поле кривых напряжений - деформаций, полученные при наноиндентационных данных в условиях нагружения 5000 мкН

Плотность распределения кривых испытуемых образцов показана на рисунке 7 (получен внешний диапазон прочности). Самые мягкие материалы АА5083-Н111, сплав алюминия и материалы из латуни (Ni является самым твердым, благодаря особенной гранулометрической структуре).

Рисунок 8 - а) Кривые напряжения - деформация и б) поле кривых напряжений - деформаций металлов и сплавов, полученные при анализе литературы

Важно отметить, что наноиндентный тест и испытание на растяжение определяют не одинаковые свойства. В общем, значение модуля упругости (наноиндентный модуль), использующий стандартный метод Оливера-Фарра, выше, чем соответствующие результаты, полученные при стандартном испытании на растяжение. Несколько факторов были предложены как возможность объяснения факта: поверхностное влияние (на начальную часть кривой нагрузки-смещения оказывают влияние шероховатость, окисление поверхности (Koumoulos, 2011) и другие параметры поверхности), тип нагружения при наноиндентации (это сжатие, а не растяжение), частота испытания (70 Гц для наноиндентации по сравнению с очень малой частотой необходимой при испытании на растяжение) и генерируется гидростатическое давление ниже вершины индентора Берковича (Charitidis, 2010b).

2.4 Глубина профиля металлов и сплавов

При каждом наложенном смещении, значения показателей наноиндентации H и E, могут не лежать на одной кривой, т. е. происходит разброс значений (Oliver and Pharr, 1992). На основе анализа графиков, определяющих значение Н как функцию наложенного смещения (тренд кривых схож для различных образцов), можно сказать, что при уменьшении наноиндентного смещения ниже 100 нм резко повышается значение твердости Н. Это резкое увеличение вероятно вызвано совместным действием кислорода воздуха на поверхности или процедурой полировки, и искусственной формой для наконечника индентора при неглубоких смещениях (Koumolous, 2011; Charitidis, 2010b; Liu and Ngan, 2001; Lucas and Chevallier, 1994).

Данные нанотвердости получены с использованием метода Оливера и Фарра, которые не учитывают влияние упруго-пластичного эффекта. Гёкен (2001) предложил метод, учитывающий образование скопления дислокаций с корректирующим влиянием шероховатости поверхности. Этот метод учитывает поправочный фактор для твердости Н, основанный на связи между модулем упругости и модулем Юнга (Vlassak and Nix, 1994), указывающий, что значение Е зависит от кристаллографической ориентации, а значение Н - нет.

На рисунке 9 изображен график зависимости смещения при индентации от значения модуля упругости Е. Для алюминиевых сплавов почти постоянное значение Е достигается при различных условиях испытания, которые казались наиболее разумными (подходящими). В диапазоне значений 50-100 ГПа получаются довольно близкие значения модуля Юнга, которые согласуются со значениями в литературе (Gallister, 1990). Схожий факт подтверждается для латуни, который проводился близко к значению в 110 ГПа (Gil Sevillano, 2000).

Рисунок 9 - Значения модуля упругости никеля, латуни и Ni/TiO2 при различном смещении

Отклонение от стандартного значения приписывается к значению Е, которое получается, используя поверхность контакта при смещении с первой точки контакта с начальной площадью поверхности, как описывалось в методе Оливера-Фарра. Однако пластично-деформированная зона вокруг индентной площади может способствовать образованию скоплений дислокаций и усадочных раковин напротив индентору, которая зависящит от упрочнения материала. Последствие такого поведения это слабое отклонение от стандартного значения модуля упругости (Rodrigues and Gutierrez, 2003). Что касается латуни, Влассак и Никс (1994) установили наличие 25%-ого разброса между модулем индентации при различных кристаллографических ориентациях, но даже могут быть найдены большие расхождения в зависимости от материала.

На рисунке 10 площадь значений Н, полученная при индентом испытании строится как функция взаимного индентого смещения. Может заметить, что линейная взаимосвязь прослеживается для большинства материалов, согласно литературе (Rodrigues and Gutierrez, 2003). Значение твердости Н при бесконечном смещении Н0, может быть рассчитано методом экстраполяции вышеупомянутой линейной зависимости 1/h = 0. Полученные значения показаны на рисунке 10 (а). Сравнение Н0 и Н при 400 нм представлено на рисунке 10 (б), где Н при бесконечном смещении точно соответствует значению Н при 400 нм для материалов АА6082-Т6, латуни и АА5083-Н111.

Рисунок 10 - а) График-сравнение твердости при 400 нм и экстраполяция, б) изменение твердости металлов и сплавов

Значение твердости Н при бесконечном смещении Н0, может быть рассчитано методом экстраполяции вышеупомянутой линейной зависимости 1/h = 0. Полученные значения показаны на рисунке 10 (а). Сравнение Н0 и Н при 400 нм представлено на рисунке 10 (б), где Н при бесконечном смещении точно соответствует значению Н при 400 нм для материалов АА6082-Т6, латуни и АА5083-Н111. Однако похожее сравнение для чистых образцов Ni, Ni c TiO2 и АА2024 показывает огромные отклонения (уменьшенные пластические деформации при высоких приложенных нагрузках, превышенное образование усадочных раковин), выявление которых необходимо для достижения постоянства наномеханических свойств, требующие больших смещений.

Выводы

Чистый никель показал высокое сопротивление приложенным нагрузкам (высокие значения приложенных нагрузок было необходимо для Ni, чтобы достичь соответствующего смещения, как в остальных материалах). В случае материала АА6082-Т6, была выявлена высокая пластичность, т.е. накопленная энергия в материале после индентации (проникновения) иссякает, материал АА2024 показал высокую способность восстановления упругости в условиях приложенной нагрузки в 5000 мН. Сравнивая пластическую деформацию при нагрузках в 2500 мН и 5000 мН было выявлено различие между ними в 5 и 10% соответственно, учитывая повышение упругости при небольших нагружениях в различных материалах АА6082, АА5083, латуни и AZ31. Все протестированные материалы показали интересные локальные неоднородности при проведении контролированного испытания нагружением, которое сопровождалось накоплением или высвобождением энергии под наконечником индентора. Кривые нагружения - смещения латуни показали ранний переход из зоны чистой упругости в зону упруго/пластичных деформаций, т.е постепенное изменение наклона, с последующим чистыми Ni и Ni с TiO2 (AZ31 и алюминиевые сплавы показали поздний переход). Алюминиевые сплавы (АА6082, АА5083) характеризовались проявлением эффекта «локтя» в режиме разгрузки. Твердость при 400 нм и экстраполируемая твердость показали почти схожее поведение при испытании металлов и сплавов (в согласии с исследованиями в литературе). При сравнении значений Н чистого Ni, Ni с TiO2 и АА2024 выявлены большие погрешности (уменьшенные пластические деформации при высоких приложенных нагрузках, превышенное образование усадочных раковин).

Списоклитературы

1. Atkinson M (1991), ` Origin of the sixe effеct in indentation of metals', Int J Mech Sci, 33: 843-50.

2. Bahr D F, Kramer D E and Gerberich W W (1998), `Nonlinear deformation mechanisms during nanoindentation', Acta Mater, 46: 3605-17.

3. Bei H, George E P, Hay J L and Pharr G M (2005), `Influence of indenter tip geometry on elastic deformation during nanoindentation', Phys Rev Lett, 95: 045501 (4 pages).

4. Bucaille J L, Stauss S, Felder E and Michler J (2003), `Determination of plastic properties of metals by instrumented indentation using different sharp indenters', Acta Mater, 51: 1663-78.

5. Callister W D (1990), Materials Science and Engineering. New York: Wiley.

6. Cao Z and Zhang X (2008), `Nanoindentation stress-strain curves for plasma-enhanced chemical vapour deposited silicon oxide thin films', Thin Global Films, 516: 1941-51.

7. Chartidis C A (2010), `Local mechanical properties and nanoscal deformation of aluminum and magnesium lightweight alloys', Int J Surf Sci Eng, in press.

8. Cheng Y T and Cheng C M (1998), `Efect of “sinking in” and “piling up” on estimating the contact area under load in indentation', Phil Mag Lett, 78: 115-20.

9. Domnich V anf Gogotsi Y (2002), `Phase transformations in silicon under contact loading', rev Adv Mater Sci, 3: 1-36.

10. Elmustafa A A (2007), `Pile-up/sink-in of rate-sensitive nanoindentation creeping solid', Model Simul Mater Sc, 15: 823-34.

11. Elmustafa A A and Stone D S (2003), `Nanoindentation and the indentation size effect: kinetics of deformation and strain gradient plasticity', J Mech Phys Solids, 51: 357-81.

12. Gleiter H (2000), `Nanostructured materials: basic consepts and microstructure', Acta Mater, 48: 1-29.

13. Kumar K S, Van Swygenhoven H and Suresh S (2003), `Mechanical behavior of nanocristalline metals and alloys', Acta Mater, 51: 5743-74.

Аннотация

Металлы и сплавы широко имеют широкое применение в транспорте и промышленности, благодаря их функциональности. Исследованы наномеханические свойства и наномасштабы деформаций технических металлов и сплавов, совместно проанализирован механизм образования плоских скоплений дислокаций и усадочных раковин. Изучение наступления пластичности дислокаций и возможных фазовых преобразований может быть осуществлено в ходе проведения наноидентификационного теста. Результат получают на низком уровне применяемых нагрузок, вызывающих начало (зарождение) фазовых преобразований. Степенная функция была установлена по данным нагружения, относительно твердости материалов (~400 нм). Это показывает, что наноидентификация позволяет проводить измерения местных механических свойств и пластичности исследуемых материалов, включая изучение фундаментальной физики материалов и элементарных механизмов.

Ключевые слова: наноиндентификация, дислокационная пластичность, технические металлы и сплавы, индентор

Размещено на Allbest.ru