CC BY
14
УДК 669: 669-1
ЭВОЛЮЦИЯ СТРУКТУРЫ СПЕЧЁННОЙ АЛЮМИНИЕВОЙ БРОНЗЫ ПРИ ОДНООСНОМ СЖАТИИ
© 2017 А. В. Гурских
канд. техн. наук, начальник исследовательской лаборатории АО «ПОЛЕМА»
(Россия, г. Тула) e-mail: avg@polema.net
Исследовано влияние температуры на поведение при сжатии спечённой бронзы однофазного Cu-15 ат.% Al и двухфазного Cu-24 ат.% Al составов. Установлено, что осадка образцов из спечённых сплавов без разрушения может достигать 30%. Повышение температуры прессования приводит к значительному снижению рабочего давления, однако заметное уплотнение материала наблюдается только при температуре выше 500° С, когда деформация начинает распределяться по объёму образцов относительно однородно.
Ключевые слова: горячее прессование, интенсивная пластическая деформация, алюминиевая бронза, спечённые сплавы.
Для спечённых материалов характерно наличие остаточной пористости и неоднородное распределение легирующих компонентов [Федорченко, Андриевский 1963], что обусловливает снижение их механических свойств. Для устранения указанных дефектов спечённые изделия подвергают доуплотнению, совмещая его с формообразованием. В ходе такой обработки происходит модификация исходной структуры, степень которой зависит не только от величины наложенной деформации, но и однородности её распределения по объёму образца, зависящей во многом от применяемой механической схемы деформации.
Например, при доуплотнении спечённых образцов в закрытых штампах изменение их поперечного сечения ограничено стенками пресс-формы и процесс протекает при высоком гидростатическом давлении. Полностью устранить поры в массивных образцах таким методом нельзя, поскольку по мере уплотнения материала для заковки оставшихся пор требуется всё большее гидростатическое давление [Сегал и соавт. 1979]: n = exp-(V3/c)(p/r). Здесь п - текущая пористость образца, p -гидростатическое давление на поверхности пор, т - максимальное напряжение сдвига материала, а с - коэффициент формы пор, равный 0.33 для цилиндрических и 0.25 для сферических пор. Ввиду ограниченности усилия прессования повысить плотность прессуемого образца можно только за счёт уменьшения его площади (при этом возрастёт нагрузка на инструмент) или за счёт нагрева заготовки до температуры, заметно снижающей прочность прессуемого материала. При этом нужны специальные меры по предотвращению окисления материала в открытых порах. После схлопывания пор дальнейшая деформация материала невозможна, а величины испытанной может оказаться недостаточно для существенной проработки структуры во всём объёме спечённого материала.
При свободной осадке образцов величина наложенной деформации ограничивается только мощностью прессового инструмента, поскольку в ходе осадки образцов происходит увеличение площади их сечения, а также деформационное упрочнение материала. Течение материала осуществляется сдвигом вдоль плоскостей максимальных сдвигающих напряжений. Если обрабатываемый материал пористый, то указанные плоскости проходят в том числе и через поры. Половинки пор смещаются,
площадь их поверхности увеличивается, и берега пор начинают сближаться под действием гидростатического давления, величина которого определяется напряжением течения деформируемого материала. По мере сплющивания и вытягивания поры постепенно превращаются в трещины Гриффитса, устойчивость которых определяется уровнем растягивающих напряжений на концах трещин. Растрескивание материала вследствие самопроизвольного роста указанных дефектов определяет величину допустимой деформации спечённых образцов. Поскольку положение плоскостей максимальных сдвигающих напряжений при монотонных видах деформирования, к которым относится и свободная осадка, не меняется, то поры могут достаточно быстро принять опасные форму и размер, особенно если при этом пластическое течение материала склонно к локализации.
Целью настоящей работы является изучение влияния температуры прессования на предельную величину деформации, не вызывающую растрескивание образцов в процессе их одноосной осадки, а также особенности эволюции поровой и зёренной структуры спеченных бронзовых одно- и двухфазных сплавов при такой обработке.
В качестве материала для исследований использовались спеченные при 950° С прессовки цилиндрической формы, полученные из смесей порошков меди марки ПМС-1 и алюминия марки ПА-4, взятых в соотношении, соответствующем а-твердому раствору алюминия в меди (15 ат. % А1 - сплав 1), а также выходящем за область твердого раствора (24 ат. % А1 - сплав 2). Пористость спеченных образцов составляла 20-25 %. Одноосное сжатие образцов для определения предельно допустимых значений деформации осуществляли на установке МС-500 при комнатной температуре или после предварительного подогрева пресс-формы вместе с образцами в печи СНОЛ до 250^600° С.
Шлифы для металлографических исследований микроструктуры образцов готовили по обычной методике. При анализе структуры особое внимание уделяли характеру эволюции пор, изменению их размеров и формы. Для описания формы пор использовали параметр К=ёт;п/ётах как соотношение их минимального диаметра и максимального [Салтыков 1970]. На основе полученных статистических данных строили гистограмму, позволяющую определить удельную долю пор определенной формы в исследуемом материале.
Дополнительно измеряли микротвердость деформированных образцов с помощью прибора ПМТ-3 при нагрузке на индентор 20 г и выдержке 10 сек.
В спеченном состоянии сплав 1 представляет собой однофазный материал на основе а-твердого раствора алюминия в меди с выраженной дендритной структурой, средний размер зерен которой составляет 30-60 мкм (рис. 1а). Другим элементом структуры спечённой бронзы были поры, с преобладанием узких вытянутых пор, расположенных в междендритных промежутках, и крупных округлых пор со средним диаметром 30-50 мкм, образовавшихся на месте растворившихся частиц алюминия в меди. Такая структура типична для спечённых сплавов с односторонней растворимостью легирующего элемента [Когов1е1еуа и соавт. 2009]. Микротвёрдость спечённого сплава в среднем составляла 700 ± 35 МПа.
Рис. 1. Микроструктура порошковых сплавов: сплав 1 в исходном состоянии (а); после деформирования при 20 (б) и при 600 °С (в); сплав 2 в исходном состоянии (г); после деформирования при 20 (д) и при 600 °С (е)
Основу структуры сплава 2 после спекания составляют чередующиеся со средней толщиной 2-3 мкм пластины а- и у-фаз в которую включены крупные округлой формы зерна a-фазы. Объемная доля у-фазы составляла примерно 42 %, что согласуется с диаграммой фазового равновесия системы Cu-Al [Диаграммы состояния... 1996]. Микротвердость эвтектоидных областей составляла 2173±50 МПа, а заключённых в них зёрен твердого раствора a-фазы - 1175±20 МПа.
Поры в спеченных сплавах 1 и 2 имеют бимодальное распределение по форме и размерам. Средний диаметр крупных округлых пор, образовавшихся на месте растворившихся частиц алюминия в меди [Коростелева и соавт. 2004], в сплаве 1 составил 30-50 мкм, а в двухфазном сплаве 2 - 50-60 мкм. Мелкие и вытянутые поры располагались либо в междендритном пространстве в сплаве 1, либо в двухфазных областях в случае сплава 2 (рис. 1а и 1г) и при определении К не учитывались.
Суммарная величина осадки образцов из сплава 1 составляла примерно 30%. В результате их плотность заметно повышается, однако характер уплотнения и особенности эволюции поровой структуры материала существенно зависели от температуры прессования. О характере её протекания и распределении деформации по объёму образца можно судить по изменению формы кривой распределения параметра K, которая в спечённом материале есть кривая с выраженным максимумом вблизи больших его значений. Например, если при осадке образца деформация распределяется по объёму равномерно, то максимум будет смещаться в сторону меньших K, но форма кривой распределения останется примерно той же, что и до прессования. При
неоднородном течении материала максимум будет размываться и снижаться за счёт появления малых значений К.
Так, из рисунка 2а видно, что усадка образцов при температурах 20 и 370° С протекает однородно не по всему объёму образцов, особенно в первом случае, поскольку по окончании прессования остаётся значительная часть крупных округлых исходных пор. Напротив, при осадке при 600° С таких пор практически не осталось, кривая (4) распределения параметра К имеет острый максимум в районе сильно сплющенных пор. Из рисунка 1 видно, что такие поры имеют не только сплющенную форму, как после осадки при более низкой температуре (рис. 1б), но и мелкий размер, поскольку многие из них оказались пережатыми, а стенки пор в местах пережима срослись (рис. 1 в). Исходная дендритная структура сплава 1 в процессе сжатия была разрушена (рис. 1) независимо от температуры прессования.
Рис. 2. Распределения пор по конфигурации (К=ётш/ётах) в сплаве 1(а) и сплаве 2(б): 1 - в исходном состоянии; 2-4 - после осадки при 20, 370 и 600° С соответственно
Изменения структуры пор при сжатии двухфазного сплава 2 имеют примерно такой же характер, как и в предыдущем случае (рис. 1 и 2). После осадки на 30% в материале остаётся заметная доля (около 10%) исходных округлых пор. При этом поры с К<0.2 появляются только при высокотемпературной осадке. То есть при осадке образцов распределение деформации по их объёму остаётся относительно неоднородным, поэтому пик кривой К не только смещается к большим значениям параметра, но и снижается. Кривая распределения К становится более пологой.
Из проведённого анализа кривых распределения К следует, что материал в окрестностях пор упрочнён сильнее, чем на большом расстоянии от них. Происходит это по той причине, что вокруг исходных частиц алюминия быстро образуется интерметаллический слой меди, насыщенный атомами алюминия, который тормозит растекание эвтектической жидкости по объёму прессовки. За время существования интерметаллидного барьерного слоя прилегающие к нему слои меди успевают сильнее насытиться атомами алюминия, чем отстоящие более далеко медные частицы, к которым алюминий подводится только после расплавления интерметаллидного слоя. Особенно заметен этот эффект в случае сплава 1. Однако при нагреве прессовки до 600° С механическая прочность а-фазы сильно снижается, эффект от твёрдорастворного упрочнения нивелируется и все поры сильно сжимаются (рис. 2а, кривая 4).
В случае сплава 2 поры окружены слоем двухфазного материала, который менее подвержен высокотемпературному разупрочнению. Поэтому форма пор при ковке
образцов подвергается меньшему изменению и доля их с малыми значениями К незначительна. Пластическое течение по мере деформационного упрочнения материала начинает локализоваться в более мягких областях. Это видно по структуре сплава на рисунке 1, где целые области, неохваченные пластическим течением, сохраняют свою исходную структуру с чередующимися пластинами а- и у-фаз. Только нагрев сплава 2 до 600° С, когда выделения второй фазы трансформируются из твёрдой у-фазы в более пластичную в-фазу [Когов1е1еуа и соавт. 2009], приводит к вовлечению в пластическое течение областей вокруг пор, что незамедлительно сказывается на появлении последних с малым значением К (рис. 2, кривая 4), и полному разрушению пластинчатых выделений на мелкие дисперсные частицы (рис. 1е).
О существенном разупрочнении сплава 2 из-за распада у-фазы при 600° С свидетельствует и соответствующая кривая течения 5 на рисунке 3. Прочность сплава при деформации образцов почти до 25% практически не растёт, только после деформационной проработки всего материала начинает медленно увеличиваться.
В случае более низкой температуры осадки, когда частицы второй фазы сохраняются в своей твёрдой и хрупкой у-модификации, их влияние на скорость упрочнения материала при прессовании незначительное. Кривые течения 1-4 на рисунке 3 у обоих сплавов имеют практически равный наклон. Видимо, при развитии деформации вдоль линий максимального сдвигового напряжения пластинчатые выделения хрупкой фазы легко разрушаются и не оказывают значительного сопротивления. При низких температурах прессования таких разрушений множество, микротрещины становятся источниками критических разрушающих напряжений и, сливаясь, быстро подрастают до критических размеров. Поэтому предельная степень осадки образцов двухфазного сплава 2 оказывается ограниченной, её величина не дотягивает до 30% (рис. 36, кривая 1 и 2).
<Т, МПа
<1, МПа
500
400
300
200
100
0 10 20 30 £, % 0 10
Рис. 3. Кривые «напряжения - деформация» для составов 1 (а) и 2 деформирования 20 (1); 250 (2); 370 (3); 500 (4) и 600° С (5)
20
30
(б) при температуре
Напряжение течения образцов сплава 2 композиционного состава определяется объёмной долей твёрдой и мягкой фаз, то есть по закону механической смеси. Однако с началом пластического течения включения у-фазы разрушаются и влияния на темпы деформационного упрочнения материала практически не оказывают. Деформационное упрочнение спечённых бронз обеспечивается упрочнением пластичной а-фазы. На это указывает тот факт, что наклон кривых течения сплава 2 и сплава 1 фактически совпадают (рис. 3 а и б), то есть при осадке бронзовых образцов действует один и тот же механизм деформационного упрочнения материала, независимо от наличия в нём частиц хрупкой у-фазы.
В то же время наклон деформационной кривой сплава 1 при холодном прессовании несколько выше, чем у остальных кривых (рис. 3 а, график 1), то есть упрочнение материала происходило более быстрыми темпами. Специальных исследований по объяснению этого факта не проводилось, но можно предположить, что по причине неравномерного распределения алюминия по объёму спечённого материала в некоторых его областях сопротивление движению дислокаций выше, например, из-за образования тормозящих скоплений по типу облаков Сузуки. С повышением температуры прессования и увеличением подвижности атомов алюминия дислокации от них отрываются более легко, или таких облаков вовсе не образуется из-за быстрого выравнивания концентрации элементов.
Как следует из рисунка 3, поровая структура спечённых сплавов также оказывает незначительное влияние на скорость упрочнения, хотя, согласно данным в таблице, её количественные характеристики существенно отличаются в зависимости от состава спечённой бронзы и температуры её обработки. В то же время, как видно из таблицы, величина конечной пористости деформированных образцов (Пк) оказывает существенное влияние на микротвёрдость сплавов. В общем случае И „ тем выше, чем выше оказывается плотность материала после осадки, особенно это влияние заметно для образцов сплава 1. При этом степень деформационного упрочнения бронзовых образцов оказывает на величину микротвёрдости значительно более слабое влияние, чем плотность, и в результате, И„ оказывается меньше у образцов, напряжение течения которых при прессовании было выше.
Влияние температуры деформирования на остаточную пористость (П) и микротвердость (И„) спеченного порошкового сплава _Си-15 ат.% А1 (1) и Си-24 ат.% А1 (2)
Состав Тдеф, С Пк, % H ,, МПа
1 20 5,9±2 1300±50
250 9,0±1,5 1233±61
370 11,9±3 994±25
500 5,2±1,7 1452±37
600 3,5±0,6 1468±70
2 20 17,2±4 1359±41
250 11,4±2 2020±72
370 14,4±1,4 1223±43
500 3,7±0,3 1833±27
600 6,9±2,6 2452±67
Данные таблицы позволяют также сделать интересное заключение относительно характера пластического течения материала сплавов при прессовании. Так, при примерно равной величине осадки пористость образцов оказывается тем выше, чем ниже была температура их прессования. Это указывает на то, что сильное упрочнение и высокий предел текучести спечённой бронзы не способствуют однородному распределению деформации по объёму осаживаемых образцов. Повышенная концентрация алюминия и высокое напряжение течения материала вблизи больших исходных пор приводит к тому, что данные области не вовлекаются в пластическое течение образцов, а заключённые в них поры мало меняют свою конфигурацию. только нагрев сплавов до 500° С и выше способствует разупрочнению таких областей и вовлечению их в пластическое течение. В результате деформация исходных пор становится пропорциональной величине деформации всего образца.
Таким образом, из представленных результатов следует, что осадку спеченных бронзовых образцов с целью их уплотнения и модификации структуры следует проводить при температуре не ниже 500° С. Однако ввиду возможного интенсивного окисления при нагреве спеченных пористых образцов из алюминиевой бронзы их пластическую обработку следует начинать при пониженных температурах до исчезновения открытой пористости, и только затем температура прессования может быть повышена.
В ходе высокотемпературной осадки происходит разрушение исходной дендритной или эвтектоидной структуры спечённой бронзы, она измельчается, что способствует увеличению прочности материала. Кроме того, при высокой температуре прессования пластическое течение принимает однородный характер, что способствует исчезновению крупных остаточных пор и уплотнению бронзовых образцов, повышению их микротвёрдости. Таким образом, появляется возможность применения спечённой бронзы в нагруженных узлах трения, где прежде преимущественно использовались литые бронзы.
Работа выполнена при финансовой поддержке гранта РФФИ №16-38-00200
мола.
Библиографический список
Федорченко И.М., Андриевский Р.А. Основы порошковой металлургии. Киев: Изд-во АН УССР, 1963. 420 с
Сегал В.М., Резников В.И., Малышев В.Ф. Изменение плотности пористых материалов при пластическом формоизменении // Порошковая металлургия. 1979. №7. С. 6-11.
Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1970.
376 с.
Korosteleva E.N., Pribytkov G.A., and Gurskikh A.V. Bulk changes and structurization in solid-phase sintering of titanium-silicon powder mixtures // Powder Metallurgy and Metal Ceramics. 2009. Vol. 48. No. 1-2. P. 8-12
Диаграммы состояния двойных металлических систем / под общ. ред. Лякишева. М.: Машиностроение, 1996. Т. 1. 996 с.
Коростелева Е.Н., Русин Н.М. Гурских А.В. Изменение структуры спеченной алюминиевой бронзы после обработки методом интенсивной пластической деформации.// Физическая мезомеханика. Спец. выпуск. Т. 7. 2004. С. 73-74
