CC BY
73
УДК 544.22
DOI: 10.20310/1810-0198-2016-21-3-1387-1391
РАСТВОРЕНИЕ ЧАСТИЦ ВТОРЫХ ФАЗ СПЛАВА СИСТЕМЫ Си-Сг^г В УСЛОВИЯХ РАВНОКАНАЛЬНОГО УГЛОВОГО ПРЕССОВАНИЯ
© И.А. Фаизов1*, Г.И. Рааб1*, С.Н. Фаизова1*, Д.А. Аксенов2*, Н.Г. Зарипов1*, Д.В. Гундеров2*, О.В. Голубев1*
1) Уфимский государственный авиационный технический университет, г. Уфа, Российская Федерация,
e-mail: yiafaiz@mail.ru 2) Институт молекул и кристаллов УНЦ РАН, г. Уфа, Российская Федерация
Исследована эволюция ансамбля частиц вторых фаз в сплаве од-юг-0^г-0,2а1 в ходе РКУП и последующего термического старения. Образцы сплава были предварительно закалены в воду после длительной выдержки при температуре 1050 °С. Совокупность данных о плотности распределения частиц в зависимости от размера, изменений электропроводности и приросте микротвердости в ходе старения свидетельствует о возрастании концентрации твердого раствора в ходе РКУП. Эти результаты могут свидетельствовать о протекании деформационно -индуцированного растворения частиц вторых фаз, наблюдаемого в условиях интенсивной пластической деформации в ряде многофазных систем.
Ключевые слова: ультрамелкозернистая структура; РКУП; медные сплавы; фазовые превращения; частицы.
Традиционная обработка дисперсионно-твердею-щих сплавов, направленная на получение максимальной прочности, включает три стадии. Твердораствор-ная обработка, т. е. быстрая закалка сплава после выдержки при предплавильной температуре, образует пересыщенный твердый раствор легирующих элементов. Далее следует холодная деформация сплава, вызывающая дислокационное упрочнение. Завершается обработка термическим старением - выдержкой при повышенной температуре, приводящей к распаду пересыщенного твердого раствора и выделению частиц вторых фаз, что увеличивает прочность сплава для счет дисперсного упрочнения [1]. В случае сплавов электротехнического назначения на основе меди на этой стадии обработки происходит восстановление электропроводности, которая существенно снижается в присутствии твердого раствора из-за искажения кристаллической решетки медной матрицы. В последние два десятилетия многочисленными исследованиями показано, что измельчение структуры материалов до субмикрометрических и нанометрических размеров методами интенсивной пластической деформации (ИПД) способно придать им уникальные сочетания механических свойств, труднодостижимые иными методами обработки [2-4]. В частности, с помощью равнока-нального углового прессования (РКУП) - метода ИПД, пригодного для обработки массивных заготовок, в медных сплавах можно сформировать ультрамелкозернистую (УМЗ) структуру, характеризующуюся высокой прочностью при сохранении достаточной пластичности. Таким образом, существует возможность получения конструкционных материалов с улучшенными свойствами путем использования ИПД для получения УМЗ структуры на стадии холодной деформации в описанной выше схеме обработки дисперсионно-твердеющих сплавов.
В литературе имеется обширный экспериментальный материал об аномальных фазовых превращениях, сопровождающих ИПД металлических сплавов. В частности, явление деформационно-индуцированного растворения частиц вторых фаз подробно изучено в сплавах на основе железа. При холодной ИПД легирующие элементы, такие как С, N № переходят из частиц вторых фаз в твердый раствор, причем его результирующая концентрация может быть выше равновесной насыщенной концентрации. Относительно механизма растворения в [4-8] предлагается следующая схема - на начальной стадии ИПД происходит, в основном, измельчение частиц, а на более развитой стадии с увеличением вклада «некристаллографических» механизмов деформации, сопровождающихся интенсивной генерацией вакансий, становится более эффективным отрыв и дрейф атомов в поле краевых дислокаций. Независимо от механизма, такие фазовые превращения характеризуются также аномально быстрой диффузией, которую, вероятно, можно объяснить генерацией избыточных вакансий и вкладом зерногранич-ной диффузии в УМЗ структуре с высокой относительной долей границ. В предлагаемой работе приводятся экспериментальные свидетельства растворения частиц вторых фаз сплава Cu-1Cr-0,7Zr-0,2Al в ходе РКУП обработки. Большинство известных результатов получено при очень интенсивных методах обработки (кручение на наковальнях Бриджмена, механическое сплавление и др.) и в системах, имеющих заметную равновесную концентрацию твердого раствора (ТР) при температуре эксперимента. РКУП дает относительно более низкую накопленную деформацию, что делает данный случай заметно отличающимся от изученных к настоящему времени, и его анализ представляет интерес для понимания механизмов аномальных превращений. Для дисперсионно-твердеющих сплавов,
к которым относится изучаемый, плотность и распределение частиц по размерам представляет особый интерес, поэтому при изучении растворения основное внимание было сосредоточено именно на этом аспекте.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ
В качестве материала исследования выбран низколегированный сплав Си-1Сг-0,77г-0,2А1 (% вес.). На начальном этапе проведена предварительная термообработка образцов - выдержка в течение 5 ч при температуре 1050 °С с целью растворения частиц вторичных фаз с последующей закалкой в воду для получения пересыщенного ТР. При этом происходит второй процесс - увеличение размера частиц вторых фаз, которые не растворяются при данной температуре. Скорее всего, это интерметаллидные соединения, образовавшиеся при литье данного сплава.
Часть образцов подвергали РКУП на оснастке с углом пересечения каналов 90° по маршруту Вс при комнатной температуре, количество проходов 8 [2; 9].
Далее проводили старение образцов 2 типов: с крупнозернистой (КЗ) структурой после закалки с 1050 °С и с ультрамелкозернистой (УМЗ) после закалки и РКУП при температурах 200, 300, 400, 450 и 500 °С в течение 10, 30 мин., а затем от 1 до 10 ч с шагом 1 ч.
Структурные исследования проводили методами оптической металлографии (ОМ), растровой и просвечивающей электронной микроскопии (РЭМ и ПЭМ) с использованием фольг и экстракционных реплик.
Для детального исследования изменения размеров и характера распределения частиц в ходе РКУП использовали метод экстракционных реплик. Авторы работы понимают, что, учитывая специфику отделения частиц от матрицы, оценка размера частиц и расстояние между ними носит полукачественный характер. Но учитывая большую статистику проведенных измерений не менее 1000 частиц для каждого состояния можно с достаточной уверенностью оценить характер изменения как размера частиц, так и расстояние между ними. Оценку индивидуального размера частиц проводили в двух взаимно перпендикулярных направлениях. Среднее расстояние между частицами в плоскости рассчитывали по формуле
L
где Б - площадь поверхности; N - количество частиц на площади.
Измерения микротвердости по Виккерсу (при нагрузке 100 г и выдержкой 10 с) проводили на микротвердомере М!сгоше1 5101. Электропроводность измеряли по вихретоковому прибору ВЭ27-НЦ с погрешностью 0,5 МСм/м.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Крупнозернистая структура сплава Си-1Сг-0,77г-0,2Л1 (% вес.) после выдержки в течение 5 ч при температуре 1050 °С с последующей закалкой в воду представлена на рис. 1а.
а)
"б)
Рис. 1. Микроструктура сплава Си-1%Сг-0,7%Л1-0,2%2г: а) после выдержки при 1050 °С в течение 5 ч (ОМ); б) после 8 проходов РКУП (РЭМ)
1а)
1б)
80
70
60
ä? 50
к £ 40
О а 30
20
10 V. Ж , , , , 11, , , ,
0 30 60 90 120 150 180 210
размер частиц, нм
2а)
0 30 60 90 120 150 180 210 нм размер частиц, нм
2б)
Рис. 2. Частицы вторых фаз в КЗ (1а) и УМЗ (1б) образцах. Распределение частиц по размерам для КЗ (2а) и УМЗ (2б) образцов
450°С
™ СМК
600 -1-1-1-1-1-1-1-1
0 1/6 1/2 1 2 3 4 5 10
время ТО, ч
Рис. 3. Зависимость микротведости от времени старения КЗ и УМЗ образцов сплава Cu-1%Cr-0,7%Al-0,2%Zr при температуре 450 °С
Средний размер зерен - 90 ± 4 мкм, размер крупных частиц, определенный методами оптической металлографии, - 4,0 ± 0,4 мкм. На рис. 2 показаны частицы вторых фаз, отделенные от матрицы (ПЭМ, экстракционные реплики). Распределение по размеру мелких частиц имеет бимодальный вид: пики соответствуют значениям 5 и 80 нм, а среднее расстояние между частицами - 300,0 ± 7,0 нм. По сравнению с отожженной технически чистой медью, электропроводность которой равна 92 ±1 % IACS, электропроводность сплава в состоянии после закалки - 42 ± 1 % IACS (International Annealed Copper Standard), что объясняется искажением решетки меди растворенными атомами легирующих элементов.
После 8 проходов РКУП структура сплава заметно измельчилась (рис. 1б): размер структурных составляющих уменьшился до 200,0 ± 5,0 нм.
В три раза увеличилась доля частиц в размерном диапазоне около 10 нм, но общее количество частиц уменьшилось - увеличилось расстояние между частицами до 340,0 ± 8,0 нм (рис. 1б, 2б). Возможно, что измельчение частиц происходит в результате механической фрагментации или разлома частиц. Если бы данный процесс был единственным, то расстояние между частицами заметно уменьшилось бы, но наблюдается обратное.
После РКУП электропроводность уменьшается до 32 ±1 % IACS. Вклад в электросопротивление таких дефектов как дислокации и границы зерен при комнатной температуре незначителен, что подтверждается тем, что электропроводность технически чистой меди, прошедшей аналогичную обработку - отжиг и РКУП, остается неизменной - 92 ± 1 % IACS.
Эти факты могут свидетельствовать о том, что в ходе РКУП в образцах сплава концентрация твердого раствора возросла по сравнению с той, что существовала после высокотемпературной термообработки. Вероятной причиной такого изменения концентрации ТР может быть процесс деформационно-индуциро-ванного растворения частиц вторых фаз.
С целью проверки высказанного предположения о деформационно-индуцированном растворении частиц вторых фаз было проведено сравнение прироста микротвердости за счет дисперсионного упрочнения в ходе термообработки, обеспечивающей распад твердого раствора (старение). Сравнение проводилось для 2 типов образцов при различных временах выдержки при различных температурах обработки. Под образцами 2 типов понимаются образцы в 2 различных состояниях сплава Cu-1Cr-0,7Zr-0,2Al. Первое - крупнозернистое
после выдержки при 1050 °С с последующей закалкой, второе - ультрамелкозернистое состояние, так же полученное вышеописанной высокотемпературной термообработкой в сочетании с обработкой РКУП. Образцы обоих типов отличаются размером структурных элементов медной матрицы, ансамблем частиц - размером частиц и расстоянием между ними, и, предположительно, концентрацией твердого раствора.
Измерения микротвердости в процессе термообработки при температурах от 200 до 500 °С показали, что увеличение микротвердости в образцах с УМЗ структурой (после РКУП) практически всегда происходит на значительно большие величины, чем в образцах с КЗ структурой. Максимальные значения микротвердости -2100 ± 40 МПа достигнуты при старении УМЗ образцов в течение 30 мин. при температуре 450 °С (рис. 3).
Прирост микротвердости составил 370 МПа для УМЗ образцов, в отличие от 20 МПа для КЗ образцов, что является дополнительным доказательством, что в условиях РКУП концентрация твердого раствора, полученного закалкой с предплавильной температуры 1050 °С, дополнительно увеличивается за счет дефор-мационно-индуцированного растворения частиц вторых фаз. Как следствие, распад твердого раствора с более высокой концентрацией легирующих элементов в медной матрице приводит к выделению большого количества плотно расположенных частиц вторых фаз: наиболее вероятный размер частиц приходится на диапазон 15-20 нм, а расстояние между ними уменьшилось более чем в два раза - 155,0 ± 3,5 нм.
Поскольку при термообработке происходит восстановление искажений кристаллической решетки, вызванное, прежде всего, растворенными атомами легирующих элементов, которые в процессе термостимули-рованного распада твердого раствора выделяются в виде мелких дисперсных упрочняющих частиц, в образцах обоих типов произошло восстановление электропроводности до одинаковых значений порядка 70 % IACS.
Таким образом, вся совокупность полученных экспериментальных данных - поведение ансамбля частиц вторых фаз, изменение электропроводности образцов сплава на различных стадиях обработки и величины прироста микротвердости вследствие дисперсного упрочнения - свидетельствует о повышении концентрации ТР в сплаве в ходе РКУП, которая может быть вызвана деформационно-индуцированным растворением частиц вторых фаз.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Осинцев О.Е., Федоров В.Н. Медь и медные сплавы. Отечественные и зарубежные марки, справочник. М.: Машиностроение, 2004.
2. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос, 2000.
3. Андриевский Р.А., Глезер А.М. Прочность наноструктур // УФН. 2009. Т. 179. C. 337-358.
4. Фаизова С.Н., Рааб Г.И., Зарипов Н.Г., Аксенов Д.А., Фаизов И.А. Физические аспекты формирования высокопрочного состояния дисперсионно--упрочняемых сплавов при интенсивной пластической деформации кручением // Физическая мезомеханика. 2015. Т. 4. № 18. С. 87-93.
5. Сагарадзе В.В., Шабашов В.А., Лапина Т.М. Низкотемпературное деформационное растворение интерметаллидных фаз Ni3Al (Ti, Si, Zr) в Fe-Ni сплавах с ГЦК решеткой // ФММ. 1994. Т. 78. № 6. С. 49-61.
6. Сагарадзе В.В., Морозов С.В., Шабашов В.А., Ромашев Л.Н., Кузнецов Р.И. Растворение сферических и пластинчатых интерме-таллидов в Fe-Ni-Ti аустенитных сплавах при холодной пластической деформации // ФММ. 1988. Т. 66. № 2. С. 328-338.
7. Шабашов В.А. Неравновесные диффузионные фазовые превращения и наноструктурирование при интенсивной холодной деформации // Вопросы материаловедения. 2008. № 3 (55). С. 169179.
8. Сагарадзе В.В. Диффузионные превращения с сталях при холодной деформации // МиТОМ. 2008. № 9. С. 19-27.
9. Сегал В.М., Резников В.И., Копылов В.И. и др. Процессы структу-рообразования металлов. Минск: Наука и техника, 1994. 231 с.
БЛАГОДАРНОСТИ:
1. Часть исследований проведены с использованием научного оборудования Центра коллективного пользования УГАТУ«Нанотех».
2. Изготовление образцов методом РКУП и исследование механических свойств выполнено за счет гранта Российского научного фонда (проект № 14-1901062) в ФГБОУ ВПО «Уфимский государственный авиационный технический университет», изучение структурных и фазовых превращений за счет проекта РФФИ № 16-08-01290 а.
Поступила в редакцию 27 апреля 2016 г.
UDC 544.22
DOI: 10.20310/1810-0198-2016-21-3-1387-1391
DISSOLUTION OF THE SECOND PARTICLES IN Cu-Cr-Zr ALLOY UPON THE EQUAL CHANNEL ANGULAR PRESSING
© I.A. Faizov1), G.I. Raab1), S.N. Faizova1), D.A. Aksenov2), N.G. Zaripov1), D.V. Gunderov2), O.V. Golubev1)
1)1 Ufa State Aviation Technical University, Ufa, Russian Federation, e-mail: iafaiz@mail.ru 2) Institute of Molecule and Crystal Physics Ufa Research Center of RAS, Ufa, Russian Federation
Evolution of the second phase particles ensemble in samples of Cu-lCr-0.7Zr-0.2Al alloy during the ECAP processing and a thermal aging was investigated. Preliminary, the samples were quenched in water after anneal of 5 h at 1050 °C. Analysis of experimental date on the particle distribution density, variations in the electrical conductivity and increase of microhardness after the thermal aging indicates the increase of the solid solution concentration in the course of the ECAP. This result implies the presence of the deformation-induced dissolution of the second phase particles which is observed in many multi-phase systems subjected to severe plastic deformation.
Key words: ultra-fine grained structure; ECAP; copper alloy; phase transformation; particles.
REFERENCES
1. Osintsev O.E., Fedorov V.N. Med i mednye splavy. Otechestvennye i zarubezhnye marki, spravochnik. Moscow, Mashinostroenie Publ., 2004.
2. Valiev R.Z., Aleksandrov I.V. Nanostrukturnye materialy, poluchennye intensivnoy plasticheskoy deformatsiey. Moscow, Logos, 2000.
3. Andrievskiy R.A., Glezer A.M. Prochnost' nanostruktur. Uspekhi fizicheskikh nauk - Physics-Uspekhi (Advances in Physical Sciences), 2009, vol. 179, pp. 337-358.
4. Faizova S.N., Raab G.I., Zaripov N.G., Aksenov D.A., Faizov I.A. Fizicheskie aspekty formirovaniya vysokoprochnogo sostoyaniya dispersionno-uprochnyaemykh splavov pri intensivnoy plasticheskoy deformatsii krucheniem. Fizicheskaya mezomekhanika - Physical Mesomechanics, 2015, vol. 4, no. 18, pp. 87-93.
5. Sagaradze V.V., Shabashov V.A., Lapina T.M. Nizkotemperaturnoe deformatsionnoe rastvorenie intermetallidnykh faz Ni3Al (Ti, Si, Zr) v Fe-Ni splavakh s GTsK reshetkoy. Fizika metallov i metallovedenie - The Physics of Metals and Metallography, 1994, vol. 78, no. 6, pp. 49-61.
6. Sagaradze V.V., Morozov S.V., Shabashov V.A., Romashev L.N., Kuznetsov R.I. Rastvorenie sfericheskikh i plastinchatykh intermetal-lidov v Fe-Ni-Ti austenitnykh splavakh pri kholodnoy plasticheskoy deformatsii. Fizika metallov i metallovedenie - The Physics of Metals and Metallography, 1988, vol. 66, no. 2, pp. 328-338.
7. Shabashov V.A. Neravnovesnye diffuzionnye fazovye prevrashcheniya i nanostrukturirovanie pri intensivnoy kholodnoy deformatsii. Voprosy materialovedeniya - Problems of Materials Science, 2008, no. 3 (55). S. 169-179.
8. Sagaradze V.V. Diffuzionnye prevrashcheniya s stalyakh pri kholodnoy deformatsii, Metallovedenie. Termicheskaya obrabotka metallov - Metal Science and Heat Treatment, 2008, no. 9, pp. 19-27.
9. Segal V.M., Reznikov V.I., Kopylov V.I. et al. Protsessy strukturoobrazovaniya metallov. Minsk, Nauka i tekhnika Publ., 1994. 231 p.
GRATITUDE:
1. A part of research is made with the use of scientific equipment Centre of collective use Ufa State Aviation Technical University "Nanotech"
2. The production of specimen by method of ECAE and research of mechanical features was made by grant of Russian Scientific Fund (project no. 14-19-01062) in FSBEI HPE "Ufa State Aviation Technical University", study of structural transformations at the expense of project of Russian Fund of Fundamental Research no. 16-08-01290 a.
Received 10 April 2016
Фаизов Ильшат Альбертович, Уфимский государственный авиационный технический университет, г. Уфа, Российская Федерация, инженер кафедры материаловедения и физики металлов, e-mail: iafaiz@mail.ru
Faizov Ilshat Albertovich, Ufa State Aviation Technical University, Ufa, Russia, Engineer of Materials Science and Metal Physics Department, e-mail: iafaiz@mail.ru
Рааб Георгий Иосифович, Уфимский государственный авиационный технический университет, г. Уфа, Российская Федерация, доктор технических наук, ведущий научный сотрудник ИФПМ при УГАТУ, e-mail: giraab@mail.ru
Raab Georgiy Iosifovich, Ufa State Aviation Technical University, Ufa, Russian Federation, Doctor of Technics, Leading Research Worker of Institute of Physics Advanced Materials under USATU, e-mail: giraab@mail.ru
Фаизова Светлана Никитична, Уфимский государственный авиационный технический университет, г. Уфа, Российская Федерация, кандидат физико-математических наук, доцент кафедры материаловедения и физики металлов, e-mail: snfaiz@mail.ru
Faizova Svetlana Nikitichna, Ufa State Aviation Technical University, Ufa, Russian Federation, Candidate of Physics and Mathematics, Associate Professor of Materials Science and Metal Physics Department, e-mail: snfaiz@mail.ru
Аксенов Денис Алексеевич, Институт молекул и кристаллов УНЦ РАН, г. Уфа, Российская Федерация, младший научный сотрудник лаборатории ФПиНМ, e-mail: spirit13@bk.ru
Aksenov Denis Alekseevich, Institute of Molecule and Crystal Physics Ufa Research Center of RAS, Ufa, Russian Federation, Junior Research Workerof Polymeric Physics and Nanostructure Materials Laboratory, e-mail: spirit13@bk.ru
Зарипов Наиль Гарифьянович, Уфимский государственный авиационный технический университет, г. Уфа, Российская Федерация, доктор технических наук, профессор, проректор по учебной работе, e-mail: nzaripov@mail.ru
Zaripov Nail Garifyanovich, Ufa State Aviation Technical University, Ufa, Russian Federation, Doctor of Technics, Professor, Provost for Scientific Work, e-mail: nzaripov@mail.ru
Гундеров Дмитрий Валерьевич, Институт молекул и кристаллов УНЦ РАН, г. Уфа, Российская Федерация, доктор физико-математических наук, зав. лабораторией ФПиНМ, e-mail: dimagun@mail.ru
Gunderov Dmitriy Valerevich, Institute of Molecule and Crystal Physics Ufa Research Center of RAS, Ufa, Russian Federation, Doctor of Physics and Mathematics, Head of Polymeric Physics and Nanostructure Materials Laboratory, e-mail: dimagun@mail.ru
Голубев Олег Вячеславович, Уфимский государственный авиационный технический университет, г. Уфа, Российская Федерация, кандидат технических наук, доцент кафедры НТ, e-mail: iafaiz@mail.ru
Golubev Oleg Vyacheslavovich, Ufa State Aviation Technical University, Ufa, Russian Federation, Candidate of Technics, Associate Professor of Nanotechnologies Department, e-mail: iafaiz@mail.ru
