CC BY
10
УДК 669.018.24, 539.42
Механические свойства спеченных сплавов системы Al-Sn-Fe
Н.М. Русин, А.Л. Скоренцев, К.О. Акимов
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия
В работе исследованы особенности пластического течения материала при сжатии образцов из сплавов системы Al-Sn-Fe, полученных спеканием смесей элементарных порошков. Часть спеченных композитов подвергалась дополнительному уплотнению при 250 °С в закрытой пресс-форме при давлении 300 МПа, и часть — обработке методом равноканального углового прессования по маршруту А (РКУП-А) при этой же температуре. Отличительной особенностью структуры спеченных сплавов является наличие агломератов из твердых сцементированных оловом частиц Al3Fe, образовавшихся на месте порошков железа в результате взаимодействия между Al и Fe при спекании. Агломераты являются прочными, но, благодаря содержащемуся в них олову, достаточно пластичными элементами структуры композитов, не разрушающимися при их деформации, но эффективно сдерживающими распространение полос локализованного течения и рост микротрещин. Установлено, что агломераты из твердых частиц при испытании на сжатие образцов из трехфазного композита Al-20Sn-17Al3Fe сохраняли свою форму и перемещались как цельные образования, при этом испытываемые образцы демонстрировали хорошую пластичность. При обработке композитов методом РКУП по маршруту А агломераты вытягивались в направлении течения материала и это отрицательно сказалось на их пластичности при последующем испытании на сжатие.
Ключевые слова: алюмоматричный композит, дисперсионное упрочнение, алюминид железа, механические свойства, спекание, равноканальное угловое прессование
DOI 10.55652/1683-805X_2023_26_5_93
Mechanical properties of sintered Al-Sn-Fe alloys
N.M. Rusin, A.L. Skorentsev, and K.O. Akimov
Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia
Plastic flow under compression was studied in samples of Al-Sn-Fe alloys produced by sintering from elemental powder mixtures. Some of the sintered composites were additionally compacted at 250°C in a closed mold at a pressure of 300 MPa, and some were processed via equal-channel angular pressing using route A (ECAP-A) at the same temperature. A key structural feature of the sintered alloys is the presence of agglomerates of solid Al3Fe particles cemented with tin, formed in place of iron powder particles as a result of interaction between Al and Fe during sintering. The agglomerates have high strength but are sufficiently ductile owing to tin. They do not break during deformation and effectively suppress the propagation of localized flow bands and microcracks. In compression tests of three-phase Al-20Sn-17Al3Fe composite samples, the particle agglomerates retained their shape and moved as solid structures, while the samples showed good ductility during testing. In ECAP processing via route A, the agglomerates were pulled in the direction of material flow, which negatively affected their ductility in subsequent compression tests.
Keywords: aluminum matrix composite, dispersion strengthening, iron aluminide, mechanical properties, sintering, equal-channel angular pressing
1. Введение
Антифрикционные сплавы на основе алюминия рассматриваются в первую очередь как альтернатива свинцовым бронзам, способным нести
нагрузку до 160 МПа [1, 2]. Поэтому при получении новых композиционных материалов с алюминиевой матрицей следует стремиться к указанному значению прочности. С другой стороны, вели-
© Русин Н.М., Скоренцев А. Л., Акимов К.О., 2023
чина статистической прочности находящегося во фрикционном контакте с твердым контртелом материала обычно и так много выше величины номинального давления на поверхности трения. Во многих случаях, особенно при сухом и граничном трении, между прочностью и износостойкостью самосмазывающихся антифрикционных материалов нет жесткой зависимости, и в первую очередь значение имеет способность материала выдерживать накопленные малые неоднородные деформации. Так, например, сплав Л1-408п в диапазоне давлений 1-5 МПа демонстрирует максимальную износостойкость при сухом трении, хотя по прочности значительно уступает сплавам системы Л1-8п с меньшим содержанием олова.
Основная опасность при применении алюминиевых сплавов в качестве подшипниковых заключается в склонности их к схватыванию и вызванному им интенсивному адгезионному изнашиванию. Однако частота актов схватывания снижается, а давление его начала растет, если в состав Л1 ввести олово [3, 4], поскольку оно способно размазываться по поверхности трения и выполнять функцию твердой смазки в условиях дефицита жидкой [3, 5]. Естественно, что несущая способность и пластичность Л1 матрицы при этом снижаются, т.к. межзеренные прослойки мягкой 8п фазы уменьшают число и площадь прочных когезионных границ Л1-Л1. По указанной причине антифрикционные алюминиевые сплавы с высоким содержанием олова рекомендуют использовать в виде тонкого покрытия прочных подшипниковых вкладышей (ГОСТ 14113-78).
Чтобы от технологии многослойных подшипниковых вкладышей перейти к производству монометаллических подшипников, сплавы Л1-8п дополнительно легируют большим количеством упрочняющих матрицу добавок, а концентрацию мягкой фазы ограничивают [1, 2, 6]. Медь является наиболее эффективной упрочняющей алюминий добавкой, например, известен сплав АО3-7, содержащий 7 % меди и 3% олова. При охлаждении данного сплава равновесная концентрация меди в алюминии резко снижается и выпавшие твердые частицы интерметаллидной фазы СиЛ12 эффективно упрочняют зерна матрицы. Однако такое твердорастворное упрочнение матрицы с целью повышения ее несущей способности может оказаться неэффективным, если многочисленные тонкие 8п прослойки на границах зерен приведут к дезинтеграции и ослаблению матричного каркаса. Чтобы не допустить дезинтеграции каркаса,
содержание олова в алюминии ограничивают ~10об. %.
Степень дезинтеграции несущего алюминиевого каркаса при больших концентрациях олова можно уменьшить, если сплавы Al-Sn получать спеканием [4, 7]. В этом случае каркас из алюминиевых порошков образуется еще на стадии прессования смеси, а нагрев прессовок до высоких температур способствует трансформации механических контактов между порошками в прочные шейки спекания. Правда, в этом случае проблему упрочнения матрицы все равно необходимо решать, и попытки использовать при спекании алюминиевых образцов с большим содержанием олова твердорастворное легирование матрицы с целью увеличения ее несущей способности сталкиваются с серьезными трудностями [8-10].
Повысить прочность и несущую способность спеченного двухфазного композита Al-Sn, не прибегая к твердорастворному упрочнению Al матрицы, можно также путем его деформационной обработки. Самым простым, но эффективно упрочняющим спеченные материалы способом является обжатие образцов в закрытой пресс-форме при высоком гидростатическом давлении, способствующем устранению пор и мест плохого прилегания фаз. Равноканальное угловое прессование (РКУП) также является эффективным способом упрочняющей обработки, во время которой под действием гидростатического давления закрываются не только поры на границах фаз, но испытывают интенсивную деформацию зерна алюминиевой матрицы [11, 12].
Также можно надеяться, что большое количество твердых прочно закрепленных в матрице алюминидов не только улучшит износостойкость сплава Al-Sn, но и будет способствовать увеличению его прочности. Такие частицы должны иметь прочные связи с окружающим их материалом и не повреждать поверхность контртела при трении. Например, с этой целью можно использовать алюминиды переходных металлов [13], в частности соединение Al3Fe, которое может быть синтезировано in situ в процессе спекания прессовки из смеси элементарных порошков Al, Sn и Fe [14].
Целью настоящей работы является определение степени эффективности воздействия равноканаль-ного углового прессования, обжатия и их комбинации на механические свойства спеченных алю-моматричных композитов с большим содержанием мягкого олова и твердых алюминидов железа.
2. Материалы и методика эксперимента
Смеси для спекания готовились из элементарных порошков А1, 8п и Бе торговых марок АСД-4 (ТУ 48-5-226-87, основная фракция составляет менее 20 мкм), ПО 2 (ГОСТ 9723-73, основная фракция менее 50 мкм) и ПЖ-4 (ГОСТ 9849-86, основная фракция менее 80 мкм) соответственно. Атомная концентрация порошкового железа в смеси составляла 5%, а олова — 13 %. Смешивание проводили в конусном смесителе в течение 4 ч. Из приготовленных смесей прессовали брикеты с пористостью 8-12 %, их спекание проводили в вакуумной печи СНВЭ при остаточном давлении газов не выше 10-2 Па. Во время спекания железо полностью прореагировало с алюминием, образуя интерметаллид А13Бе. Объемная доля данного соединения в спеченном материале составила 17 %, а объемное содержание мягкого олова — 20 %, поэтому образцы с железом далее обозначались как А1-208п-17А13Бе, а образцы без железа — как А1-208п. Температура спекания была 620 °С для первого композита и 600 °С для второго.
Часть спеченных заготовок подвергалась дополнительному уплотнению при 250 °С в закрытой пресс-форме при давлении 300 МПа, и часть — обработке методом равноканального углового прессования по маршруту А (РКУП-А) при этой же температуре. Уплотнение проводилось в пресс-форме диаметром 20 мм, в которой формировались сырые образцы исследуемого состава. Образцы для равноканального углового прессования имели размеры 10 х 10^60 мм3. Деформирование проводилось в пресс-форме с каналами сечением 10 х 10 мм2, пересекающимися под прямым углом [7]. Между прессованиями образцы из пресс-формы не вынимались, изменение направления прессования и положения выходного канала осуществлялось путем поворота пресс-формы на угол 90°. Стенки каналов покрывали тонким слоем смеси мазута с графитом.
Пористость образцов определяли по методу Архимеда путем гидростатического взвешивания их в воде (ГОСТ 20018-74). Затем из полученных заготовок вырезали образцы для структурных исследований и механических испытаний (ГОСТ 25.503-97). Образцы для испытаний на сжатие имели размеры 5х5 х 10 мм3. Сжатие проводили на универсальной испытательной машине 1п81хоп-1185 при скорости осадки образцов 0.5 мм/мин. Торцы сжимаемых образцов полировали и смазывали смесью масла с графитом. Структура под-
вергнутых сжатию образцов изучалась в центральной области шлифов, плоскость которых располагалась параллельно оси сжатия.
Шлифы для металлографических исследований готовились по обычной методике: шлифование образцов на наждачной бумаге с уменьшением размера абразивных частиц, затем полирование шлифа на сукне с нанесенной алмазной пастой с последующим его травлением в 4% растворе азотной кислоты в спирте. Для изучения структуры использовали оптический AXIOVERT-200MAT и сканирующий электронный LEO EVO 50 (Zeiss, Германия) микроскопы, предоставленные ЦКП «НАНОТЕХ» ИФПМ СО РАН.
Фазовый состав сплавов исследовали с помощью дифрактометра ДРОН-7, используя CoKa излучение без монохроматора при симметричной схеме отражения. Угол сканирования 20 менялся от 25° до 165° с шагом 0.05° и экспозицией 10 с. Для обработки результатов использовали программный комплекс PDWin (Буревестник, Россия). Идентификация фаз проводилась с использованием данных из картотеки Crystallography Open Database (COD).
3. Результаты эксперимента и их обсуждение
3.1. Композит Al-20Sn
Увеличение растворимости алюминия в жидком олове по мере повышения температуры спекания способствовало перегруппировке алюминиевых порошков в более плотную упаковку под действием капиллярных сил, усадке прессовок и снижению их пористости. При затвердевании Sn равновесная концентрация растворенного в нем Al резко снижалась и спеченный композит Al-20Sn практически состоял из двух невзаимодействующих фаз — алюминия и олова, при объемной доле последней около 20 %. Форма Al зерен в сплаве под воздействием процессов растворения-осаждения атомов становится округлой, а размер примерно одинаковым (рис. 1, а). Зерна большей частью были окружены тонкими оловянными прослойками, но между ними сохранилось достаточное число контактов, объединяющих зерна в непрерывный каркас, способный воспринимать внешнюю нагрузку.
В спеченных композитах с однородным распределением фаз нет выраженных плоскостей и направлений легкого сдвига, поэтому при испытании на сжатие образцов, торцы которых качественно смазывались, течение материала было ра-
Рис. 1. Структура спеченного (а), уплотненного (б) и подвергнутого однократной (в) и двукратной (г) обработке методом равноканального углового прессования по маршруту А композита Л1-20Бп после испытания на сжатие, а также соответствующие кривые их течения. Направление сжатия — вертикальное
диальным и форма их сечения оставалась подобной исходной, т.е. образцы сохраняли устойчивость и могли осаживаться до больших степеней без изгибов и принятия бочкообразной формы. Об однородном течении материала свидетельствуют также отсутствие в его структуре полос ло-
кализации течения после большой деформации 5 и монотонный рост напряжения течения (рис. 1, а).
Поскольку в композитах Л1-Бп деформационному упрочнению подлежит только Л1 матрица, а легкоплавкое олово при деформации в обычных условиях не упрочняется, то ожидалось, что ско-
рость деформационного упрочнения композита будет такой же, как у чистого алюминия. На деле же скорость упрочнения спеченного сплава при сжатии была много ниже, чем у алюминия высокой чистоты [7], и напряжение его течения оставалось низким даже после 5 = 20 %. Малая скорость деформационного упрочнения спеченного двухфазного композита Al-20Sn означает, что при равной величине 5 зерна, разделенные оловянными прослойками, испытывают меньшую деформацию, чем зерна с когезионными границами Al-Al, т. е. оловянные прослойки являются аналогом твердой смазки, облегчающей относительное проскальзывание зерен с сохранением их формы. Наличие пор и несплошностей на границах фаз также способствует более легкому относительному смещению зерен матрицы.
Большая часть этих дефектов устраняется при горячем доуплотнении спеченных материалов. С этой целью нагретые до 250 °С спеченные заготовки из композита Al-20Sn осаживались при давлении, 3-кратно превышающем предел текучести материала. Допрессовка проводилась в той же пресс-форме, в которой формировались сырые заготовки. Осадка спеченных заготовок сопровождалась изменением их высоты и диаметра, необходимым для заполнения канала пресс-формы прессуемым материалом. Расположенное между зернами олово при этом находилось в квазижидком состоянии и легко затекало в поры и несплошности на границах.
Из теории и практики обработки материалов давлением известно, что каждая материальная точка сжимаемого тела перемещается в направлении наименьшего сопротивления [15]. Поэтому в начале допрессовки спеченных заготовок прочные алюминиевые зерна могли двигаться как вдоль оси прессования, так и в радиальном на-
правлении без значительного изменения их формы за счет проскальзывания по межзеренным оловянным прослойкам. Однако по мере увеличения степени осадки образцов прослойки между сближающимися зернами утончались и зерна входили в зацепление. С этого момента их перемещение сопровождалось изменением формы, так что после окончания операции по уплотнению материала зерна матрицы имели приплюснутый вид, а предел текучести о0.2 композита А1-208п вырос (рис. 1, б и табл. 1).
Из уплотненных заготовок вырезались образцы для испытаний материала на сжатие. Длина образцов существенно превышала поперечные их размеры, торцы образцов смазывались, поэтому глубина влияния сил трения на характер пластического течения материала в сжимаемом образце относительно мала. Если деформируемый при этом материал изотропен, то движение его частиц в нормальных к оси сжатия плоскостях носит радиальный характер и форма сечения деформируемых образцов остается подобной исходной [15]. Однако в нашем случае композитные образцы состоят из сильно отличающихся по прочности фаз, однородность распределения которых после уплотнения нарушается из-за формирования слегка выраженной зеренной текстуры. Направление течения материала в таких образцах будет определяться, в первую очередь, законом наименьшего сопротивления.
На рис. 1, б приведена структура предварительно уплотненного образца композита А1-208п после осадки его на 5 ~ 30 %. Видно, что находящиеся в зацеплении зерна матрицы вытягиваются в направлении действия максимальных сдвигающих напряжений, а олово располагается между зернами и служит своеобразной смазкой, облегчающей их смещение в заданном направлении. В
Таблица 1. Влияние типа обработки давлением на механические свойства спеченных композитов на основе алюминия
Состав композита, Состояние Пористость, Напряжение, МПа Деформация
об. % % ^0.2 ОВ 5(Ов), %
Спекание 0.80 43 80 >30.0
Al-20Sn Обжатие 0.30 70 92 20.0
РКУП 1 0.20 103 110 1.6
РКУП 2 0.15 111 116 0.7
Спекание 8.00 61 97 >30.0
Al-20Sn-17FeAl3 Обжатие 1.00 93 123 ~19.0
РКУП 1 <1.00 102 118 ~18.0
РКУП 2 <1.00 85 109 ~2.0
сжимаемом образце формируются широкие полосы течения, одна из которых выделена пунктирной линией на рис. 1, б.
Переориентация зерен в полосах, способствующая их легкому скольжению вдоль оловянных прослоек, приводит к тому, что зерна перестают упрочняться и кривая пластического течения сжимаемого образца долгое время проходит параллельно оси деформации (рис. 1, б), поскольку выполняется условие Бэкофена-Консидера да/д5 ~ а. Обычно данная стадия течения наблюдается у материалов с ультрамелкими зернами [16], проскальзывание по границам которых вносит большой вклад в испытанную образцом деформацию. В нашем случае облегченное скольжение по границам обусловлено присутствием прослоек из неупрочняющегося олова, выполняющего функции твердой смазки.
Напряженно-деформированное состояние материала в очаге пластической деформации при равноканальном угловом прессовании отличается тем, что здесь действует только одна плоскость максимального напряжения сдвига, совпадающая с плоскостью пересечения каналов. Проходя через нее, материал испытывает деформацию простым сдвигом с интенсивностью у ~ 2 [17]. В двухфазном композите А1-20Бп после такой деформации зерна вместе с прослойками олова приобретают вытянутую под углом около 28° к направлению течения форму, как можно видеть в левой части рис. 1, в.
Преимущественная ориентация алюминиевых зерен после равноканального углового прессования не совпадает с направлением максимальных сдвигающих напряжений, действующих при испытании образцов на сжатие. Следовательно, в ходе осадки образцов их зерна должны переориентироваться в направлении действия указанных сдвигающих напряжений для подключения к участию в деформации проскальзывания вдоль прослоек. Поскольку условный предел текучести а0.2 композита А1-20Бп после равноканального углового прессования вырос с 43 до 103 МПа, то необходимое для такой переориентации напряжение достигается уже после небольшой деформации 5 образцов. Под влиянием высокого напряжения сдвига формируется полоса переориентации зерен матрицы, действие которой аналогично полосе двойникования в кристаллах с низкой энергией дефектов упаковки. Из кривой течения на рис. 1, в видно, что с началом ее формирования и
увеличения числа переориентированных к легкому скольжению зерен напряжение течения композита начинает снижаться. Постепенно увеличение величины проскальзывания зерен в полосах локализации сдвига приводит к утончению межзерен-ных оловянных прослоек и снижению запаса их пластичности. Разрывы прослоек приводят к формированию микротрещин, которые растут и объединяются в макротрещину, вызывающую разрушение образца [18].
После второго равноканального углового прессования по маршруту А толщина оловянных прослоек в плоскости течения материала уменьшилась дополнительно. Разделяемые ими зерна матрицы также утонились, а ориентация их длинной оси почти совпала с направлением истечения материала при равноканальном угловом прессовании (рис. 1, г). Сжатие образцов при испытании их на прочность производилось также в данном направлении, и, следовательно, плоскость максимального сдвигающего напряжения располагалась по отношению к ним под углом ~45°. Дополнительное повышение величины а02 и утонение алюминиевых зерен матрицы за счет двукратного РКУП-А способствовали достижению необходимого для формирования полосы переориентации напряжения сдвига уже после осадки образца композита А1-20Бп всего на ~0.7 % (кривая течения на рис. 1, г). Выраженная концентрация сдвига ведет к потере устойчивости осаживаемого образца и локализации течения в одной полосе (рис. 2). Малый ресурс пластичности сильно-упрочненных А1 зерен и разделяющих их тонких оловянных прослоек обуславливает появление на кривой течения двукратно прессованного образца стадии быстрого разупрочнения уже сразу за пределом его прочности аВ.
Рис. 2. Структура образца А1-20Бп после двух РКУП-А и последующей осадки на 5 = 10 %. Стрелками указана ось сжатия
Рис. 3. Дифрактограмма композита Al-20Sn-17Al3Fe
3.2. Композит Al-20Sn-17Al3Fe
Согласно проведенному рентгенофазовому анализу, добавление в спекаемую порошковую смесь 5 ат. % железа привело к появлению в составе спеченного алюмоматричного композита третьей фазы Al3Fe в дополнение к фазам a-Al и P-Sn (рис. 3). Аналогичные результаты были получены в работе [19]. Спекаемые образцы подросли, и их пористость увеличилась на ~3 %.
Для образования фазы Al3Fe диффузионным путем в решетке железа три из четырех атомов Fe необходимо заместить атомами Al. Объем элементарной ячейки новой фазы превышает исходный объем ячейки железа более чем на 4%. Поэтому на внутренней границе слоя продуктов реакции между Fe и Al возникают сильные напряжения, вызывающие растрескивание хрупких алю-минидов железа, и фаза Al3Fe присутствует в спеченном образце в виде мелких частиц, образовавшихся на месте исходных железных порошинок. Частицы объединяются в агломераты, сцементированные тонкими оловянными прослойками. Объемная доля частиц Al3Fe в композите составила ~17 %, тогда как доля, занимаемая их агломератами в композите Al-20Sn-17Al3Fe, много больше с учетом объема разделяющих частицы оловянных прослоек (рис. 4).
Во время спекания агломераты препятствовали перемещениям алюминиевых зерен под действием капиллярных сил, из-за чего прессовки Al-20Sn-17Al3Fe получаются более пористыми, чем прессовки состава Al-20Sn. Обычно поры как концентраторы напряжений ухудшают пластичность композитов, содержащих хрупкие фазы. В
спеченном композите Л1-208п-17Л13Бе объемная доля пор достигала ~8 %, но их присутствие мало повлияло на пластичность образцов при испытаниях их на сжатие (рис. 5, а), и осаживаемые композитные образцы не разрушались даже при осадке их на величину 5 > 30 %.
Форма агломератов из сцементированных оловом частиц Л13Бе при этом практически не изменилась, несмотря на большую испытанную образцами деформацию, т.е. и в сжимаемом образце агломераты ведут себя как жесткие цельные образования, перемещающиеся в пластичной матрице, аналогично тому, как вели себя Л1 зерна в окружении пластичных оловянных прослоек в композите Л1-20Бп. Скорость их перемещения вдоль оси сжатия задается скоростью перемещения траверсы машины, сближение и более плотная укладка агломератов обеспечиваются за счет экструзии защемленной между ними матрицы с оловянными прослойками.
При сжатии образца на величину 5 ~ 16 % сближающиеся агломераты начинают упираться друг в друга и образуют непрерывный каркас, способный воспринимать внешнюю нагрузку. Поскольку для изменения формы упирающихся агломератов требуются более высокие напряжения, чем действующие, то дальнейшая деформация образца реализуется через относительное смещение агломератов вдоль защемленных между ними прослоек матрицы. Такое смещение становится невозможным в тех местах, где агломераты прочно сцепились. Распределение деформации по объему образца становится неоднородным, формируются полосы локализованного течения, указанные стрелками на рис. 5, а и хорошо вид-
ные по искаженной форме А1 зерен и заключенных между ними Бп прослоек. Ориентация полос примерно совпадает с направлением действия максимальных сдвигающих напряжений при сжатии.
Образование таких полос означает, что пластическое течение в них облегчено как из-за соответствующей ориентации зерен матрицы, так и из-за наличия по границам фаз пор и несплошно-стей, ослабляющих их адгезионные связи. Большое количество указанных дефектов приводит к зарождению большого числа полос локализации деформации и медленному деформационному упрочнению образца. Форма кривой сжатия образцов А1-208п-17А13Бе становится такой же, как в случае осадки образца А1-20Бп на рис. 1, б, но располагается несколько выше по оси а.
Сосредоточение деформации в малом числе полос локализованного сдвига приводит к быстрому утонению входящих в их состав пластичных оловянных прослоек и исчерпанию их ресурса пластичности. В полосах зарождаются микротрещины, которые также являются эффективными релаксаторами напряжений. При этом прочные, но эластичные агломераты ограничивают рост микротрещин, благодаря чему длительное время между числом новых и залечившихся микротрещин сохраняется некоторый баланс. Коэффици-
ент деформационного упрочнения на этой стадии практически не растет, и выполняется условие да/д5 ~ аВ (рис. 5, а).
Горячая допрессовка спеченных заготовок состава А1-208п-17А13Бе осуществлялась в закрытом штампе при температуре 250 °С. Причем из-за того, что заготовки имели размеры несколько больше исходных, уплотнение их происходило в условиях всестороннего сжатия. При такой схеме напряженно-деформированного состояния твердые агломераты сближались, но без образования в материале полос легкого скольжения (рис. 5, б). Затекание материала в поры и места плохого прилегания фаз способствовало устранению большей их части и повышению прочности адгезионных границ между агломератами и матрицей и повышению напряжения течения композита.
Сближение агломератов при допрессовке спеченных заготовок обусловило уменьшение примерно вдвое величины осадки изготовленных из них образцов, необходимой для достижения стадии течения, когда агломераты начинают упираться друг в друга. С этого момента начинается локализация течения в полосах, при котором выполняется условие Бэкофена-Консидера да/д5 ~ аВ, и кривая сжатия композита А1-208п-17А13Бе похожа на кривую сжатия образцов композита А1-20Бп на рис. 1, б. Высокое напряжение течения
Рис. 5. Структура и кривая течения после испытаний на сжатие композита Л1-208п-17Л13Бе: спеченный (а), допрессо-ванный при 250 °С (б), после одного равноканального углового прессования (в), после двух РКУП по маршруту А (г). Стрелками указаны предполагаемые полосы локализованного сдвига. Направление сжатия — вертикальное
и неоднородность распределения агломератов по объему делают возможным отклонение положения полос локализации течения от направления действия максимальных сдвиговых напряжений. Поэтому ориентация таких полос в горячедопрес-сованном образце более разнообразна, чем в не-
уплотненном спеченном образце (рис. 5, а, б). Длина данной стадии течения при осадке горяче-прессованного образца практически такая же, как и при осадке неуплотненных спеченных образцов. По окончании стадии кривая течения плавно снижается, поскольку число зарождающихся в
материале микротрещин начинает превышать равновесное их количество.
Таким образом, можно констатировать, что при сжатии композиционных образцов А1-20Бп-17А13Бе пластичная матрица испытывает большую деформацию, чем в образцах А1-20Бп при тех же степенях их осадки, и упрочняется с большей скоростью. Однако недостаточно сильно, чтобы вовлечь в совместное пластическое течение агломераты из частиц А13Бе по той причине, что отделяющие их от матрицы оловянные прослойки выступают своеобразной смазкой, снижающей силу трения между сопряженными структурными элементами. Указанное изменение напряженно-деформированного состояния матрицы на границе с прочными агломератами препятствует развитию полос локализованной деформации в трехфазном композите, и образцы с агломератами способны деформироваться до высоких степеней осадки без разрушения (рис. 5, а, б).
Если спеченный композит А1-208п-17А13Бе подвергнуть равноканальному угловому прессованию с интенсивностью в ~ 1, то в процессе его обработки пластичная алюминиевая матрица испытывает сильное деформационное упрочнение [20] и при своем течении вовлекает в деформацию заключенные в матрице агломераты (рис. 6, а). Форма их при этом становится вытянутой, и составляющие их частицы рассредоточиваются в направлении течения матрицы.
Из кривой течения образца А1-208п-17А13Бе, обработанного методом равноканального углового прессования, следует (рис. 5, в), что его прочность на сжатие не сильно отличается от прочности подвергнутого равноканальному угловому прессованию композита А1-20Бп (рис. 1, в). Данный результат вполне закономерен, поскольку из имеющихся в трехкомпонентном композите элементов структуры только зерна алюминиевой
матрицы способны к деформационному упрочнению. После однократного прессования композиционный материал имел высокое значение а02 и поэтому за короткое время упрочнился до величины аВ. Однако длительность стадии деформации с коэффициентом деформационного упрочнения да/д5 ~ аВ была примерно такой же, как и у образцов после горячего уплотнения (рис. 5, б), т. е. трехфазный композиционный материал А1-208п-17А13Бе после однократной РКУП обработки имеет более высокую пластичность, чем аналогичный композит А1-20Бп. Это обусловлено тем, что агломераты в деформируемом материале препятствуют росту полос локализации деформации, зарождению в них микротрещин и превращению их в дефекты макроскопического размера, тогда как в двухфазном образце таких стопоров нет, и микротрещины быстро сливаются в дефекты мезо- и макроскопического размера.
Отсутствие крупных трещин в сжимаемых образцах, прошедших однократную РКУП-обработ-ку, хорошо видно на рис. 5, в, где представлена фотография структуры упрочненного методом равноканального углового прессования композита А1-208п-17А13Бе после осадки его на 24 %. Видно, что после такого сжатия вытянутая форма и зерен матрицы, и агломератов практически восстановилась до равноосной. Это стало возможным из-за того, что ось сжатия образца (показано на рис. 6, а стрелками) практически совпала с осью вытяжки агломератов при равноканальном угловом прессовании, но направление осадки было противоположным. Легкое скольжение вдоль границ с оловом приводит к укорочению и утолщению вытянутых зерен матрицы, а также к формированию из растянутых агломератов образований с округлой формой. Тогда как осадка не содержащих агломераты образцов в том же направлении приводит не к укорочению, а к изгибанию
Рис. 7. Структура агломератов в композите Л1-20Бп-17Л13Бе, подвергнутом двукратному равноканально-му угловому прессованию по маршруту А
вытянутых зерен матрицы и формированию полос локализованной деформации (рис. 1, в, г).
Более высокая пластичность трехфазных композитов после однократного равноканального углового прессования по сравнению с двухфазными их аналогами обусловлена тем, что хотя агломераты и вытянулись в направлении течения матрицы, но все еще имели большие поперечные размеры (рис. 6) и эффективно препятствовали формированию и распространению полос локализованного течения, росту микротрещин. При этом сами агломераты имели возможность менять форму за счет проскальзывания твердых частиц Л13Бе вдоль разделяющих их оловянных прослоек. Такое свободное формоизменение агломератов без разрушения составляющих их частиц при равно-канальном угловом прессовании и других видах интенсивной деформации возможно до тех пор, пока частицы не начнут упираться друг в друга из-за утонения разделяющих их Бп прослоек.
При двукратном равноканальном угловом прессовании по маршруту А зерна матрицы вытянулись еще сильнее, чем после первого прессования. Вместе с ними вытягиванию подверглись и агломераты, и оловянные прослойки (рис. 6, б). При этом прослойки между деформируемыми зернами сильно утонились и начали расслаиваться, исчерпав свой ресурс пластичности. При осаживании образцов материал течет в направлении противоположном течению при равноканальном угловом прессовании. Однако тонкие зерна не укорачиваются и не расширяются при этом, подобно испытываемым на сжатие образцам, а начинают изгибаться как тонкие неустойчивые стержни. Расслои на границах стержней (зерен) превращаются в растущие трещины. Их распространению способствует и тот факт, что при повторном равноканальном угловом прессовании по
маршруту А крупные частицы Л13Бе растрескиваются под воздействием сжимающей их матрицы (рис. 7).
Трещины в частицах становятся концентраторами высоких напряжений, что дополнительно снижает пластичность композита. Поэтому кривая течения двукратно прессованного образца начинает снижаться уже после небольшой наложенной деформации (рис. 5, г). Наличие таких трещин в частицах и расслоев по границам оловянной фазы существенно ослабляет материал. Из-за этого двукратное и более прессование методом равноканального углового прессования спеченных композитов Л1-Бп с большим содержанием частиц хрупкой фазы следует осуществлять с наложением противодавления с целью повышения гидростатического давления и затекания пластичного материала в узкие трещины.
4. Заключение
Спекание смеси элементарных порошков Л1, Бп и Бе позволяет получать трехфазный алюмо-матричный композит с большим содержанием мягкой оловянной фазы и агломератов из мелких частиц Л13Бе, сцементированных оловом.
Агломераты являются прочными, но, благодаря содержащемуся в них олову, достаточно пластичными элементами структуры композитов, не разрушающимися при их деформации, но эффективно сдерживающими распространение полос локализованного течения и рост микротрещин. При этом на кривой течения композиционных образцов наблюдается длительная стадия деформации с нулевым коэффициентом деформационного упрочнения.
Агломераты незначительно меняют форму под влиянием обтекающей их Л1 матрицы при испытаниях композиционных образцов на сжатие, но подвержены пластической деформации при обработке образцов методом равноканального углового прессования.
Рассредоточение составляющих агломераты частиц и утонение зерен Л1 матрицы с одновременным их упрочнением в результате равноканального углового прессования ускоряет процесс формирования полос локализации деформации, сопровождающийся снижением напряжения течения дисперсно-упрочненных композитов системы Л1-Бп при последующем испытании их на сжатие.
Уплотнение спеченных композитов Л1-20Бп-17Л13Бе при температуре выше точки плавления олова и высоком давлении является эффективным
типом их обработки, позволяющим получать материал с оптимальным сочетанием механических свойств.
Финансирование
Работа выполнена в рамках государственного задания ИФПМ СО РАН, тема FWRW-2021-0006.
Литература
1. Podrabinnik P., Gershman I., Mironov A., Kuznetsova E., Peretyagin P. Tribochemical interaction of multicompo-nent aluminum alloys during sliding friction with steel // Lubricants. - 2020. - V. 8(3). - P. 24. - https://doi.org/ 10.3390/lubricants8030024
2. Mironov A.E., Gershman I.S., Gershman E.I. Influence of tin on the tribotechnical properties of complex antifriction aluminum alloys // J. Frict. Wear. - 2018. - V. 39. -P. 394-399. - https://doi.org/10.3103/S1068366618050100
3. Wang D., Wu X., Geo K., Wen S., Wu H., Qiu J., Wei W., Huang H., Zhou D., Nie Z. Study on the microstructure and wear behavior of Mg-containing Al-12Sn-4Si alloys // J. Mater. Res. Technol. - 2022. - V. 18. - P. 338351. - https://doi.org/10.1016/j.jmrt.2022.02.087
4. Zeng M.Q., Hu R.Z., Song K.Q., Dai L.Y., Lu Z.C. Enhancement of wear properties of ultrafine-structured Al-Sn alloy-embedded Sn nanoparticles through in situ synthesis // Tribol. Lett. - 2019. - V. 67. - P. 84. - https:// doi.org/10.1007/s11249-019-1195-2
5. Салита Д.С., Поляков В.В. Акустическая эмиссия при пластической деформации сплавов системы Pb-Sn // Физ. мезомех. - 2020. - Т. 23. - № 2. - С. 84-93. -https://doi.org/10.24411/1683-805X-2020-12009
6. Буше Н.А., Двоскина В.А., Раков К.М. Подшипники из алюминиевых сплавов. - М.: Транспорт, 1974.
7. Rusin N.M., Skorentsev A.L., Kolubaev E.A. Effect of equal channel angular pressing on mechanical and tribo-logical properties of sintered Al-Sn composites // J. Mater. Eng. Perform. - 2020. - V. 29. - P. 1955-1963. -https://doi.org/10.1007/s11665-020-04704-1
8. Rusin N.M., Skorentsev A.L., Gurskikh A.V. Effect of copper additives on mechanical and tribotechnical properties of sintered composites Al-Sn // Key Eng. Mater. -2016. - V. 685. - P. 295-299. - http://dx.doi.org/10. 4028/www.scientific.net/KEM.685.295
9. Савицкий А.П. Жидкофазное спекание систем с взаимодействующими компонентами. - Новосибирск: Наука. Сиб. отд., 1991.
10. Dogan M., Avci U. Investigation into hypo-eutectic, eutectic, and hyper-eutectic compositions of Al-xCu alloys produced by the powder metallurgy method // J. Mater. Eng. Perform. - 2023. - V. 32. — P. 5116-5127. -https://doi.org/10.1007/s11665-022-07783-4
11. Yilmaz T., Totik Y., Lule Senoz G., Bostan B. Microstructure evolution and wear properties of ECAP-treated Al-Zn-Mg alloy: Effect of route, temperature and number of passes // Mater. Today Commun. - 2022. - V. 33. -P. 104628. - https://doi.org/10.1016/j.mtcomm.2022. 104628
12. Divya S.P., Nagaraj M., Kesavamoorthy M, Sriniva-san S.A., Ravisankar B. Investigation on the effect of ECAP routes on the wear behavior of AA2014 // Trans. Indian Institute of Metals. - 2018. - V. 71. - P. 67-77. -https://doi.org/10.1007/s12666-017-1141-7
13. Kalashnikov I.E., Bolotova L.K., Kobeleva L.I., By-kovP.A., Kolmakov A.G., Mikheev R.S. Antifriction composite material based on alloy of Al-Sn system // Inorgan. Mater. Appl. Res. - 2021. - V. 12. - No. 3. - P. 750754. - https://doi.org/10.1134/S2075113321030151
14. Rusin N.M., Skorentsev A.L. Mechanical and tribological properties of sintered aluminum matrix Al-Sn composites reinforced with Al3Fe particles // Phys. Met. Metallogr. -2021. - V. 122. - P. 1248-1255. - https://doi.org/10. 1134/S0031918X21120085
15. Феодосьев В.И. Сопротивление материалов. - М.: Изд. МГТУ им. Н. Э. Баумана, 2010.
16. Kozlov E.V., Zhdanov A.N., Koneva N.A. Physics of grain boundary hardening for a wide range of grain sizes // Probl. Mater. Sci. - 2007. - V. 52. - P. 156-168.
17. Segal V.M. Materials processing by simple shear // Mater. Sci. Eng. A. - 1995. - V. 197. - P. 157-164. - https://doi. org/10.1016/0921-5093(95)09705-8
18. Егоров М.С., Егорова Р.В., Пустовойт В.Н., Баг-люк Г.А. Кинетика возникновения трещин в осаживаемых цилиндрических образцах // Вестник Донского гос. тех. универ. - 2017. - Т. 90. - С. 103-109. -https://doi.org/10.23947/1992-5980-2017-17-3-103-109
19. Liu Y., Yin F., Hu J., Li Z., Cheng S. Phase equilibria of Al-Fe-Sn ternary system // Trans. Nonferr. Met. Soc. China. - 2018. - V. 28. - P. 282-289. - https://doi.org/ 10.1016/S1003-6326(18)64661-8
20. Noskova N.I., Korshunov A.G., Korznikov A.V. Microstructure and tribological properties of Al-Sn, Al-Sn-Pb, and Sn-Sb-Cu alloys subjected to severe plastic deformation // Met. Sci. Heat Treatment. - 2008. - V. 50. -P. 593-599. - https://doi.org/10.1007/s11041-009-9104-1
Поступила в редакцию 25.02.2023 г., после доработки 06.06.2023 г., принята к публикации 07.06.2023 г.
Сведения об авторах
Русин Николай Мартемьянович, к.т.н., снс ИФПМ СО РАН, гшшпт@таД.га Скоренцев Александр Леонидович, к.т.н., нс ИФПМ СО РАН, skora1exan@mai1.ru Акимов Кирилл Олегович, к.т.н., мнс ИФПМ СО РАН, akimov_ko@ispms.ru
