CC BY
18
ЛИТЬЕ, КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ, ОБРАБОТКА ДАВЛЕНИЕМ, СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ЛЕГКИХ СПЛАВОВ
УДК 669.721.5
СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА СИСТЕМЫ Mg-Y-Gd-Zr ПОСЛЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ*
С. В. Добаткин, докт. техн. наук (e-mail: dobatkin@imet.ac.ru), Л.Л. Рохлин, докт. техн. наук, Т. В. Добаткина, канд. техн. наук, Е.А. Лукьянова, канд. техн. наук(ИМЕТим. А.А. Байкова РАН)
Изучены структура и свойства сплава Mg - 4,7 % Y - 4,6 % Gd - 0,3 % Zr после интенсивной пластической деформации методом кручения под гидростатическим давлением и последующего старения. Установлено, что интенсивная пластическая деформация кручением способствует формированию ультрамелкозернистой структуры и обеспечивает значительное упрочнение сплава по сравнению с не-деформированным состоянием. Деформация кручением под гидростатическим давлением при различных температурах - комнатной, 200 и 300 °С, показала, что с повышением температуры кручения эффект упрочнения уменьшается. Исследована термостабильность этого сплава после кручения под гидростатическим давлением и способность его упрочняться в процессе старения за счет распада пересыщенного твердого раствора на основе магния.
Ключевые слова: магниевый сплав, кручение под гидростатическим давлением, ультрамелкозернистая структура, старение, микротвердость, прочность, удельное электрическое сопротивление.
Structure and Mechanical Properties of a Mg-Y-Gd-Zr Alloy after Severe "(i*)-
Plastic Deformation. S.V. Dobatkin, L.L. Rokhlin, T.V. Dobatkina, E.A. Lukyanova.
Structure and properties of the Mg - 4,7 % Y - 4,6 % Gd - 0,3 % Zr alloy after severe plastic deformation by high pressure torsion and after subsequent ageing have been studied. It has been found that severe plastic deformation by high pressure torsion promots formation of an ultrafine grained structure and provides significant strengthening of the alloy as compared to an initial undeformed state. High pressure torsion at different temperatures (ambient, 200 and 300 °C) indicated that with increasing the deformation temperature the hardening effect was reduced. Thermal stability of the Mg -4,7 % Y - 4,6 % Gd - 0,3 % Zr alloy after high pressure torsion has been investigated. The ability of the alloy after high pressure torsion to harden additionally during ageing process due to decomposition of the magnesium supersaturated solid solution is shown.
Key words: magnesium alloy, high pressure torsion, ultrafine grained structure, ageing, microhardnes, strength, electrical resistivity.
Введение
Интерес к магниевым сплавам как к легким конструкционным материалам обусловлен со-
* Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (проект № 13-03-00564) и Минобрнауки РФ (Госконтракт № 14.А12.31.0001). Авторы выражают благодарность канд. техн. наук. М.Ю. Мурашкину за помощь в проведении ИПД и обсуждение результатов и канд. физ.-мат. наук. Н.Ю. Табачковой за проведение электронно-микроскопических исследований.
четанием малого удельного веса и сравнительно высокими прочностными свойствами. Высокая удельная прочность магниевых сплавов обеспечивает их применение в различных областях техники, где снижение веса имеет большое значение [1-4]. Кроме того, магний и продукты его коррозии имеют отличную биосовместимость, поэтому магниевые сплавы также находят широкое применение в области биоматериалов в качестве биорезорбируемых
имплантатов, таких как, например, стенты и пластины [2-4].
Известно, что легирование магния редкоземельными металлами (РЗМ), особенно различными их сочетаниями, позволяет значительно повышать его свойства [5]. В соответствии с этим в настоящее время ведутся широкие исследования магниевых сплавов с РЗМ с целью создания новых высокопрочных материалов .
Среди наиболее перспективных магниевых сплавов, содержащих РЗМ, являются сплавы типа Mg-Y-RE-Zr. К ним относятся промышленные сплавы WE43 и WE54 системы Mg-Y-Nd-Zr, а также разработанные высокопрочные сплавы системы Mg-Y-Gd-Zr, такие как Electron 675 компании Magnesium Elektron Ltd [6] и российский сплав ИМВ7-1 [7]. Сплавы Electron 675, содержащий ~ 14 % (Y + Gd + Zr), и ИМВ7-1 состава Mg-(5,0-6,5) % Y-(3,5-5,5) % Gd-0,7 % Zr имеют пределы прочности 410 и 435 МПа при пластичности 9 и 4,9 % соответственно [6-8]. Многие из сплавов типа Mg-Y-RE-Zr на сегодняшний день успешно проходят испытания в качестве биоматериалов [9-12].
Создание ультрамелкозернистой структуры считается эффективным способом достижения высоких прочностных характеристик магниевых сплавов. В последнее время несколько методов, основанных на интенсивной пластической деформации (ИПД) успешно позволяют получать ультрамелкозернистую (УМЗ) структуру, обеспечивающую дополнительное повышение механических свойств магниевых сплавов [13-22].
В настоящей работе изучено влияние ИПД методом кручения под гидростатическим давлением (КГД) [23, 24] на структуру и свойства магниевого сплава Mg - 4,7 % Y - 4,6 % Gd -0,3 % Zr.
Материал и методы исследования
Сплав Mg - 4,7 % Y - 4,6 % Gd - 0,3 % Zr (согласно данным химического анализа) был получен методом полунепрерывного литья. КГД осуществлялось на установке типа наковален Бриджмена на образцах диаметром 20 мм и толщиной 1 мм со скоростью деформирова-
ния 1 об/мин под давлением 6 ГПа с 10 оборотами при комнатной (~ 20 °С), 200 и 300 °С температурах. Перед кручением образцы подвергали гомогенизирующему отжигу при 510 °С в течение 4 ч с последующим охлаждением в воде .
Микротвердость по методу Виккерса измеряли на микротвердомере 401/402-MVD фирмы Instron Wolpert Wilson Instruments. Удельное электросопротивление сплава определяли при комнатной температуре с помощью микроомметра БСЗ-010-2. Электронно-микроскопическое исследование проводили на электронном микроскопе JEM-2100 (Jeol, Япония) с ускоряющим напряжением 200 кВ. Утонение образцов сплавов осуществляли ионной бомбардировкой на установке GATAN 600 unit. Механические испытания на растяжение проводили на машине Instron Micro Tester 5848 с усилием 200 кг при скорости деформирования 1 мм/мин на плоских образцах с размером рабочей зоны 5,75 х 2 х 0,8 мм. Вырезали образцы таким образом, чтобы их рабочая часть приходилась на середину радиуса образца после КГД.
Результаты исследования и обсуждение
Как известно, степень деформации при кручении определяется радиусом и толщиной образца: чем меньше толщина и больше радиус, тем больше степень деформации. При постоянной толщине образца, как в данном случае, степень деформации увеличивается с ростом расстояния от центра, что приводит к изменению структуры и свойств, то есть к неоднородности. В связи с этим изучали неоднородность значений микротвердости по диаметру образца на поверхности, соприкасающейся с неподвижной деформирующей штангой, и на поверхности, соприкасающейся с подвижной (вращающейся) деформирующей штангой. На рис. 1, а показано распределение средних значений микротвердости по диаметру образца после КГД при комнатной температуре. Видно, что микротвердость имеет максимальные значения у края образца и постепенно снижается по мере приближения к центру. Такое распределение микротвердости по диаметру образца коррелирует с зависимостью
И 1500
> К
1300
900
о
ч
§ 1100
н о а м к
3
мм 12
10 8642-
2
<\
> г-*- (1
ч Л
\
2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 Расстояние от края образца, мм а
1,10 1,16 1,23 1,29 1,35 1,41 1,48 1,54 1,60 ГПа
10 12 мм б
Рис. 1. Распределение микротвердости сплава Мд - 4,7% У - 4,6 % вс! - 0,3 % гг:
а - по диаметру образца на поверхности, соприкасающейся с подвижной (1) и неподвижной (2) штангами, после КГД при комнатной температуре; б - по площади образца после КГД при 200 °С (на поверхности, соприкасающейся с неподвижной штангой)
1600
< 1400 П
1200
К
Л
ост1000
ч р
т
о кр
и
800 -
600 -
400
Закалка КГД 510 °С 20 °С
КГД КГД 200 °С 300 °С
Рис. 2. Микротвердость сплава 4,7%> У - 4,6 % вс! - 0,3 % гг после закалки и КГД при различных температурах, а также после дополнительного упрочняющего старения:
■ - без старения; Щ - после старения 200 °С, 16 ч
величины деформации от расстояния до центра. Можно отметить, что значения микротвердости на поверхностях образца, соприкасающихся с подвижной и неподвижной штангами, в целом одинаковы, что свидетельствует о достаточно равномерной деформации по высоте. Только на краях поверхности образца, соприкасающейся с неподвижной деформирующей штангой, значения микротвердости несколько выше. Для образца, подвергнутого КГД при 200 °С, была построена карта распределения микротвердости площадью 13 х 13 мм, вписанная в образец диаметром 20 мм (рис. 1, б). Анализ значений микротвердости на карте также показал уменьшение значений от края к центру и достаточную симметрию распределения. В дальнейшем уровень микротвердости определяли на середине радиуса образцов.
Деформация кручением при различных температурах - комнатной, 200 и 300 °С, показала, что наибольшее упрочнение в сплаве 4,7 % У - 4,6 % вс! - 0,3 % достигается при 20 °С (рис. 2), а с ростом температуры кручения микротвердость несколько снижается, однако находится на более высоком уровне по сравнению с микротвердостью сплава, не подвергнутого КГД. Старение, как будет показано далее, за счет распада пересыщенного твердого раствора обеспечивает дополнительное упрочнение сплава.
Термостабильность сплава 4,7 %У -4,6 % вС - 0,3 % 7г после КГД при 200 °С оценивали методом измерения микротвердости в интервале температур от комнатной до 400 °С. Выдержка при каждой температуре составляла 1 ч. Изучение зависимости микротвердости сплава 4,7 % У - 4,6 % вС - 0,3 % 7г от температуры нагрева как без КГД, так и после него (рис. 3), выявило повышение значений микротвердости в интервале температур 100-200 °С. Можно предполагать, что упрочнение сплава в этом интервале температур происходит в результате распада пересыщенного твердого раствора на основе магния. Нагрев выше 250 °С приводит к снижению микротвердости, что, вероятно,связано с ростом зерен. После нагрева на температуру 250 °С, являющуюся наиболее высокой рабочей темпера-
0
1600
д 1400
> К
1200 -
2 1000 -
800 -
600
100 200 300 400
Температура нагрева, °С
Рис. 3. Влияние температуры нагрева на микротвердость сплава Мд - 4,7% У - 4,6 % вс! - 0,3 % гг:
1 - после КГД при 200 °С; 2 - без КГД
турой для магниевых сплавов, упрочнение, созданное КГД,сохраняется.
Поведение в процессе старения сплава 4,7 % У - 4,6 % вс! - 0,3 % после КГД при комнатной температуре изучали путем измерения микротвердости и удельного электросопротивления. Старение проводили при 175 и 200 °С с выдержками общей продолжительностью до 128 ч. Эти температуры являются обычными для старения магниевых сплавов [5]. Для сравнения свойств сплава, подвергнутого ИПД, совместно с ним старению подвергали сплав в исходном закаленном состоянии без КГД. На рис. 4 представлены результаты измерения микротвердости и удельного электросопротивления сплава 4,7% У-4,6 % вС-0,3 % 7г, подвергнутого КГД и без него. Как
а
С
> к
о
ч р
1800
1600
1400
1200
| 1000
800
г
175 °С
1 10 100 Время старения, ч
1800
1600
>" 1400' К
1200
1000
800
1 10 Время старения, ч б
100
о
н
л £
36
32
28
24
20
16
1 10 Время старения, ч в
100
36
32
28
см ° о
о
н
л
§
£
24
20
16
Время старения, ч г
Рис. 4. Влияние продолжительности старения сплава 4,7 % У — 4,6 % вс! — 0,3 % гг при температурах 175 (а, в) и200 °С (б, г) на микротвердость (а, б) и удельное электросопротивление (в, г):
1 - после КГД; 2 - исходное закаленное состояние без КГД
0
1
а
видно из полученных данных, сплав после ИПД способен упрочняться в процессе старения. Но обычно изменение микротвердости в процессе старения проходит через максимум: упрочнение за счет распада пересыщенного твердого раствора на основе магния (старение) сменяется последующим разупрочнением из-за роста выделившихся частиц (пере-старивание). В нашем случае у сплава отсутствует пик микротвердости, и он продолжает упрочняться на протяжении всего времени старения, достигая значений микротвердости 1600 МПа в состаренном после КГД состоянии. Из рис. 4 видно, что с увеличением времени старения удельное электросопротивление сплава уменьшается, свидетельствуя об обеднении пересыщенного магниевого твердого раствора иттрием и гадолинием. Изменения значений микротвердости и удельного электросопротивления с увеличением вре-
мени выдержки при 175 и 200 °С в общем одинаковы.
Электронно-микроскопический анализ сплава 4,7 % У - 4,6 % вС - 0,3 % 7г после КГД при комнатной температуре показал, что формируется неоднородная структура, состоящая из полос сдвига различного размера, двойников и областей наноразмерных зерен со средним размером 20-30 нм (рис. 5, а, б). Также имело место образование наноразмерных зерен внутри полос сдвига. Старение при 200 °С в течение 16 ч привело к формированию достаточно однородной структуры со средним размером зерна 50-60 нм (рис. 5, в). Упрочняющих частиц обнаружить не удалось, по-видимому, из-за их большой дисперсности. После КГД при 200 °С наблюдали неоднородную структуру с полосами сдвига и зернами размером 60-90 нм (рис. 5, г, д). После ста-
-
» Л -
1 ' V -
200 нм
1
в);
' м 1 * ^ * I ш
200 нм >
д
Рис. 5. Электронные микрофотографии и электронограммы структур сплава 4,7 % У — 4,6 % всС — 0,3 % гг:
а, б - после КГД при комнатной температуре; в - после КГД при комнатной температуре и последующего старения при 200 °С, 16 ч; г, д - после КГД при 200 °С; е - после КГД при 200 °С и последующего старения при 200 °С, 24 ч
а
в
г
е
Механические свойства сплава 4,7 % Y—4,6 % Gd—0,3 % Zr в закаленном и после КГД состояниях
Обработка сплава МПа ^0,2' МПа 8, % а s
Закалка 510 °С, 4 ч 280 185 18 1000
Закалка 510°С,4ч + 330 255 15 1220
старение 200 °С, 16 ч
КГД при 20 °С 150- 200* -
КГД при 200 °С 475 450 2,5 1340
КГД при 300 °С 375 335 5,5 1210
КГД при 20 °С + ста- - - - 1550
рение 200 °С, 16 ч
КГД при 200 °С + ста- - - - 1430
рение 200 °С, 24 ч
f Хрупкое разрушение в упругой области.
в упругой области. Старение исходного закаленного сплава увеличило прочность ств на 18 %, а микротвердость на 22 %. При этом пластичность немного уменьшилась. У сплава 4,7 % У -4,6 % вС - 0,3 % после КГД при 20 и 200 °С старение привело к повышению микротвердости на 11 и 7 % соответственно или на 55 и 43 % по сравнению с исходно закаленным состоянием.
Таким образом, нанокристаллическая структура сплава 4,7 % У - 4,6 % вС - 0,3 % 7г со средним размером зерна 85 нм, полученная при КГД под давлением 6 ГПа с 10 оборотами при температуре 200 °С, приводит к высокопрочному состоянию ств = 475 МПа при 8 = 2,5 %, а после старения, судя по повышению микротвердости, прочность может достигать значения 1 500 МПа.
рения наблюдали некоторый рост зерна со средним размером 130-150 нм (рис. 5, е).
В таблице приведены механические свойства сплава 4,7 % У - 4,6 % вС - 0,3 % 7г в закаленном и после КГД состояниях. Сплав в исходном состоянии после закалки с температуры 510 °С имеет прочность ств = 280 МПа при удлинении 18 %. После КГД при комнатной температуре все образцы разрушились хрупко в упругой области. При температуре КГД 200 °С наблюдали сильное упрочнение до ств = 475 МПа, но при этом пластичность уменьшилась в 7 раз до 8 = 2,5 %. С ростом температуры КГД до 300 °С несколько уменьшилась прочность до ств = 375 МПа при некотором увеличении пластичности 8 = 5,5 % по сравнению с КГД при 200 °С. Старение сплава 4,7 % У - 4,6 % вС - 0,3 % 7г после КГД при 20 и 200 °С проводили при 200 °С в течение 16-24 ч. Образцы после КГД и старения при испытаниях на растяжение разрушились хрупко
Выводы
1. После интенсивной пластической деформации кручением под гидростатическим давлением при 20 и 200 °С в сплаве 4,7 % У -
4.6 % вС - 0,3 % 7г формируется нано- и субмикрокристаллическая структура с размером зерен 60 и 85 нм соответственно.
2. Методами измерения удельного электросопротивления и микротвердости показана возможность упрочнения за счет распада пересыщенного магниевого твердого раствора при старении сплава 4,7 % У - 4,6 % вС -0,3% 7г после КГД в интервале температур 175-200 °С. Максимальное упрочнение при старении достигается после выдержки 16 ч.
3. Нанокристаллическая структура сплава
4.7 % У - 4,6 % вС - 0,3 % 7г со средним размером зерна 85 нм, полученная при КГД под давлением 6 ГПа с 10 оборотами при температуре 200 °С, приводит к высокопрочному состоянию ств = 475 МПа при 8 = 2,5 %.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Рохлин Л.Л. Использование магниевых сплавов в различных областях техники // В сб.: Магниевые сплавы для современной техники. - M.: Наука, 1992. С. 8-14.
2. Watarai H. Trend of Research and Development for Magnesium Alloys - Reducing the Weight of Structural Materials in Motor Vehicles // Science and
Technology Trend: Quarterly Review. 2006. № 18. P. 84-97.
3. Eliezer D., Aghion E., Froes (SAM) F.H. Magnesium Science, Technology and Applications // Advanced Performance Materials. 1998. № 5. P. 201-212.
4. Mordike B.L., Ebert T. Magnesium properties — applications - potential // Materials Science and Engineering. A302. 2001. P. 37-45.
5. Rokhlin L.L. Magnesium Alloys Containing Rare Earth Metals. Taylor and Francis, London - NewYork, 2003. - 245 p.
6. Twier A.M., Robson J.В., Lorimer G.W., Rogers P. Texture Development in the Extruded MagnesiumYttrium-Gadolinium Alloy Electron 675, Magnesium // 8th International Conference on Magnesium Alloys and their Applications. DGM, Wiley-VCH GmbH & Co. KGaA, Weimar, Germany, 2009. Р. 484-490.
7. А. с. 1010880 СССР, МПК С22С23/06. Сплав на основе магния / Дриц М.Е., Рохлин Л.Л., Никитина Н.И., Гурьев И.И., Миклина Н.В., Дианова Т.М., Власова Т.А., Сиулина Н.А., Альтман М.Б., Бляб-лин А.А., Волкова Е.Ф. - № 3342275/0208; заявл. 25.09.81; опубл. 20.10.97. Бюл. № 29. Ч. 2.
8. Рохлин Л.Л., Никитина Н.И., Тарытина И.Е. Исследование свойств высокопрочного магниевого сплава системы Mg-Y-Gd-Zr // Металловедение и термическая обработка металлов. 2010. № 12. С. 15-18.
9. Gu X.N., Zhou W.R., Zheng Y.F., Cheng Y., Wei S.C., Zhong S.P., Xi T.F., Chen L.J. Corrosion fatigue behaviors of two biomedical Mg alloys -AZ91D and WE43 - in simulated body fluid // Acta Biomaterialia. 2010. V. 6 (12). P. 4605-4613.
10. Hermawan H., Dub D., Mantovani D. Developments in metallic biodegradable stents // Acta Biomaterialia. 2010. V. 6 (5). P. 1693-1697.
11. Klocke F., Schwade M., Klinka A., Kopp A. EDM machining capabilities of magnesium (Mg) alloy WE43 for medical applications // Procedia Engineering. 2011. V. 19. P. 190-195.
12. Hanzi A.C., Gunde P., Schinhammer M., Uggo-witzer P.J. On the biodegradation performance of an Mg-Y-RE alloy with various surface conditions in simulated body fluid // Acta Biomaterialia. 2009. V. 5 (1). P. 162-171.
13. Yamashita A., Horita Z., Langdon T.G. Improving the mechanical properties of magnesium and a magnesium alloy through severe plastic deformation // Materials Science and Engineering. A 300. 2001. P. 147.
14. Agnew S.R., Horton J.A., Lillo T.M. et. al. Enhanced ductility in strongly textured magnesium pro-
duced by equal channel angular processing // Scripta Materialia. 2004. V. 50. P. 377-381.
15. Lapovok R., Thomson P.F., Cottam R. The effect of grain refinement by warm equal channel angular extrusion on room temperature twinning in magnesium alloy ZK60 // Journal of Materials Science. 2005. V. 40. P. 1699-1708.
16. Xia K., Wang J.T., Wu X. et al. Equal channel angular pressing of magnesium alloy AZ31 // Materials Science and Engineering A. 2005. V. 410-411. P. 324-327.
17. Rokhlin L.L., Dobatkin S.V., Dobatkina T.V., Nikitina N.I., Popov M.V. Effect of Severe Plastic Deformation on the Structure and Properties of the Age-Hardenable Mg-Sm Alloys // Materials Science Forum. 2006. V. 503-504. P. 961-966.
18. Dobatkin S.V., Estrin Y., Rokhlin L.L., Popov M.V., Lavopok R., Dobatkina T.V., Timofeev V.N., Nikitina N.I. Structure and Properties of Mg-Al-Ca Alloy after Severe Plastic Deformation // Materials Science Forum. 2008. V. 584-586. P. 559-564.
19. Figueiredo R.B., Langdon T.G. Principles of grain refinement in magnesium alloys processed by equal-channel angular pressing // Journal of Materials Science. 2009. V. 44. P. 4758-4762.
20. Serebryany V.N., Dobatkin S.V. The role of structure and texture factors in the ductility and deforma-bility improving of magnesium alloys subjected to ECAP // Materials Science Forum. 2012. V. 702-703. P. 119-122.
21. Zhang F., Zhang K., Tan C., Yu X., Ma H., Wang F.,
Cai H. Microstructure and mechanical properties of Mg-Gd-Y-Zr alloy processed by equal channel angular pressing // Trans. Nonferrous Met. Soc. China. 2011. V. 21. P. 2140-2146.
22. Yang H.J., An X.H., Shao X.H., Yang X.M., Li S.X., Wu S.D., Zhang Z.F. Enhancing strength and ductility of Mg-12Gd-3Y-0.5Zr alloy by forming a bi- ultrafine microstructure // Materials Science and Engineering A. 2011. V. 528. P. 4300-4311.
23. Bridgman P.W. On Torsion Combined with Compression // J. Appl Phys. 1943. V. 14. P. 273-283.
24. Zhilyaev A.P., Langdon T.G. Using high-pressure torsion for metal processing: Fundamentals and applications // Prog. Mater. Sci. 2008. V. 53. P. 893-979.
