<<
>>

Механические свойства наноматериалов

Упругость. Как известно, упругие свойства твердых тел определяются характером межатомных взаимодействий и поэтому относятся к числу их фундаментальных характеристик. С другой стороны, упругие характеристики определяют механические свойства материалов.

В этой связи исследование упругих свойств наноструктурных материалов представляет большой научный и практический интерес.

Исследовали эволюцию структуры и упругие свойства Си, подвергнутой интенсивной деформации РКУ-прессованием при комнатной температуре и последующему отжигу при температурах до 500 °С. Упругие модули Юнга Е и сдвига G вычисляли из величин скоростей v и v, соответственно, продольных и поперечных ультразвуковых волн по известным соотношениям:


где р — плотность Си (8,94 г/см3).

Скорости ультразвука измеряли при комнатной температуре эхоимпульсным методом на частоте 5 МГц. Чтобы оценить возможную анизотропию упругих свойств вследствие текстуры, возникающей при деформации, измерения скоростей продольных волн проводили в трех пространственных направлениях. Кроме того, для поперечных волн измерения выполняли при двух различных поляризациях в плоскости ко

лебаний. Погрешность измерений скорости звука составляла 0,1 %, погрешность определения модулей упругости не превышала 0,3 %.

На рис. 63 представлены полученные зависимости скоростей продольных и поперечных ультразвуковых волн от температуры отжига для образцов наноструктурной Си чистотой 99,997 %. Можно видеть, что по мере увеличения температуры отжига наблюдается повышение скоростей для всех направлений распространения ультразвука с резким увеличением их значений при температуре 125 °С.

Рис.

63. Скорости продольных (а) и поперечных (б) ультразвуковых волн в трех взаимно перпендикулярных направлениях (ось х направлена вдоль оси деформации) в зависимости от температуры отжига для образцов Cu чистотой 99,997 %. Штрихом обозначены аналогичные зависимости

для Cu чистотой 99,98 %о

Характер изменения скоростей на рис. 63 можно разбить на три участка. На первом участке (до 100 °С) заметных изменений скоростей продольных волн не происходит, скорости поперечных волн в двух направлениях по одной из поляризаций несколько увеличиваются. При этом наблюдаются небольшие различия в абсолютных величинах скоростей вдоль разных направлений распространения, связанные, видимо, с текстурой деформации. Отжиг при температурах около 125 °С приводит к резкому увеличению скоростей по всем направлениям. Для продольных волн этот рост составляет до 3 %, для поперечных — 8 %. При дальнейшем увеличении температуры отжига до 150 °С и выше (вплоть до 500 °С) скорости меняются незначительно. Характер изменения скоростей звука с температурой отжига в Си чистотой 99,98 % аналогичен изменениям в более чистой Си (на рис. 63 приведены зависимости от температуры отжига скоростей звука в Си чистотой 99,98 % вдоль одного из направлений), хотя уменьшение чистоты материала

приводит к повышению характерной температуры, при которой наблюдается резкое увеличение скоростей звука, до 175 °С.

Электронно-микроскопические исследования показали, что после деформации в обоих типах Си формируется однородная наноструктура со средним размером зерна 0,2 мкм. Ее особенностью является то, что на границах зерен отсутствовал характерный полосчатый контраст, указывавший на неравновесность их структуры. Исследование структуры Си чистотой 99,997 % после различных термообработок показывает, что к существенным изменениям приводит отжиг при температуре около 125 °С. В этом случае большинство зерен имеет границы с типичным полосчатым контрастом, т. е. границы становятся равновесными.

Контуры экстинкции внутри зерен практически полностью исчезли, что свидетельствует о снятии внутренних напряжений, а зерна остались свободными от дислокаций. Размер зерен в этом состоянии составил около 0,6 мкм.

С повышением температуры отжига до 150 °С и выше средний размер зерна увеличивается (до 1 мкм и более), при этом вид границ не меняется. В Си чистотой 99,98 % структурные изменения имели аналогичный характер, но были смещены примерно на 50 °С в область более высоких температур.

На рис. 64 показаны зависимости Е и G меди от среднего размера зерен d. Можно видеть, что при d» 0,6 мкм наблюдается резкий скачок, что соответствует температуре отжига 125 °С. Увеличение модуля Юнга составляет 13 %, модуля сдвига — 12 %. Аналогичное изменение упругих свойств при близком размере зерна, соответствующем температуре отжига 175 °С, происходит и в Си чистотой 99,98 %. Интересно, что при больших размерах зерен, соответствующих отжигу при более высоких температурах, значительных изменений упругих модулей не происходит.

Возможны три возможных механизма столь сильного изменения эффективных упругих модулей наноструктурной Си в результате отжига при температурах около 125 и 175 °С для двух исследованных типов Си, соответственно. Это, во-первых, влияние высоких внутренних напряжений, которые могут приводить к изменению эффективных упругих констант. Во-вторых, влияние решеточных дислокаций, которые, как известно, могут уменьшать упругие модули. В-третьих, возможный механизм — это вклад в уменьшение модулей зернограничных атомов, поскольку упругие модули в границах зерен являются иными, чем в объеме материала.

Внутренние напряжения. Нетрудно оценить величины внутренних напряжений, которые были бы необходимы, чтобы обеспечить наблюдаемое уменьшение упругих модулей.

Вклад их в изменение модулей может быть записан в виде

(31)

где М — упругие модули; А — упругий модуль третьего порядка.

Поскольку по порядку величины А/М » 10, то для изменения эффективных модулей на 10 % средняя упругая деформация lt;sgt; по образцу должна быть 10-2, что значительно выше экспериментально наблюдаемой.

Решеточные дислокации. Согласно струнной модели дислокаций Гранато—Люкке, вклад дислокаций в изменение модуля при комнатной температуре описывается выражением:

(32)

где b — вектор Бюргерса; С — линейное натяжение дислокаций; N — плотность дислокаций; L — средняя длина свободного дислокационного сегмента;коэффициент вязкого торможения).

Можно провести оценки, какова должна быть величина L, чтобы обеспечить наблюдаемые изменения. Согласно результатам структурных исследований, средняя плотность решеточных дислокаций в зернах не превышает 109 см-2, поэтому для того, чтобысоставила необходимы величинычто почти на порядок больше разме

ра зерна (0,2 мкм). Таким образом, можно заключить, что решеточные дислокации также не позволяют описать наблюдаемое изменение модулей, где исследовали наноструктурную Си методом внутреннего трения.

Упругие модули границы. Если предположить, что упругие модули границ (межзеренной области) отличаются от упругих модулей идеального кристалла, то эффективные модули поликристаллического мате-

риала будут комбинацией упругих модулей кристаллической матрицы и границ, и если объем, занимаемый границами, существен, то это может привести к заметному изменению эффективных модулей. Грубую оценку сверху для упругих модулей границ зерен можно получить, используя приближение Ройса, т. е. считая, что эффективные упругие модули М такого композита можно записать в виде

(33)

где а — относительный объем границ;р — модуль кристаллической матрицы;— модуль границы.

Можно принять— размер зерна;- ширина гра

ницы. В качестве М берутся упругие модули Си после отжига при 500 °С, когда вкладом границ заведомо можно пренебречь. В наноструктурном металле эффективная физическая ширина границ зерен значительно превышает кристаллографическую ширину границ. Если принять, что для Си со средним размером зерен 0,26 мкм и неравновесными границами величинасоставляет 4 нм, то для модулей М получаются величины, составляющие 15—17 % .т.

е. весьма низкие значения. Если учесть, однако, что полученные величины являются оценкой сверху по всем границам и что даже в аморфных металлах модули понижаются лишь на 20—30 %, по сравнению с кристаллическим состоянием, то данное предположение, что наблюдаемые изменения обусловлены низкими значениями упругих модулей границ, кажется маловероятным. Более того, недавние численные расчеты дают величину модуля сдвига границ зерен, близкую к упругим модулям кристалла.

В то же время следует отметить, что уменьшение упругих модулей после сильной пластической деформации наблюдали и в поликристаллах Си с существенно большим размером зерна, где о вкладе границ в этом смысле вряд ли можно говорить. Из сравнения результатов измерений упругих модулей с данными структурных исследований вытекает, что основное изменение упругих характеристик происходит при переходе структуры границы от неравновесного к равновесному состоянию. Вместе с тем рост зерен, если структурное состояние границ не меняется, не приводит к заметным изменениям упругих свойств. Поэтому в качестве еще одной из возможных причин наблюдаемого эффекта следует рассмотреть динамическую перестройку неравновесных границ в поле механических напряжений, создаваемых звуковой волной. Как показано выше, после интенсивных пластических деформаций формируются наноструктуры с неравновесными границами зерен. В отличие от обычных равновесных большеугловых границ они созда-

ют дальнодействующие напряжения, которые обусловлены наличием большой плотности зернограничных дефектов.

Отжиг при относительно низких температурах приводит к трансформации зернограничной структуры, перестройке неравновесных границ в относительно равновесные, благодаря аннигиляции неравновесных дефектов, что сопровождается релаксацией напряжений вдоль границ. Очевидно, что движение зернограничных дефектов в поле напряжений звуковой волны, их упругая релаксация приводят к дополнительной деформации и объясняют понижение эффективных упругих модулей. К сожалению, сейчас трудно конкретизировать природу этих зернограничных перестроек и необходимы дальнейшие экспериментальные и теоретические исследования этого эффекта.

Как было показано ранее, ИПД сопровождается, помимо формирования наноструктур, активными процессами текстурообразования, которые могут приводить к анизотропии структурно-чувствительных физических и механических свойств. К таким свойствам относятся и упругие свойства. Следует, однако, отметить, что в рассмотренных случаях при исследованиях упругих свойств наноматериалов, полученных ИПД, измеряли лишь абсолютные значения упругих модулей, а не их анизотропию. Роль кристаллографической текстуры в формировании упругих свойств наноструктурных материалов явилась объектом специальных исследований.

Известно, что при отжиге чистой холоднокатаной ^ происходят наиболее яркие изменения характера кристаллографической текстуры, когда текстура деформации изменяется на текстуру рекристаллизации. Это приводит к коренному изменению характера анизотропии упругих свойств в данном материале. Экспериментальное определение анизотропии упругих свойств в листовых материалах представляет собой сложную процедуру, поскольку требует получения довольно больших образцов, вырезанных под разными углами по отношению к направлению прокатки в плоскости образца. С другой стороны, имеется возможность предсказания анизотропии упругих свойств на основе знания некоторых констант монокристаллов и характера кристаллографической текстуры, описываемой функцией распределения ориентировок (ФРО). Следует учесть, что малый размер экспериментально получаемых образцов может существенно затруднить или сделать невозможным экспериментальное измерение анизотропии упругих свойств. Такая ситуация достаточно типична в настоящее время для наноструктурных материалов, получаемых ИПД.

При проведении теоретических расчетов анизотропии модуля Юнга считается, что упругие свойства поликристаллических материалов определяются константами упругости монокристаллов и преимущественными ориентировками зерен в пространстве. При этом обычно пренебрегают взаимодействием между соседними зернами и пользуются различными аппроксимациями. Наиболее близкой к эксперименту является аппроксимация Хилла, который предложил брать среднее от аппроксимаций Фойгта (одинаковая деформация всех зерен) и Ройса (одинаковое напряжение во всех зернах).

Большой интерес представляют результаты исследования механических свойств тубулярных наноструктур. Для однослойных углеродных нанотрубок получены следующие значения разрушающего напряжения и модуля упругости: 30 ГПа и 1000 ГПа, соответственно. Однако разброс результатов был довольно значительным: соответственно, 13—52 и 320—1470 ГПа, что связано как с особенностями методики измерений (опыты проводились со жгутами диаметром 20—40 нм, составленными из нанотрубок диаметром 1,4 нм), так и с возможной структурной неравномерностью объектов. Для многослойных трубок результаты определений примерно такие же: 11—63 и 320—1470 ГПа.

В заключение следует еще раз отметить некоторые особенности механических свойств у наноматериалов. Во-первых, это многоуровневый характер влияния на прочность и, особенно, на пластичность не только размера зерна, но и пористости, наличия примесей, пограничных сегрегации и включений, текстуры, остаточных напряжений, природы границ и т. д. Во-вторых, при анализе размерных зависимостей использование такого понятия, как средний размер кристаллитов, не всегда может дать исчерпывающую информацию и во многих случаях следует принимать во внимание распределение зерен по размерам. Небольшие количества больших зерен могут быть довольно значительными по объему и, соответственно, могут влиять на те или иные свойства наноматериалов. Наконец, в-третьих, в силу ограниченности числа образцов многие результаты кажутся недостаточно представительными и нуждаются в дополнительной и независимой проверке. Все это делает проведение исследований в этом направлении и анализ полученных результатов достаточно непростым и свидетельствует, наряду с отмеченными ранее некоторыми из нерешенных вопросов, о необходимости проведения дополнительных работ. 

<< | >>
Источник: Матренин С.В.. Наноструктурные материалы в машиностроении: учебное пособие. 2010

Еще по теме Механические свойства наноматериалов:

  1. Наноматериалы, их классификация
  2. МЕТОДЫ ПОЛУЧЕНИЯ НАНОМАТЕРИАЛОВ
  3. Свойства нанопорошков
  4. Методы получения объемных наноматериалов
  5. Кристаллизация объемно-аморфизирующихся сплавов
  6. Механические свойства наноматериалов
  7. МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ НАНОПОРОШКОВ И НАНОМАТЕРИАЛОВ
  8. ПЕРСПЕКТИВНЫЕ НАНОМАТЕРИАЛЫ И НАНОУСТРОЙСТВА НА ИХ ОСНОВЕ
  9. Конструкционные и функциональные материалы
  10. ПРЕДИСЛОВИЕ
  11. Общие сведения о наноразмерных структурах
  12. Магнитные свойства
  13. РАЗДЕЛ 7 МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ НАНОМАТЕРИАЛОВ
  14. Механические испытания твердых тел на нанотвердость
  15. Механические свойства нанокристаллических покрытий
  16. Глава V. Раздел 5. Электрохимические методы в нанотехнологии.
  17. Измерение новых свойств