Luận án Nghiên cứu tối ưu hóa các thông số công nghệ khi biến dạng siêu dẻo hợp kim Ti-5Al-3Mo-1,5V sử dụng trong chế tạo vũ khí - Lê Mạnh Hùng

LỜI CAM ĐOAN. i

LỜI CẢM ƠN .ii

MỤC LỤC.iii

DANH MỤC CÁC KÝ HIỆU CÁC CHỮ VIẾT TẮT.vii

DANH MỤC BẢNG. ix

DANH MỤC HÌNH ĐỒ THỊ. x

MỞ ĐẦU. 1

Chƣơng 1: TỔNG QUAN VỀ VẤN ĐỀ NGHIÊN CỨU . 4

1.1. Titan và hợp kim titan .4

1.1.1. Kim loại titan . 4

1.1.2. Các nguyên tố trong hợp kim titan . 5

1.1.3. Phân loại hợp kim titan. 6

1.1.4. Cơ tính của hợp kim titan . 9

1.1.5. Tính công nghệ của hợp kim titan . 11

1.2. Hiệu ứng siêu dẻo của hợp kim titan .14

1.2.1. Khái niệm và phân loại siêu dẻo. 14

1.2.2. Biến dạng siêu dẻo của hợp kim titan. 17

1.3. Những vấn đề nghiên cứu đặt ra.23

1.4. Kết luận chƣơng 1.24

Chƣơng 2: CƠ SỞ LÝ THUYẾT SIÊU DẺO . 25

2.1. Phƣơng trình biểu diễn trạng thái siêu dẻo của vật liệu .25

2.2. Các yếu tố ảnh hƣởng đến siêu dẻo.28

2.2.1. Ảnh hưởng của tổ chức hạt. 28

2.2.2. Ảnh hưởng của tốc độ và nhiệt độ biến dạng tới siêu dẻo. 29

2.3. Xác định độ nhạy cảm của ứng suất với tốc độ biến dạng.31

2.4. Các thuyết về cơ chế biến dạng siêu dẻo.33

2.4.1. Thuyết dão - khuếch tán. 34

2.4.2. Thuyết trượt của lệch (biến dạng trong hạt). 37iv

2.4.3. Thuyết giả ổn định pha . 39

2.4.4. Thuyết kết tinh lại động . 40

2.4.5. Thuyết trượt trên biên giới hạt. 40

2.5. Kết luận chƣơng 2.46

Chƣơng 3: THỰC NGHIỆM CHUẨN BỊ TỔ CHỨC HẠT NHỎ

CHO VẬT LIỆU . 47

3.1. Các phƣơng pháp tạo tổ chức hạt nhỏ.47

3.1.1. Ép vật liệu qua kênh gấp khúc tiết diện không đổi. 48

3.1.2. Phương pháp xoắn dưới áp lực cao. 48

3.1.3. Phương pháp ép chu kỳ trong khuôn kín . 49

3.1.4. Phương pháp cán dính tích lũy. 50

3.1.5. Phương pháp ép chảy xoắn. 50

3.1.6. Ép đùn qua lại. 51

3.1.7. Phương pháp uốn - duỗi liên tục . 52

3.1.8. Phương pháp tách dòng tuyến tính. 52

3.2. Lựa chọn phƣơng án tạo tổ chức và tính toán biến dạng cho vật liệu nghiên cứu .53

3.2.1. Phân tích lựa chọn phương án tạo tổ chức. 53

3.2.2. Các bước công nghệ ép chu kỳ trong khuôn kín. 53

3.2.3. Xác định kích thước phôi, mức độ biến dạng khi ép. 55

3.3. Mô phỏng quá trình biến dạng CCDF .56

3.3.1. Mô phỏng quá trình CCDF bằng phần tử hữu hạn. 56

3.3.2. Mục đích của mô phỏng. 56

3.3.3. Mô hình mô phỏng . 56

3.3.4. Kết quả mô phỏng . 58

3.4. Chuẩn bị nội dung thực nghiệm .61

3.4.1. Mục đích và vật liệu thực nghiệm. 61

3.4.2. Nội dung thực nghiệm. 62

3.4.3. Phương pháp sử dụng để nghiên cứu . 63

3.5. Thực nghiệm xác định chế độ làm nhỏ hạt vật liệu.63v

3.5.1. Lựa chọn các thông số nghiên cứu . 63

3.5.2. Lựa chọn các thiết bị, phương tiện nghiên cứu . 65

3.5.3. Kết quả thực nghiệm . 67

3.5.4. Ảnh hưởng các thông số cơ nhiệt đến tổ chức hợp kim titan . 70

3.5.5. Khảo sát cơ tính của mẫu sau ép chu kỳ trong khuôn kín . 76

3.5.6. Thực nghiệm kiểm chứng hàm tối ưu về kích thước hạt. 76

3.6. Kết luận chƣơng 3.77

Chƣơng 4: THỰC NGHIỆM XÁC ĐỊNH CHẾ ĐỘ BIẾN DẠNG SIÊU DẺO

HỢP KIM Ti-5Al-3Mo-1,5V. 78

4.1. Mục đích, yêu cầu và nội dung thực nghiệm.78

4.1.1. Mục đích. 78

4.1.2. Yêu cầu. 78

4.1.3. Nội dung thực nghiệm. 78

4.2. Mẫu, thiết bị và dụng cụ thực nghiệm .79

4.3. Thực nghiệm xác định chế độ siêu dẻo hợp kim Ti-5Al-3Mo-1,5V.81

4.3.1. Xây dựng bài toán thực nghiệm. 81

4.3.2. Tiến hành thực nghiệm. 82

4.3.3. Kết quả thực nghiệm . 83

4.4. Ảnh hƣởng của các thông số công nghệ đến ứng suất chảy và độ giãn dài

tƣơng đối hợp kim nghiên cứu.85

4.4.1. Xây dựng các phương trình hồi quy . 85

4.4.2. Xét ảnh hưởng của các thông số công nghệ tới ứng suất chảy . 86

4.4.3. Xét ảnh hưởng của các thông số công nghệ tới độ giãn dài tương đối . 87

4.4.4. Tối ưu hóa các thông số công nghệ . 89

4.4.5. Thực nghiệm kiểm chứng tối ưu về độ giãn dài tương đối. 90

4.4.6. Bàn luận kết quả . 91

4.5. Ảnh hƣởng biến dạng siêu dẻo đến tổ chức và độ cứng của mẫu.93

4.6. Kết luận chƣơng 4.95

KẾT LUẬN CHUNG. 96vi

DANH MỤC CÁC CÔNG TRÌNH ĐÃ CÔNG BỐ . 98

TÀI LIỆU THAM KHẢO. 99

PHỤ LỤC .106

pdf119 trang | Chia sẻ: trungkhoi17 | Lượt xem: 412 | Lượt tải: 0download
Bạn đang xem trước 20 trang tài liệu Luận án Nghiên cứu tối ưu hóa các thông số công nghệ khi biến dạng siêu dẻo hợp kim Ti-5Al-3Mo-1,5V sử dụng trong chế tạo vũ khí - Lê Mạnh Hùng, để xem tài liệu hoàn chỉnh bạn click vào nút DOWNLOAD ở trên
c kéo và thời gian khi thay đổi tốc độ kéo Nhƣ vậy, giá trị của hệ số m rất quan trọng trong việc đánh giá khả năng biến dạng siêu dẻo của vật liệu, do đó việc xác định hệ số m trong nghiên cứu biến dạng siêu dẻo cũng hết sức cần thiết. Hiện nay tồn tại rất nhiều phƣơng 32 pháp xác định hệ số m, một trong số đó là phƣơng pháp thay đổi tốc độ đột ngột của Backofen, theo sơ đồ nhƣ hình 2.4 [54]. Theo sơ đồ trên, để xác định m, cần thay đổi đột ngột tốc độ kéo từ V1 tới V2 tại điểm D. Điểm A trên sơ đồ ứng với tốc độ kéo V2 khi trạng thái biến dạng ổn định. Khi xác định hệ số m, đƣờng cong tốc độ V1 ngoại suy tới điểm B, sao cho tại đó có cùng đại lƣợng biến dạng nhƣ điểm A.              1 2lg lg v v P P m B A B - Theo Backofen, m đƣợc xác định nhƣ công thức (2.23). Phƣơng pháp này cho kết quả không chính xác do ảnh hƣởng sai số ngoại suy. - Để khắc phục sai số ngoại suy Morrison đã đƣa ra công thức xác định m dựa trên ứng suất và tốc độ biến dạng tại A và C [54].              C A C A Mm       lg lg - Trên cơ sở của Backofen thì Khedvors và Stouell đã đƣa ra công thức xác định m nhƣ phƣơng trình (2.25).              1 2lg lg v v P P m D E BN - Ngoài ra Khedvors và Stouell còn đƣa ra một phƣơng pháp khác để xác định m, giá trị của m liên quan đến tốc độ biến dạng trƣớc bƣớc nhảy. (2.23) (2.24) (2.25) 33              1 2lg lg v v P P m D F N - Theo Katler, m đƣợc xác định theo ứng suất và tốc độ biến dạng tại các điểm A và D.              1 2lg lg       D A Cm Các giá trị m theo các phƣơng pháp từ (2.23) đến (2.25) và (2.27) có kết quả gần nhau về quan điểm vật lý. Theo phƣơng pháp của Khedvors và Stouell, công thức (2.26) thì có thể sử dụng để phân tích sự tác động của cơ chế biến dạng và có những đặc trƣng riêng. 2.4. Các thuyết về cơ chế biến dạng siêu dẻo Để nghiên cứu và điều chỉnh đƣợc quá trình biến dạng siêu dẻo cần phải hiểu đƣợc cơ chế biến dạng của nó. Nhìn chung cơ chế biến dạng siêu dẻo phải giải thích đƣợc một số đặc điểm sau đây: - Tại sao trong một điều kiện biến dạng nhất định, vật liệu lại có khả năng biến dạng với một mức độ lớn mà không bị phá hủy? - Tại sao khi biến dạng với một mức độ lớn mà ứng suất cần thiết lại nhỏ hơn ở điều kiện biến dạng thông thƣờng? - Tại sao sau khi biến dạng với một mức độ rất lớn mà cấu trúc hạt hầu nhƣ giữ nguyên đƣợc trạng thái nhỏ, đồng trục ban đầu? - Mối quan hệ giữa hiện tƣợng siêu dẻo với tổ chức tế vi của vật liệu, trƣớc tiên là giữa ứng suất chảy và kích thƣớc hạt; - Nguyên nhân không xảy ra sự hóa bền khi biến dạng siêu dẻo; (2.26) (2.27) 34 Hiện nay tồn tại rất nhiều thuyết khác nhau của nhiều tác giả về cơ chế biến dạng siêu dẻo. Tuy vậy, các thuyết trên chƣa có sự thống nhất, còn tồn tại những ý kiến trái ngƣợc nhau. Điều này có nguyên nhân là bởi mỗi tác giả đều xuất phát từ những kết quả nghiên cứu cụ thể để khái quát lên cơ chế biến dạng siêu dẻo. Có thể tìm hiểu qua một số thuyết nhƣ sau: 2.4.1. Thuyết dão - khuếch tán Thuyết dão - khuếch tán đƣợc đề xuất bởi các nhà khoa học nhƣ: D.H. Avery và W.A. Backofen [14]. Hình 2.5. Hình dạng của hạt trước (đường đứt nét) và sau khi xảy ra hiện tượng dão - khuếch tán Theo thuyết này, nếu vật liệu đa tinh thể không nằm trong trạng thái ứng suất thủy tĩnh thì dƣới ảnh hƣởng của ứng suất pháp sẽ tạo ra một sự khác nhau về thế năng vacanxy (nút trống) để cân bằng gradient thế năng. Sự dịch chuyển sẽ từ vùng có thế năng cao (vùng chịu ứng suất kéo) tới vùng có thế năng thấp hơn (vùng chịu ứng suất nén). Sự dịch chuyển của vacanxy sẽ tƣơng ứng với sự khuếch tán của dòng vật chất theo chiều ngƣợc lại và kết quả dẫn tới sự biến dạng vĩ mô của khối kim loại. Ý tƣởng đầu tiên đƣợc Nabarro đề xuất cho rằng, nồng độ cân bằng nhiệt của nút trống không nhƣ nhau tại các mặt tinh thể có định hƣớng khác nhau trong trƣờng ứng suất phi thủy tĩnh. Gradient nồng độ nút trống (sinh ra do chênh lệch nồng độ) sẽ tạo ra một dòng nút trống giữa các mặt tinh thể và một dòng vật chất theo chiều ngƣợc lại. Cơ chế đó dẫn đến biến dạng dẻo vĩ mô 35 của tinh thể. Trên cơ sở đó, một phƣơng trình trạng thái đơn giản cho quá trình biến dạng đã đƣợc đề xuất. Xét trƣờng hợp đơn giản lý tƣởng: một đơn tinh thể có dạng khối lập phƣơng với cạnh d, chịu tác động của ứng suất cắt thuần túy trên mặt nghiêng 45o (hình 2.6). Hình 2.6. Biến dạng dão – khuyếch tán của một đơn tinh thể Giả thiết đơn tinh thể không chứa các lệch, có nghĩa là “nguồn” và “giếng” của nút trống chỉ là các mặt tự do và đơn tinh thể có kích thƣớc đủ nhỏ để quan hệ giữa bề mặt và thể tích có giá trị lớn. Hình 2.7. Sự tạo thành một nút trống (hình vuông tô đậm) do một nguyên tử thoát ra trên bề mặt tinh thể Sự tạo thành một nút trống trên mặt chịu nén (BC) tƣơng đƣơng với việc “bứt” một nguyên tử từ bên trong tinh thể qua mặt BC (hình 2.7). Giả sử b là khoảng cách giữa các nguyên tử và một nguyên tử có thể biểu diễn bằng một khối lập phƣơng có cạnh là b. Nhƣ vậy, để thoát ra trên mặt BC, một nguyên 36 tử phải thắng đƣợc lực cản là b2 và phải tiêu tốn một năng lƣợng (công) là: b2 x b = b3 =  ( là thể tích nguyên tử). Biểu thức trên cho thấy, năng lƣợng tạo thành một nút trống bằng kích hoạt nhiệt gia tăng  trên mặt chịu nén. Ngƣợc lại, trên mặt chịu kéo AB, ứng suất trợ giúp cho nguyên tử thoát từ bên trong tinh thể ra trên bề mặt và năng lƣợng tạo thành nút trống ở đây giảm đi . Phân biệt hai dạng dão - khuếch tán: dạng thứ nhất do Nabarro - Herring đƣa ra khi dòng khuếch tán theo thể tích hạt, dạng thứ hai là khi dòng khuếch tán đi theo biên giới hạt do Coble đề xuất. Tốc độ dão - khuếch tán theo Nabarro - Herring: ̇  (2.28) Trong đó: DV - Hệ số khuếch tán thể tích, d - kích thƣớc hạt trung bình, k - hằng số Bolsmana, T - nhiệt độ, B - Hệ số tính đến ảnh hƣởng của hình dáng hạt. Tốc độ dão - khuếch tán theo Coble: ̇  (2.29) Trong đó: DBG - Hệ số khuếch tán biên giới hạt, - độ dày biên giới hạt. Trong lý thuyết về dão - khuyếch tán, song song với cơ chế biến dạng bằng chuyển chất xuyên hạt (dão Nabarro - Herring), còn tồn tại cơ chế biến dạng bằng chuyển chất theo ranh giới hạt (dão Coble). Theo mô hình Coble, quá trình khuyếch tán (chuyển chất) xảy ra dọc theo ranh giới hạt. Trong trƣờng hợp này, tốc độ biến dạng phụ thuộc vào hệ số tự khuyếch tán bề mặt (trên ranh giới hạt) thay vì hệ số tự khuyếch tán thể tích và có quan hệ tỷ lệ nghịch với d3 thay vì với d2. Dão Nabarro - Hering và dão Coble thực sự tồn tại trong quá trình biến 37 dạng các khối đa tinh thể với hạt mịn và là hai dạng biến dạng quan trọng đối với nhiều hệ kim loại trong miền nhiệt độ cao và ứng suất thấp. Dòng khuếch tán đi qua thể tích và theo biên giới hạt thƣờng xảy ra đồng thời, tùy thuộc vào điều kiện biến dạng, tổ chức hạt của vật liệu mà có thể một trong hai dạng sẽ chiếm ƣu thế. Ngoài các quá trình biến dạng ở nhiệt độ cao thông thƣờng khác, quá trình chuyển chất dƣới tác dụng của ứng suất hay dão - khuyếch tán còn có vai trò hết sức quan trọng trong thực tế công nghệ thiêu kết và siêu dẻo. Tầm quan trọng của dão - khuyếch tán đối với quá trình thiêu kết là hiển nhiên. Liên quan đến siêu dẻo, đây là quá trình biến dạng của đa tinh thể với hạt rất mịn ở nhiệt độ cao và phải đƣợc diễn ra với sự tƣơng thích cần thiết giữa quá trình khuyếch tán chuyển chất và biến dạng do trƣợt giữa các hạt. 2.4.2. Thuyết trượt của lệch (biến dạng trong hạt) Trong điều kiện biến dạng siêu dẻo, cùng với sự trƣợt của hạt theo biên giới hạt còn xảy ra sự biến dạng trong hạt, đƣợc tạo nên bởi chuyển động của lệch. Biến dạng trong hạt nhờ chuyển động của lệch là cơ chế đƣợc biết đến rộng rãi đối với vật liệu dẻo khi biến dạng với tốc độ cao, tƣơng ứng vùng III (phân biệt các vùng I, II và III theo tốc độ biến dạng nhƣ trên hình 2.2). Tuy nhiên, vai trò và sự có mặt của lệch trong quá trình biến dạng ở vùng I và vùng II lại là vấn đề bàn thảo của nhiều nhà nghiên cứu. Quan sát dƣới kinh hiển vi điện tử khi biến dạng siêu dẻo, ngƣời ta không thấy sự xuất hiện của lệch. Có thể dự đoán rằng, trong quá trình biến dạng siêu dẻo đã có sự biến mất nhanh chóng của các lệch do có quá trình trƣợt của lệch đã xảy ra. Trƣợt của lệch đƣợc kiểm soát bởi leo của lệch, lệch sinh ra do biến dạng dẻo (trong hạt) trƣợt và tích lũy tại các chƣớng ngại, lệch thoát khỏi chƣớng ngại do có thêm kích hoạt nhiệt gọi là lệch leo (các nút trống khuếch tán đến lân cận lệch). Vì vậy tốc độ biến dạng dão không đƣợc 38 quyết định bởi tốc độ trƣợt của lệch (nhƣ trong biến dạng nguội) mà bởi tốc độ leo của lệch. Để chứng tỏ sự trƣợt của lệch trong hạt, ngƣời ta nghiên cứu sự hình thành và thay đổi textuya tinh thể trong quá trình biến dạng siêu dẻo. Kết quả cho thấy rằng, trong quá trình biến dạng siêu dẻo đã có dịch chuyển tổng thể của các lệch. Các nghiên cứu đầu tiên về sự trƣợt của lệch đƣợc tiến hành bởi О. А. Кайбышев, И. В. Казачков [61], đối với hợp kim Zn-22%Al trong trạng thái cán không có textuya. Nhận thấy rằng, sau khi biến dạng siêu dẻo các mẫu không có textuya ban đầu trong khoảng tốc độ biến dạng ở vùng I và vùng III (hình 2.8), ở pha kẽm hình thành các textuya dọc trục. Với các tốc độ biến dạng ̇ nhỏ (vùng I) thì xuất hiện textuya cực đại theo hƣớng trục kéo, còn trong khoảng tốc độ của vùng III thì hình thành textuya cực đại theo hƣớng mặt cắt ngang. Hình 2.8. Phân vùng biến dạng theo tốc độ biến dạng Rõ ràng, đã có sự chuyển đổi từ textuya này sang textuya khác theo sự thay đổi của tốc độ biến dạng ̇. Trong một số khoảng tốc độ biến dạng ̇ ở vùng II thì không xuất hiện các textuya rõ rệt sau khi kéo ở vùng pha . Nhƣ vậy, tồn tại mối tƣơng quan giữa các đặc điểm về sự hình thành textuya và sự thay đổi tính chất cơ học của hợp kim trong sự phụ thuộc vào kích thƣớc hạt 39 và điều kiện biến dạng. Các kết quả nghiên cứu này đã chứng minh đƣợc mối quan hệ giữa biến dạng siêu dẻo và sự hình thành textuya trong quá trình biến dạng. 2.4.3. Thuyết giả ổn định pha Thuyết giả ổn định pha đƣợc đề xuất bởi А. А. Пресняков, Р.К. Аубакирова [44]. Пресняков cho rằng hiệu ứng siêu dẻo có liên quan đến trạng thái đặc biệt của kim loại, vì trong trạng thái này các nguyên tử có độ linh hoạt cao. Trạng thái này có thể xuất hiện trong thời điểm chuyển biến pha, hoặc trong trƣờng hợp làm nguội nhanh, lúc đó các pha trở lên giả ổn định. Tính dẻo tăng lên mạnh mẽ ở thời điểm giả ổn định pha, sự thay đổi tổ chức có bản chất khuếch tán thuần túy và chỉ biểu hiện khi chuyển biến pha trong các hợp kim với số lƣợng pha thứ cấp đủ lớn. Theo Пресняков, biến dạng siêu dẻo có mang đặc tính khuếch tán và quan hệ với quá trình chuyển biến pha. Các luận điểm chính của thuyết này nhƣ sau [44]: - Giữa hiệu ứng siêu dẻo và kích thƣớc hạt không có mối quan hệ nào. Пресняков đã nghiên cứu trên hợp kim cùng tinh Al-33%Cu thấy rằng hợp kim này biểu hiện tính siêu dẻo ngay khi hạt lớn và hợp kim này biểu hiện tính siêu dẻo trong trạng thái ủ đồng đều. - Siêu dẻo đƣợc gây nên bởi trạng thái giả ổn định pha. Tác giả đã chứng minh đƣợc rằng, hợp kim cùng tích Zn-Al thể hiện tính siêu dẻo khi làm nguội nhanh, còn khi làm nguội chậm không thể hiện tính siêu dẻo. - Siêu dẻo có liên quan tới chuyển biến pha. Nếu không có chuyển biến pha thì không có siêu dẻo. - Tính siêu dẻo của các hợp kim khi làm nguội chậm mà trƣớc đó có biến dạng sơ bộ là kết quả của sự phục hồi về tổ chức. Tổ chức kim loại do có mặt của các khuyết tật trở lên giả ổn định và vì vậy dẫn đến hiệu ứng siêu dẻo. 40 Tuy nhiên, các kết quả thực nghiệm cho thấy các luận điểm của Пресняков đƣa ra là không phù hợp. Ví dụ, ở luận điểm 2, khi chứng tỏ hợp kim cùng tích Zn-Al thể hiện tính siêu dẻo khi làm nguội nhanh và không thể hiện tính siêu dẻo khi làm nguội chậm thì ông không xem xét tới ảnh hƣởng của tốc độ nguội lên cấu trúc tế vi của hợp kim này hoặc ở luận điểm 3, ông không phân biệt rõ siêu dẻo gây ra bởi các điều kiện bên ngoài với siêu dẻo cấu trúc, đồng thời cũng không tính đến ảnh hƣởng của thành phần cùng tinh lên tổ chức hạt nhỏ của hợp kim khảo sát. 2.4.4. Thuyết kết tinh lại động Đại diện cho thuyết này là các tác giả C. M. Packer, R. H. Johnson, O. D. Sherby, M.W. Grabski,... [57]. Theo các tác giả trên thì biến dạng siêu dẻo là kết quả của hai quá trình cạnh tranh nhau: biến cứng khi trƣợt của các tinh thể và quá trình kết tinh lại. Kết tinh lại sẽ khử biến cứng và hồi phục lại cấu trúc đều trục. Theo Johson, sự trƣợt của các tinh thể kèm theo sự trƣợt của biên giới hạt, cả hai quá trình này gây nên một sự xô lệch mạng ở biên giới hạt và tạo nên ở đây điều kiện kết tinh lại (thuyết này chỉ giải thích đƣợc hiện tƣợng bảo tồn sự đều trục của hạt). Nhƣ đã biết kết tinh lại bao giờ cũng gồm hai quá trình: sự tạo mầm và lớn lên của mầm, tuy nhiên một số tác giả không quan sát thấy sự hình thành mầm trong quá trình kết tinh lại. 2.4.5. Thuyết trượt trên biên giới hạt Đây là cơ chế đƣợc nhiều tác giả công nhận hơn cả, đại diện cho các tác giả này là: М.V.Grapski, О. А. Кайбышев, О. М. Смирнов, Asbby, Ghosh... [57, 61, 64]. Trƣợt trên biên giới là cơ chế duy nhất có thể giải thích các hiện tƣợng đƣợc quan sát thấy trong quá trình biến dạng siêu dẻo: sự xuất hiện mức độ biến dạng lớn, duy trì tổ chức đồng trục, sự quay của hạt và thay đổi của 41 textuya. Sự xuất hiện của trƣợt trên biên giới hạt đƣợc ghi nhận qua quá trình thực nghiệm đó là: sự dịch chuyển tƣơng hỗ lẫn nhau của các hạt liền kề theo toàn bộ biên giới, chúng phát triển và thay thế các các hạt lân cận. Sự thay thế này đặc trƣng cho biến dạng siêu dẻo, hiếm khi xuất hiện trong điều kiện thông thƣờng. Khi biến dạng thông thƣờng kim loại có hạt lớn thì độ giãn dài của mẫu không đồng đều, kết quả có sự kéo dài của các hạt và vì thế trong mặt cắt ngang mẫu số hạt hầu nhƣ không giảm. Trong điều kiện biến dạng siêu dẻo, nhƣ đã biết trong các thí nghiệm, hình dạng của từng hạt thay đổi rất ít. Nếu một vài hạt bị kéo dài thì sự kéo dài đó nhỏ hơn rất nhiều lần giá trị độ giãn dài tƣơng đối của mẫu. Khi không thay đổi hoặc thay đổi ít hình dạng hạt trong vùng tốc độ II ( hình 2.2) có nghĩa là có sự thế chỗ các hạt lân cận, dẫn đến sự tăng mật độ hạt theo chiều kéo mẫu và trên tiết diện ngang giảm, điều đó tạo nên mức độ biến dạng lớn. 2.4.5.1. Mô hình trượt theo biên giới hạt Tất cả các mô hình trƣợt theo biên giới hạt đƣợc nghiên cứu bởi các tác giả [54] có thể chia làm hai dạng. Dạng thứ nhất mô tả sự sắp xếp, hoán đổi của các hạt trong một lớp không kèm theo sự tăng diện tích lớp đó, dạng thứ hai giữa các hạt của lớp hiện tại có sự tạo thành hạt mới từ lớp liền kề. - Mô hình sắp xếp hoán đổi: Hình 2.9. Sự thay thế liền kề khi biến dạng siêu dẻo Trên hình 2.9 cho thấy, hạt M trƣớc hết trở thành liền kề với G và sau đó 42 là C. Hạt B và H đi đến tiếp cận và chia cách các hạt C và D. Khi đó tất cả các hạt tồn tại ở dạng cân bằng trục. Sự thay đổi không nhiều hình dáng các hạt đảm bảo sự liên tục và không tạo ra các đứt đoạn. Ở đây đã xảy ra quá trình thích ứng (Accommodation), sự điều chỉnh của các hạt trong mối quan hệ tƣơng hỗ lẫn nhau, quá trình này có thể diễn ra ở mô hình trƣợt theo biên giới hạt bất kì. D. Lee [15] đã đề xuất mô hình sắp xếp hoán đổi hạt khi biến dạng siêu dẻo với sự tham gia dịch chuyển của biên giới (hình 2.10). Trong mô hình này sự dịch chuyển của biên giới hạt từ a - c là sự tạo thành mối tiếp giáp bốn từ hai mối tiếp giáp ba và sau đó thì phân chia thành hai mối tiếp giáp ba (d,e). Hình 2.10. Mô hình sắp xếp của Lee Sự thay đổi này phù hợp với sự thay đổi sự liên kết các hạt khi kết tinh lại tụ tập thông thƣờng. Nguyên nhân của sự phân chia mối tiếp giáp bốn là sự không cân bằng sức kéo trên biên giới hạt: biên giới hạt dịch chuyển theo hƣớng tạo thành tất cả các góc có giá trị 120o. Kết quả của sự sắp xếp là hạt 1 và 3 trở thành liền kề, hạt 2 và 4 tách rời nhau. Điều này tƣơng ứng với sự tăng chiều dài của mô hình có 4 hạt theo hƣớng kéo 73% (biến dạng logarit là 0,55). Mô hình của Lee đƣợc sử dụng cho vật liệu một pha. Trong vật liệu hai pha với tổ chức kép, ví dụ nhƣ Zn-22%Al, sự dịch chuyển của biên giới đòi 43 hỏi sự phân bố khuếch tán các thành phần trên khoảng cách tƣơng đƣơng với kích thƣớc hạt. Bên cạnh đó M. F. Ashby và R. A. Verrall đã đƣa ra đƣợc mô hình sắp xếp (hình 2.11), mô hình này có nét tƣơng đồng với mô hình của Lee. Vị trí ban đầu và kết thúc hạt 6 cạnh và giá trị độ giãn dài của mô hình 4 hạt trong hai mô hình là giống nhau. Điểm khác biệt là có sự thích ứng trƣợt theo biên giới hạt: trong mô hình Ashby và Verrall cơ chế biến dạng đƣợc đảm bảo bằng sự khuếch tán dòng vật chất theo biên giới và thể tích hạt (chiều mũi tên). Sau này các tả giả trên còn đƣa ra mô hình có hạt hình vuông. Hình 2.11. Mô hình sắp xếp Ashby - Verrall Tất cả các mô hình sắp xếp hoán đổi hạt là mô hình hai chiều. Chúng không kèm theo sự tăng diện tích bề mặt mẫu, điều mà luôn xảy ra khi kéo. Ví dụ, biến dạng thực là 0,55 (73%) thì diện tích bề mặt của mẫu hình trụ tăng lên 31,6%. Ngoài ra, một số tác giả đã đề xuất mô hình “thêm hạt”, tạo nên sự tăng diện tích bề mặt mẫu kéo. Trên hình 2.12 mô tả mô hình của R. C. Gifkins dịch chuyển tƣơng hỗ của các hạt 1  4 theo biên giới của chúng dẫn đến sự tạo thành giữa các hạt lỗ hổng. Theo mức độ phát triển biến dạng lỗ hổng này tăng và đƣợc điền đầy bởi hạt 5, thêm vào từ lớp liền kề (lớp dƣới của mặt phẳng vẽ). Bƣớc tiếp theo là sự dịch chuyển biên giới để gần với mối tiếp giáp ba, tiến tới sự đồng trục (c). 44 Hình 2.12. Mô hình thêm hạt Gifkins Mô hình “thêm hạt” làm việc với bất kì hình dạng và nhóm hạt (không chỉ với hạt 6 cạnh), luôn luôn đảm bảo tăng diện tích bề mặt. Từ mô hình đƣa đến kết luận, mặt cắt ngang càng lớn thì độ giãn dài tƣơng đối càng lớn. Tuy nhiên, tất cả các mô hình nêu trên đều đã đƣợc đơn giản hóa so với thực tế, nhƣng điều quan trọng nhất là các mô hình thay thế liền kề đều đƣa đến kết luận: sự tăng số lƣợng các hạt dọc theo trục kéo, nhờ đó có thể nhận đƣợc mức độ giãn dài tƣơng đối rất lớn. 2.4.5.2. Sự thích ứng trong trượt trên biên giới hạt Sự trƣợt giữa các hạt diễn ra trên biên giới hạt, thông thƣờng các bề mặt biên giới hạt là không bằng phẳng, do vậy trƣợt phải xảy ra trên các bề mặt gồ ghề. Sự trƣợt trên các bề mặt không phẳng đó có thể tƣởng tƣợng nhƣ hình 2.13 dƣới đây. Để có thể trƣợt đƣợc trong điều kiện nhƣ vậy đòi hỏi phải có một ứng suất đủ lớn tƣơng đƣơng với độ bền cắt lý thuyết của kim loại để thắng đƣợc sự cản trở của bề mặt. Từ lập luận nhƣ vậy, dẫn chúng ta đến kết luận trƣợt không phải là quá trình duy nhất của biến dạng siêu dẻo. Sự trƣợt giữa các hạt thực hiện đƣợc với ứng suất chảy nhỏ còn phụ thuộc vào sự phát triển của các quá trình thích ứng, làm cho biên giới hạt trở nên bằng phẳng hơn. Nhƣ vậy theo cơ chế này biến dạng dẻo là sự tác động đồng thời của hai quá trình: trƣợt giữa các hạt và quá trình thích ứng. Quá trình thích ứng để tạo nên bề 45 mặt trƣợt trơn tru hơn có thể là sự tác động theo các sơ đồ đàn hồi, khuếch tán và biến dạng dẻo nhỏ. Hình 2.13. Sự trượt của hai tinh thể trên bề mặt không phẳng Hình 2.14. Thích ứng theo sơ đồ đàn hồi Khi ứng suất nhỏ và nhiệt độ thấp, thích ứng xảy ra theo sơ đồ đàn hồi (hình 2.14). Theo sơ đồ này tác dụng cho tới thời điểm cân bằng giữa nội và ngoại ứng suất. Hình 2.15. Thích ứng theo sơ đồ khuếch tán Hình 2.16. Thích ứng theo sơ đồ biến dạng dẻo nhỏ Khi ứng suất nhỏ và nhiệt độ cao quá trình thích ứng xảy ra theo sơ đồ khuếch tán (hình 2.15). Kết quả làm cho mặt trƣợt bằng phẳng hơn. Khi ứng suất đủ lớn có thể gây nên biến dạng dẻo nhỏ của các hạt, sự dịch chuyển của các lệch ở hai mặt biên giới bằng cách trƣợt và dão đảm bảo có thể “dịch chuyển” kim loại ở phần lồi bù vào phần lõm để tạo nên bề mặt ít gồ ghề hơn (hình 2.16). 2.4.5.3. Đóng góp của sự trượt trên biến giới hạt trong quá trình biến dạng siêu dẻo Hiện nay có sự thống nhất chung về cơ chế biến dạng siêu dẻo, nhƣng có thể nói hiện tƣợng siêu dẻo có thể xảy ra đồng thời theo nhiều cơ chế khác nhau, hay nói một cách khác là các cơ chế đều có sự đóng góp trong quá trình siêu dẻo. Trong đó cơ chế trƣợt trên biên giới hạt đóng vai trò hết sức quan 46 trọng. Qua một số khảo sát, tính toán đã chỉ ra cơ chế này thƣờng giữ vai trò chủ đạo trong quá trình biến dạng siêu dẻo cấu trúc của vật liệu. Trên hình 2.17 thể hiện sự so sánh mức độ đóng góp mức độ biến dạng của 3 cơ chế: trƣợt theo biên giới hạt (TBH), dão khuếch tán (KT) và trƣợt của lệch (TL) trong quá trình biến dạng siêu dẻo đối với MA8 và AM6. Hình 2.17. Đóng góp của các cơ chế trong quá trình biến dạng siêu dẻo của hợp kim MA8 (a) và AM6 (b) trong vùng tốc độ khác nhau (I-III) 2.5. Kết luận chƣơng 2 Chƣơng 2, luận án đã tổng hợp các thuyết của nhiều tác giả khác nhau về cơ chế biến dạng siêu dẻo. Mặc dù còn có sự khác biệt, xong phần lớn các tác giả đều cho rằng biến dạng siêu dẻo xảy ra theo cơ chế trƣợt của các hạt. Đi kèm theo trƣợt là 3 quá trình thích ứng để tạo điều kiện thuận lợi cho trƣợt. Luận án cũng đã phân tích những chỉ tiêu đặc trƣng, những dấu hiệu của biến dạng siêu dẻo thông qua phƣơng trình biểu diễn trạng thái siêu dẻo. Từ những vấn đề lý thuyết trên đặt ra cho luận án phải giải quyết: - Nghiên cứu những phƣơng pháp làm nhỏ hạt kim loại để đạt đƣợc cấu trúc hạt đồng trục, đƣờng kính trung bình nhỏ hơn 10 μm đáp ứng với yêu cầu cho biến dạng siêu dẻo. - Xác định các khoảng nhiệt độ, tốc độ biến dạng cho hợp kim lựa chọn nghiên cứu. 47 Chƣơng 3 THỰC NGHIỆM CHUẨN BỊ TỔ CHỨC HẠT NHỎ CHO VẬT LIỆU Kim loại có cấu trúc hạt nhỏ mịn, đồng trục cho cơ tính cao và khả năng biến dạng dẻo tốt. Đặc biệt trong biến dạng siêu dẻo (siêu dẻo cấu trúc), thì đây là một yếu tố không thể thiếu. Do vậy cần nghiên cứu, lựa chọn phƣơng pháp làm nhỏ hạt phù hợp cho cho vật liệu. 3.1. Các phƣơng pháp tạo tổ chức hạt nhỏ Làm nhỏ hạt đảm bảo cho điều kiện siêu dẻo của vật liệu là một trong những yêu cầu bắt buộc đối với các vật liệu siêu dẻo cấu trúc. Có nhiều cách phân loại khác nhau nhƣng thông thƣờng các phƣơng pháp làm nhỏ hạt đƣợc chia thành hai nhóm lớn, đó là: các phƣơng pháp hóa học và phƣơng pháp sử dụng các nguyên công chuẩn bị. Phƣơng pháp hóa học có bản chất là khi thay đổi thành phần hóa học cũng nhƣ thành phần pha của vật liệu sẽ làm thay đổi tổ chức, do vậy cho phép thay đổi cấu trúc kim loại. Phƣơng pháp sử dụng các nguyên công chuẩn bị lại đƣợc chia thành: phƣơng pháp luyện kim, phƣơng pháp xử lý nhiệt, phƣơng pháp gia công cơ nhiệt và các phƣơng pháp đặc biệt khác. Trong các phƣơng pháp nêu trên, biến dạng dẻo mãnh liệt đang đƣợc đặc biệt quan tâm trong vấn đề tạo tổ chức hạt nhỏ cho các mác hợp kim công nghiệp vì tính hiệu quả của nó. Do vậy, luận án sẽ tập trung nghiên cứu, ứng dụng phƣơng pháp này nhằm chuẩn bị tổ chức siêu mịn cho hợp kim lựa chọn. Biến dạng dẻo mãnh liệt (SPD - Sever Plastic Deformation) là phƣơng pháp “Top-Down” hiệu quả nhất để chế tạo vật liệu có cấu trúc nano từ vật liệu có cỡ hạt thô to. Trong quá trình SPD thƣờng xảy ra biến dạng cắt rất lớn trong vật liệu dƣới áp suất thủy tĩnh nên vật liệu không bị phá hủy và tạo ra tổ chức hạt siêu mịn (< 1 m) hoặc nano (< 100 nm). Mặc dù đạt đƣợc mức độ 48 biến dạng rất lớn nhƣng hầu hết các phƣơng pháp SPD không làm thay đổi đáng kể về hình dạng bề ngoài của phôi, khiến chúng trở nên rất hấp dẫn đối với các ứng dụng quy mô công nghiệp. Bằng cách lựa chọn thích hợp các thông số SPD để tạo ra vi cấu trúc mong muốn, ngƣời ta có thể sản xuất vật liệu với các tính chất cơ học đặc biệt. Hiện nay các nghiên cứu trên thế giới về biến dạng dẻo mãnh liệt để tạo tổ chức hạt vật liệu siêu nhỏ mịn và nano chủ yếu có một số phƣơng pháp sau: 3.1.1. Ép vật liệu qua kênh gấp khúc tiết diện không đổi Phƣơng pháp ép vật liệu qua kênh gấp khúc, đƣợc đề xuất bởi V. M. Segal năm 1977 ở Nga. Hình 3.1. Một số sơ đồ ép qua kênh gấp khúc Hiện nay phƣơng pháp này đƣợc thực hiện với tiết diện kênh ép không đổi (ECAP) và là phƣơng pháp SPD đƣợc sử dụng phổ biến nhất, bởi phƣơng pháp này yêu cầu lực ép thấp, hơn nữa dụng cụ lại có kết cầu đơn giản, dễ chế tạo. Vì vậy các phòng thí nghiệm hiện nay thƣờng áp dụng phƣơng pháp này để nghiên cứu mối quan hệ giữa biến dạng và cấu trúc vật liệu. Bên cạnh đó, thì hạn chế

Các file đính kèm theo tài liệu này:

  • pdfluan_an_nghien_cuu_toi_uu_hoa_cac_thong_so_cong_nghe_khi_bie.pdf
Tài liệu liên quan