CC BY
20
УДК 669
Влияние малой добавки алюминия на особенности и механизмы сверхпластической деформации сплава ^-Zn с микродуплексной структурой
О.А. Яковцева1, П.К. Кабойи1, А.В. Иржак1'2, А.В. Михайловская1
1 Национальный исследовательский технологический университет МИСИС, Москва, 119049, Россия
2 Институт проблем технологии микроэлектроники и особочистых материалов РАН, Черноголовка, 142432, Россия
Значительная остаточная пористость в латунях, подвергнутых сверхпластической деформации, несет риск снижения механических характеристик. Многокомпонентные латуни демонстрируют меньшую остаточную пористость, что связывают с уменьшением размера зерен и облегчением работы механизмов, аккомодирующих зернограничное скольжение. В работе представлено сравнение эволюции микроструктуры предварительно полированной поверхности и объема образцов на установившейся стадии сверхпластической деформации двойной латуни и латуни с малой добавкой алюминия. После сверхпластической деформации в зернах а-фазы обоих сплавов выявлены скопления дислокаций и дислокационные стенки, свидетельствующие о действии механизма дислокационной ползучести. Показано, что алюминий снижает вклад зернограничного скольжения по межфазным границам с ~75 до ~30 % и приводит к локализации деформации в области р-фазы с формированием зерен размерами менее ~300 нм в результате действия динамической рекристаллизации. Легирование 0.4 % Al позволяет на 20 % снизить напряжение течения, в 1.5 раза увеличить относительное удлинение и в 3 раза уменьшить долю остаточной пористости, что приводит к существенно меньшей потере прочностных характеристик образцов, подвергнутых сверхпластической деформации при комнатной температуре.
Ключевые слова: латунь, механизмы сверхпластической деформации, зернограничное скольжение, внутризеренное дислокационное скольжение, диффузия
DOI 10.55652/1683-805X_2023_26_3_62
Influence of minor aluminum addition on the superplastic deformation of a microduplex Cu-Zn alloy
O A. Yakovtseva1, P.K. Kaboyi1, A.V. Irzhak1,2, and A.V. Mikhailovskaya1
1 MISIS University of Science and Technology, Moscow, 119049, Russia
2 Institute of Microelectronics Technology and High-Purity Materials RAS, Chernogolovka, 142432, Russia
High residual porosity in superplastically deformed brass carries the risk of reducing the mechanical properties. Multicomponent brasses demonstrate lower residual porosity, associated with a lower grain size and more effective accommodation mechanisms of grain boundary sliding. In this paper, a comparison is made of microstructural evolution in the prepolished surface and in the bulk of duplex brass samples and brass samples with minor aluminum addition during steady-state superplastic deformation. After superplastic deformation, dislocation clusters and dislocation walls are revealed in the а-grains of both alloys, indicating the activation of the dislocation creep mechanism. It is shown that aluminum reduces the contribution of grain boundary sliding along the phase boundaries from ~75 to ~30% and causes strain localization in the р-phase region with the formation of less than ~300-nm grains as a result of dynamic recrystallization. Alloying with 0.4% Al reduces the flow stress by 20%, increases the relative elongation by a factor of 1.5, and decreases the amount of residual porosity by a factor of 3. This leads to a much lower loss of strength in superplastical-ly deformed specimens at room temperature.
Keywords: brass, superplastic deformation mechanisms, grain boundary sliding, intragranular dislocation slip, diffusion
© Яковцева О.А., ^бойи П.К., Иржак А.В., Михайловская А.В., 2023
1. Введение
При сверхпластической деформации наблюдаются две важные микроструктурные особенности, рост зерна и развитие пористости, определяющие конечные свойства сплавов [1-3]. Интенсивное порообразование выявлено в латунях [4-6] и сплавах на основе алюминия [7-10]. Исключением являются титановые сплавы с дуплексной структурой, в которых остаточная пористость незначительна [8, 11-13]. Развитие пористости в ла-тунях при сверхпластическом течении приводит к снижению механических характеристик, что сильно ограничивает практическое применение данной группы сплавов для сверхпластической формовки [14, 15]. Для уменьшения доли остаточной пористости, а следовательно, для улучшения эксплуатационных характеристик изделий, полученных сверхпластической формовкой, необходимо понимать закономерности порообразования и факторы, влияющие на его развитие.
Выделяют несколько причин зарождения пор и их роста при сверхпластическом течении. Появление микронесплошностей является следствием зернограничного скольжения [7, 16-18]. Дислокационная и диффузионная ползучесть, являясь аккомодационными механизмами, позволяют частично «залечивать» поры, перестраивая форму зерен [19-23]. Согласно [24], в а/р-латуни с равной объемной долей двух фаз скорость скольжения на границах а/р, где появляются поры, примерно в 1.5 раза выше, чем на границах а/а, и в 2.5 раза больше, чем на границах р/р. В а/р-латуни с 40 мас. % Zn доля микронесплошностей увеличивалась с увеличением напряжения, т.е. с увеличением скорости и понижением температуры деформации [25, 26]. Поры были обнаружены в тройных стыках и на границах зерен, вероятно, из-за локального роста уровня напряжений в указанных областях. С уменьшением размера зерен уменьшаются напряжения при деформации [27], облегчаются зернограничное скольжение и механизмы его аккомодации, в результате снижается остаточная пористость. Поры, зародившиеся на межфазных и межзеренных границах, могут расти за счет процессов, контролируемых движением дислокаций и/или диффузией [28-32]. Значительный динамический рост зерен при сверхпластической деформации, наблюдаемый в двухком-понентных латунях [33, 34], затрудняет зерногра-ничное скольжение и его аккомодацию, что ускоряет порообразование.
Дополнительное легирование элементами, сдерживающими динамический рост зерен за счет формирования дисперсных частиц, например железо в латуни, обеспечивает уменьшение доли остаточной пористости и закономерный рост относительного удлинения [35]. Однако влияние частиц вторых фаз не столь однозначно. Авторы [36] полагают, что в алюминиевых сплавах когерентные матрице наноразмерные дисперсоиды L12 фазы, сдерживающие рост зерна и обеспечивающие состояние сверхпластичности, инициируют порообразование. Крупные некогерентные частицы неправильной формы, в том числе расположенные на границах зерен, считаются потенциальными зародышами пор и приводят к уменьшению относительного удлинения [31, 37]. Крупные частицы второй фазы околосферической формы, наоборот, способны обеспечить однородную структуру и высокоскоростную сверхпластичность сплавов без роста остаточной пористости [38]. Растворимые элементы, образующие твердые растворы на базе металлов или соединений, также способны влиять на порообразование и показатели сверхпластичности [9, 39, 40]. Алюминий значительно улучшает показатели сверхпластичности латуни, а Cu-Al двухфазные бронзы демонстрируют рекордные значения относительного удлинения до 5500 % [41]. Добавка 0.5-2.0 % Al в латуни несущественно уменьшает размер зерна, при этом значительно снижает остаточную пористость и приводит к росту относительного удлинения [33, 35]. По данным [42], благодаря динамической рекристаллизации при сверхпластической деформации Р-фаза при легировании 1 % Al приобретает ультрамелкозернистую структуру, что может активировать зернограничное скольжение на границах р/р и обеспечить снижение остаточной пористости. По данным [33], на начальной стадии деформации (е < 0.5) в сплаве с 1 % Al, по сравнению с двойной латунью, регистрируемый вклад зернограничного скольжения в общее удлинение образца снижается в 2 раза. Вклады действующих механизмов могут зависеть от степени деформации и зернограничное скольжение может обеспечивать больший вклад на стадии установившегося течения [43-46]. Кроме того, в латуни с 1% Al деформация локализуется в областях р-фазы с ОЦК-решеткой, механизм деформации которой не очевиден и вклад в общую деформацию не учтен. Цель данной работы заключается в сравнении микроструктурных изме-
нений и вкладов действующих механизмов на стадии установившегося течения в двухфазной двойной латуни и латуни с малой добавкой 0.4 мас. % алюминия.
2. Методика экспериментов
Были исследованы холоднокатанные листы толщиной 1.1 мм двойной латуни Cu-40 мас. % Zn и латуни с малой добавкой алюминия Си-37.2 мас. % Zn-0.4 мас. % Al с равным коэффициентом эквивалентности Гийе. Микроструктурный анализ проводили с помощью сканирующего электронного микроскопа TESCAN Vega 3 LMN. Образцы, вырезанные вдоль направления прокатки, готовили механической шлифовкой на шлифовальной бумаге с карбидом кремния разной дисперсности в качестве абразива и полировкой на сукне c добавлением суспензии на основе оксида кремния при помощи установки Srtuers LaboPol-5. В качестве окончательной обработки применяли электролитическую полировку в растворе разбавленной ортофосфорной кислоты (плотность 1.2 г/см3) в течение 5 с при напряжении 35 В.
Объемную долю пор определяли с помощью программы AxioVision 4.5 по доле площади, занятой порами на шлифе. Объемную долю а- и Р-фаз и средний размер зерен определяли методом случайных секущих.
Для определения показателей сверхпластичности использовали пятикратные пропорциональные образцы с расчетной длиной рабочей части 14 мм, шириной 6 мм и толщиной 1.1 мм согласно методическим рекомендациям МР 252-31-86 (ВИЛС). Образцы вырезали вдоль направления прокатки. Испытания на растяжение проводили при температуре 550 °С и скорости деформации 1 • 10-3 с-1 на универсальной испытательной машине Walter Bai LFM-100 с программным регулированием скорости перемещения траверсы. Для предотвращения значительного окисления поверхности в процессе нагрева и деформации образец обдували аргоном (марка 5.5, 99.9995 %). Показатель скоростной чувствительности напряжения течения m определяли согласно стандарту ASTM-E2448-11.
Образцы обоих сплавов предварительно растягивали на 100 % (е = 0.69) для исследования вкладов действующих механизмов сверхпластической деформации на установившейся стадии. Далее образцы подвергали полировке и при помощи фоку-
сированного ионного пучка на микроскопе с STRATA FIB-205 наносили маркерные сетки. Маркерные сетки имели размер 100 х 100 мкм с шагом 10 мкм и размер 10 х 100 мкм с шагом 2.5 мкм. Глубина линий составляла 0.2 мкм. Анализировали эволюцию структуры поверхности образцов в области маркерных сеток при сверхпластическом течении. Деформацию рассчитывали по изменению расстояния между крайними маркерными линиями сеток. Вклад зерногранич-ного скольжения оценивали путем измерения величины смещения линий сетки в точках пересечения границ зерен/фаз [47]. Внутризеренную деформацию оценивали по увеличению при деформации расстояния между маркерными линиями, идентифицированными в пределах одного зерна. Методика анализа вкладов действующих механизмов в общее удлинение образца представлена в работе [48].
Механические свойства латуни при комнатной температуре анализировали по результатам испытаний на одноосное растяжение на универсальной испытательной машине Zwick Z250 согласно ГОСТ 1497-84. Для испытаний использовали образцы с расчетной длиной рабочей части 25 мм, шириной 6 мм. Образцы вырезали из отожженного при 550 °С в течение 40 мин листа и из заготовки, деформированной на 100 % (е = 0.69) при температуре 550 °С и постоянной скорости деформации 1 • 10-3 с-1.
3. Результаты и их обсуждение
Для двухфазных латуней оптимальная температура и скорость сверхпластической деформации составляют ~550 °С и 1 • 10-3 с-1 соответственно [33]. При данной температуре соотношение фаз a/ß ~ 1/1, что обеспечивает наибольшую стабильность зерен сплавов с дуплексной структурой и наиболее устойчивое течение при сверхпластической деформации [6]. Скорость 1 • 10-3 с-1 соответствует наибольшим значениям показателя скоростной чувствительности напряжения течения т. При заданных температурно-скоростных условиях деформации латунь с 0.4 % Al демонстрировала меньшие напряжения течения (рис. 1, а) и большие значения относительного удлинения до разрушения, 460 ± 30 % против 300 ± 40 %. На стадии установившегося течения в интервале значений деформации 0.2-1.2 показатель скоростной чувствительности т варьировался от 0.48 до 0.57 и слабо зависел от состава сплава (рис. 1, б).
Рис. 1. Зависимость напряжение-деформация при растяжении с постоянной скоростью деформации 1 • 10-3 с-1 (а) и зависимости напряжения и показателя скоростной чувствительности при испытаниях со скачковым увеличением скорости на 20 % относительно номинального значения 1 • 10-3 с-1 (б) для сплавов Си-40 % 2п и Си-37.2 % 2п-0.4 % А1; температура 550 °С (цветной в онлайн-версии)
Средний размер зерна перед началом деформации составил 8± 2 мкм в двойной латуни (рис. 2, а) и 7± 1 мкм в латуни с алюминием (рис. 2, в). В процессе деформации соотношение фаз сохранялось близким 1/1, с долей а-фазы 53 ± 5 % в Си-2п сплаве и 49 ± 5 % в Си-2п-А1. После деформации 1.35 размер зерен а-фазы варьировался в интервале от 3 до 12 мкм в обоих сплавах (рис. 2, б, д). Существенных различий в размере зерен и соотношении фаз сплавов с 0.4 % А1 и без него не выявили.
Остаточная пористость не превысила 0.6 % в обоих сплавах после деформации 0.69. Объемная доля пор увеличилась до 4.4 ± 0.6 % в двойной латуни (рис. 2, в) и до 1.2 ± 0.4 % в латуни с алюминием (рис. 2, е) после деформации 1.35. Малая добавка алюминия привела к уменьшению объемной доли остаточной пористости в латуни в несколько раз.
Эволюция структуры поверхности образцов с маркерными линиями при сверхпластической деформации в интервале ~0.69-1.36 представлена
Рис. 2. Микроструктура сплавов Си-40 % 2п (а, б) и Си-37.2 % 2п-0.4 % А1 (в, г) перед началом деформации (а, в) и после деформации е = 1.35 со скоростью 1 • 10-3 с-1 при температуре 550 °С (б, г)
Деформация
Рис. 3. Эволюция структуры поверхности в области маркерной сетки образцов сплавов Си-40 % 2п (а-в) и Си-37.2 % 2п-0.4 % А1 (г-е) при сверхпластической деформации с постоянной скоростью 1 • 10-3 с-1 при температуре 550 °С; деформация от 0.69 до 1.27 в двойной латуни и до 1.36 в латуни с алюминием: е = 0.69 + 0.24 (а), 0.69 + 0.37 (б), 0.69 + 0.58 (в), 0.69 + 0.27 (г), 0.69 + 0.55 (д), 0.69 + 0.67 (е)
на рис. 3 и 4. Из-за разного содержания цинка в а-и в-фазах энергодисперсионный анализ позволил идентифицировать области, принадлежащие разным фазам (рис. 4, в-фаза окрашена в голубой цвет).
В результате деформации наблюдаются смещение линий сетки по границам зерен (выделено пунктирными линиями на рис. 3) и развороты зерен (обозначены стрелками на рис. 3). Зерногра-ничные смещения на а/в границах и максималь-
ный угол разворота зерен в двойной латуни больше, чем в латуни с добавкой алюминия. Отличительной особенностью двойной латуни является развитие вдоль межфазных границ несплошнос-тей, размер которых увеличивается с увеличением деформации (темные участки на рис. 3, а-в). Скольжение зерен а-фазы, обозначенных буквами А, В, С, Д с прослойкой в-фазы между ними и смещения на их границах можно проследить (пунктирная линия на рис. 3, а-в). После дефор-
Рис. 4. Карты распределения элементов (меди и цинка) на поверхности образцов сплавов Си-40 % 2п (а, в) и Си-37.2 % 2п-0.4 % А1 (б, г) в области маркерной сетки; исходное состояние после предварительной деформации 0.69 (а, б) и после деформации образца с сеткой на 0.58-0.55 (в, г) (цветной в онлайн-версии)
Таблица 1. Вклады действующих механизмов сверхпластической деформации на стадии устойчивого течения
Образцы Деформация e Зернограничное скольжение по а/р и а/а Внутризеренная деформация а-фазы Максимальный угол разворота зерен а-фазы
e Средний вклад узге, % e Средний вклад Увдс, %
0.69 + 0.24 0.18 ± 0.02 75 0.005 ± 0.002 2 5°
Cu-40 % Zn 0.69 + 0.37 0.23 ± 0.03 63 0.044 ± 0.001 12 15°
0.69 + 0.58 0.34 ± 0.02 59 0.121 ± 0.004 18 40°
0.69 + 0.27 0.10 ± 0.02 37 0.017 ± 0.003 4 2°
Си-37.2 % Zn-0.4 % Al 0.69 + 0.55 0.18 ± 0.03 33 0.078 ± 0.002 14 7°
0.69 + 0.67 - - 0.122 ± 0.002 18 15°
мации 0.24-0.37 зерна смещались относительно друг друга, но сохраняли соседей, а при 0.58 произошла смена соседей зерен в результате существенной зернограничной деформации. Отметим, что деформация в областях Р-фазы неоднородна, часть зерен сохранила морфологию и линии сетки даже при значительной деформации (зерно Х на рис. 3, а-в), другие сильно деформировались, что привело к полному размытию линий сетки (зерно Y на рис. 3, а-в).
В латуни с малой добавкой алюминия морфология поверхности качественно отличалась. После деформации 0.27 наблюдали искривление линий сетки без значительных сдвигов по границам зерен. При увеличении степени деформации линии сетки полностью размывались в областях богатых цинком, т.е. деформация локализовалась в Р-фазе. Признаков пористости практически не наблюдали.
Результаты количественного анализа межзе-ренной деформации по границам а/р и а/а и внут-ризеренной деформации в области а-фазы представлены в табл. 1. Линии сетки в области Р-фазы размывались частично в двойной латуни и практически полностью в латуни с алюминием. В результате определить вклад внутризеренной деформации, локализованной в Р-фазе, затруднительно. Средний вклад зернограничного скольжения в общую деформацию образца в двойной латуни доходил до 60-75 %, тогда как в сплаве с 0.4 % Al вклад зернограничного скольжения по границам зерен а/р и а/а составил ~30-40 %. В теле зерен а-фазы выявлены признаки внутризерен-ной деформации, вклад которой увеличивался с увеличением степени деформации, но в среднем не превышал 18 % в обоих сплавах.
После 40 мин отжига при 550 °С (рис. 5, а, б), соответствующего по времени выдержке в печи и
деформации 0.69, микроструктура сплавов была представлена крупными зернами а- и р-фаз размером несколько микрометров, с отдельными дислокациями в теле зерен и двойниками в а-фа-зе. После 200 % деформации (е = 1.1) в р-фазе формировалось более мелкое зерно по сравнению отожженным состоянием, о чем говорит элект-ронограмма с участков Р-фазы (рис. 5, г, д). Размер фрагментов структуры в Р-фазе варьировался в интервале 200-500 нм в двойной латуни (рис. 5, г) и 30-300 нм в латуни с 0.4 % А1 (рис. 5, д, и). Аналогичные микроструктурные изменения в процессе сверхпластической деформации, свидетельствующие о динамической рекристаллизации в Р-фазе, наблюдали в сплаве с большим содержанием алюминия [42]. В теле зерен а-фазы после сверхпластической деформации обнаружили дислокационные скопления, в том числе стенки из дислокаций (рис. 5, ж, з). Дислокационная структура подтверждает действие механизма дислокационной ползучести, вероятно, выполняющего аккомодационную функцию.
Отметим, что в обеих латунях при охлаждении от температуры отжига (или сверхпластической деформации) до комнатной температуры в области температур 454-457 °С в Р-фазе происходит упорядочение с формированием малопластичной Р'-фазы с типом структуры С8С1, что подтверждает характерный для антифазных границ дифракционный контраст (рис. 5, в, е). При этом во время сверхпластической деформации при 550 °С в равновесии находятся а-фаза и неупорядоченная пластичная Р-фаза, т.е. упорядочение не влияет на процесс сверхпластической деформации.
За счет твердорастворного упрочнения малая добавка алюминия закономерно приводит к росту прочностных характеристик как в отожженном состоянии, так и после 100 % сверхпластической
Рис. 5. Микроструктура сплава Си-40 % 2п (а, г, ж) и Си-37.2 % 2п-0.4 % А1 (б, в, д, е, з, и) после 40 мин отжига (а-в) и деформации 1.1 с постоянной скоростью 1 • 10-3 с-1 при температуре 550 °С (г-и); участки с упорядоченной структурой при высоком разрешении в Р-фазе (в), контраст антифазных границ (е); просвечивающая электронная микроскопия
деформации при 550 °С (табл. 2). При этом из-за более развитой остаточной пористости сплав Си-37.2 % 2п-0.4 % А1 демонстрирует в 2 раза меньшее относительное снижение прочностных характеристик по сравнению со сплавом Си-40 % 2п: 4-11 % против 18-25 %. Относительное удлинение сплавов в отожженном состоянии составило ~50 ± 4 %, и значения снизились до 39 ± 5 % после деформации.
Полученные в данной работе для двойной латуни значения вклада зернограничного скольжения в общую деформацию ~75 % на установившейся стадии деформации сопоставимы с ~72 % для начальной стадии деформации [40]. В при-
сутствии алюминия вклад зернограничного скольжения (преимущественно на а/р границах) меньше на обеих стадиях деформации, что может объяснить и уменьшение порообразования, инициированного скольжением по межфазным границам. В работе [40] было предположено, что снижение вклада зернограничного скольжения, как диффу-зионно-контролируемого механизма, при легировании алюминием может являться результатом снижения скорости диффузии цинка в меди при легировании алюминием. Однако, как показано в данной работе, легирование 0.4 % А1 снижает вклад зернограничного скольжения только по межфазным границам и его снижение компенси-
Таблица 2. Механические свойства при комнатной температуре образцов исследуемых сплавов после 40 мин отжига и 100 % сверхпластической деформации (е = 0.69) при 550 °С и постоянной скорости 1 • 10-3 с-1
Сплав о02, МПа (отжиг) о02, МПа (деформация 0.69) ДО0.2, % ов, МПа (отжиг) ов, МПа (деформация 0.69) Дов, %
Си-40 % 2п 200 ± 8 150 ± 10 25 445 ± 9 364 ± 9 18
Си-37.2 % 2п-0.4 % А1 280 ± 9 270 ± 9 4 515 ± 5 465 ± 9 11
рует значительная деформация Р-фазы, что согласуется с данными для латуни с 1 % А1 [42]. Основная роль малой добавки алюминия, по-видимому, заключается во влиянии на процессы динамической рекристаллизации и рост зерен Р-фазы. Ввиду высокой пластичности при 550 °С Р-фаза с ОЦК типом решетки деформируется, в том числе за счет дислокационных механизмов с протеканием динамической рекристаллизации и формированием ультрамелких зерен, рост которых в присутствии алюминия замедлен. По высокоугловым р/р границам в ультрамелкозернистой структуре также возможно зернограничное скольжение, которое компенсирует уменьшение вклада зерногра-ничного скольжения на межфазных границах. Меньший размер зерна Р-фазы в латуни с алюминием обеспечивает уменьшение напряжения течения при сверхпластической деформации и рост относительного удлинения (рис. 1, а), стимулируя зернограничное скольжение и облегчая действие аккомодационных механизмов деформации. Таким образом, алюминий, преимущественно растворяясь в Р-фазе, стимулирует процессы динамической рекристаллизации и обеспечивает формирование более мелкого рекристаллизованного зерна, чем в двойной латуни, что меняет соотношение вкладов действующих механизмов, уменьшая зернограничное скольжение на межфазных границах а/р и увеличивая его долю на р/р границах. В результате в сплаве с алюминием а-зерна «плывут» в динамически рекристаллизующейся матрице Р-фазы, аккомодируя процессы зерногра-ничного скольжения по межфазным границам и обеспечивая снижение остаточной пористости. В двойной латуни зернограничное скольжение по межфазным границам приводит к формированию несплошностей из-за более крупнозернистой структуры Р-фазы, которая не способна обеспечить достаточную аккомодацию зернограничного скольжения. Таким образом, легирование алюминием обеспечивает снижение остаточной пористости и рост прочностных характеристик латуней после сверхпластической деформации.
4. Выводы
Проведено сравнение эволюции микроструктуры, вкладов действующих механизмов на стадии установившегося течения (деформация >0.69) при скорости 1- 10-3 с-1 и температуре деформации 550 °С латуней Си-40 % 2п и Си-37.2 % 2п-0.4 % А1 с микродуплексной структурой.
В двойной латуни зернограничное скольжение развивалось преимущественно на границах a/ß, обеспечивая ~75 % общей деформации образца и аккомодировалось путем внутризеренной деформации a- и ß-фаз по механизму дислокационного скольжения, сопровождаясь динамической рекристаллизацией ß-фазы с формированием зерен размером 200-500 нм. При легировании латуни малой добавкой алюминия вклад зернограничного скольжения по межфазным границам уменьшался до ~30 %, при этом деформация локализовалась в ß-фазе, где в результате динамической рекристаллизации формировалась ультрамелкозернистая структура с размерами зерен 30-300 нм. В обоих сплавах в теле зерен a-фазы выявлены признаки внутризеренной деформации с формированием дислокационных скоплений и стенок из дислокаций, что свидетельствует о важной аккомодационной функции дислокационного скольжения в a-фазе.
Благодаря изменению соотношения вкладов действующих механизмов, малая добавка алюминия в латунь обеспечила снижение объемной доли остаточной пористости в ~3.7 раз, рост относительного удлинения в ~1.5 раза и снижение напряжения течения при сверхпластической деформации на 20 %. Сплав с малой добавкой алюминия по сравнению с двойной латунью демонстрировал большие значения прочностных характеристик при комнатной температуре в отожженном состоянии и благодаря меньшей остаточной пористости существенно меньшее их снижение вследствие сверхпластической деформации.
Работа выполнена в рамках гранта Президента РФ для ведущих научных школ НШ-1752.2022.4. Исследование ПЭМ структуры выполнено на оборудовании ЦКП «Материаловедение и металлургия», финансируемого Минобрнауки РФ в рамках госзадания ЦКП № 075-15-2021-696.
Литература
1. Liu F.C., Ma Z.Y. Superplasticity governed by effective grain size and its distribution in fine-grained aluminum alloys // Mater. Sci. Eng. A. - 2011. - V. 530. - P. 548558. - https://doi.Org/10.1016/j.msea.2011.10.018
2. Langdon T.G. Seventy-five years of superplasticity: Historic developments and new opportunities // J. Mater. Sci. - 2009. - V. 44. - No. 22. - P. 5998-6010. - https:// doi.org/10.1007/s10853-009-3780-5
3. Yakovtseva O.A., MikhailovskayaA.V., KotovA.D., Mam-zurina O.I., Portnoy V.K. Effect of the strain and strain rate on microstructure evolution and superplastic defor-
mation mechanisms // Phys. Met. Metallogr. - 2019. -V. 120. - No. 1. - P. 87-94. - https://doi.org/10.1134/ S0031918X18110224
4. Humphries C.W., Ridley N. Cavitation during the superplastic deformation of an a/ß brass // J. Mater. Sci. -1978. - V. 13. - No. 11. - P. 2477-2482. - https://doi. org/10.1007/BF00808064
5. Ridley N., Patterson W.J.D., Livesey D.W. Superplastic Flow and Cavitation Behaviour in Alpha // Beta Copper Alloys during Compressive Deformation: Energy Technology Review. - Pergamon Press Ltd., 1980. - P. 393398. - https://doi.org/10.1016/b978-1-4832-8412-5.500 71-0
6. Pollatsek A., Lima S., Well A.D. Normalization of cavita-tion in superplastic a/ß brasses with different phase proportions // J. Scripta Metall. - 1981. - V. 15. - P. 895898. - https://doi.org/10.1007/BF00305621
7. Blandin J.J., Hong B., Varloteaux A., Suery M., L'Esperance G. Effect of the nature of grain boundary regions on cavitation of a superplastically deformed aluminium alloy // Acta Mater. - 1996. - V. 44. - No. 6. - P. 23172326. - https://doi.org/10.1016/1359-6454(95)00340-1
8. Blandin J.J. Superplasticity of metallic alloys: Some current findings and open questions // Mater. Sci. Forum. -2016. - V. 838-839. - P. 13-22. - https://doi.org/10. 4028/www.scientific.net/MSF.838-839.13
9. Sotoudeh K., Bate P.S. Diffusion creep and superplasticity in aluminium alloys // Acta Mater. - 2010. - V. 58. -No. 6. - P. 1909-1920. - https://doi.org/10.1016/j.acta mat.2009.11.034
10. Chen C.L., Tan M.J. Effect of grain boundary character distribution (GBCD) on the cavitation behaviour during superplastic deformation of Al 7475 // Mater. Sci. Eng. A. - 2002. - V. 338. - No. 1-2. - P. 243-252. - https:// doi.org/10.1016/S0921-5093(02)00083-7
11. Mikhaylovskaya A.V., Mosleh A.O., Mestre-Rinn P., Ko-tov A.D., Sitkina M.N., Bazlov A.I., Louzguine-Luz-gin D.V. High-strength titanium-based alloy for low-temperature superplastic forming // Metall. Mater. Trans. A. Phys. Metall. Mater. Sci. - 2020. - V. 52. - No. 1. -P. 293-302.
12. Roy S., Suwas S. Enhanced superplasticity for (a + ß)-hot rolled Ti-6Al-4V-0.1B alloy by means of dynamic globu-larization // Mater. Des. - 2014. - V. 58. - P. 52-64. -https://doi.org/10.1016/j.matdes.2014.01.033
13. Alabort E., Kontis P., Barba D., Dragnevski K., ReedR.C. On the mechanisms of superplasticity in Ti-6Al-4V // Acta Mater. - 2016. - V. 105. - P. 449-463. -https://doi.org/10.1016/). actamat.2015.12.003
14. Sagat S., Taplin D.M.R. Fracture of a superplastic ternary brass // Acta Metall. - 1976. - V. 24. - No. 4. - P. 307315. - https://doi.org/10.1016/0001-6160(76)90005-5
15. Campbell J. Cavitation during superplastic forming // Materials (Basel). - 2011. - V. 4. - No. 7. - P. 12711286. - https://doi.org/10.3390/ma4071271
16. Langdon T.G. Grain boundary sliding revisited: Developments in sliding over four decades // J. Mater. Sci. -2006. - V. 41. - No. 3. - P. 597-609. - https://doi.org/ 10.1007/s10853-006-6476-0
17. Li H., Liu X., Sun Q., Ye L., Zhang X. Superplastic deformation mechanisms in fine-grained 2050 Al-Cu-Li alloys // Materials (Basel). - 2020. - V. 13. - No. 12. - P. 2705. -https://doi.org/10.3390/ma13122705
18. Корзникова Г. Ф., Халикова Г.Р., Миронов С.Ю., Алет-динов А.Ф., Корзникова Е.А., Конькова Т.Н., Мышля-ев М.М. Сверхпластическое поведение алюминиевого сплава 1420 с мелкозернистой структурой // Физ. ме-зомех. - 2022. - Т. 25. - № 2. - С. 47-55. - https:// doi.org/10.55652/1683-805X_2022_25_2_47
19. Chokshi A.H. Grain boundary processes in strengthening, weakening, and superplasticity // Adv. Eng. Mater. -2020. - V. 22. - No. 1. - P. 1-9. - https://doi.org/10. 1002/adem.201900748
20. Masuda H., Sato E. Diffusional and dislocation accommodation mechanisms in superplastic materials // Acta Mater. - 2020. - V. 197. - P. 235-252. - https://doi.org/ 10.1016/j. actamat.2020.07.042
21. Blackwell P.L., Bate P.S. Superplastic deformation without relative grain translation? // Mater. Sci. Forum. -1999. - V. 304-306. - P. 189-194. - https://doi.org/10. 4028/www.scientific.net/msf.304-306.189
22. Langdon T.G. A lifetime of research in creep, superplasti-city, and ultrafine-grained materials // Adv. Eng. Mater. -2020. - V. 22. - No. 1. - P. 1-8. - https://doi.org/10. 1002/adem.201900442
23. Rust M.A., Todd R.I. Surface studies of region II superplasticity of AA5083 in shear: Confirmation of diffusion creep, grain neighbour switching and absence of dislocation activity // Acta Mater. - 2011. - V. 59. - No. 13. -P. 5159-5170. https://doi.org/10.1016/).actamat.2011.04. 051
24. Chandra T., Jonas J.J., Taplin D.M.R. Note on the relationship between cavitation and ductility in microduplex brasses // J. Aust. Inst. Met. Incl. Met. Forum. - 1975. -V. 20. - No. 4. - P. 220-225.
25. Hong H.L., Wang Q., Dong C., Liaw P.K. Understanding the Cu-Zn brass alloys using a short-range-order cluster model: Significance of specific compositions of industrial alloys // Sci. Rep. - 2015. - V. 4. - No. 1. - P. 7065. -https://doi.org/10.1038/srep07065
26. Moshkovich A., Perfilyev V., Lapsker I., Rapoport L. Friction, wear and plastic deformation of Cu and a/p brass under lubrication conditions // Wear. - 2014. - V. 320. -No. 1. - P. 34-40. - https://doi.org/10.1016/j.wear.2014. 08.016
27. Смирнов С.В., Пугачева Н.Б., МясниковаМ.В., Мата-фонов П.П., Полковникова Т.В. Микромеханика разрушения и деформации латуни // Физ. мезомех. -2004. - Т. 7. - Спец. вып. - Ч. 1. - С. 165-168. -https://doi.org/10.24411/1683-805X-2004-00230
28. Chen C.L., Tan M.J. Cavity growth and filament formation of superplastically deformed Al 7475 alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2001. - V. 298. - No. 1-2. - P. 235-244. -https://doi.org/10.1016/s0928-4931(00)00193-4
29. Mabao L., Shichun W. A model for cavity growth in a superplastic material during uniaxial tension // J. Mater. Process. Tech. - 1994. - V. 41. - No. 1. - P. 115-124. -https://doi.org/10.1016/0924-0136(94)90180-5
30. Zelin M.G. Processes of microstructural evolution during superplastic deformation // Mater. Charact. - 1996. -V. 37. - No. 5. - P. 311-329. - https://doi.org/10.1016/ S1044-5803(96)00127-1
31. Ma Z.Y., Mishra R.S. Cavitation in superplastic 7075 Al alloys prepared via friction stir processing // Acta Mater. - 2003. - V. 51. - No. 12. - P. 3551-3569. - https:// doi.org/10.1016/S1359-6454(03)00173-3
32. Ragab A.R. Modeling of the effect of cavitation on tensile failure of superplastic alloys // Mater. Sci. Eng. A. -2007. - V. 454-455. - P. 614-622. - https://doi.org/ 10.1016/j.msea.2006.11.093
33. Yakovtseva O.A., Mikhaylovskaya A.V., Pozdniakov A.V., Kotov A.D., Portnoy V.K. Superplastic deformation behaviour of aluminium containing brasses // Mater. Sci. Eng. A. - 2016. - V. 674. - P. 135-143. - https://doi.org/ 10.1016/j.msea.2016.07.053
34. Farabi E., Zarei-Hanzaki A., Pishbin M.H., MoallemiM. Rationalization of duplex brass hot deformation behavior: The role of microstructural components // Mater. Sci. Eng. A. - 2015. - V. 641. - P. 360-368. - https://doi.org/ 10.1016/j.msea.2015.06.042
35. Yakovtseva O.A., Mikhailovskaya A.V., KotovA.D., Port-noi V.K. Effect of alloying on superplasticity of two-phase brasses // Phys. Met. Metallogr. - 2016. - V. 117. -No. 7. - P. 742-748. - https://doi.org/10.1134/S0031918X 16070188
36. Chuvil'deev V.N., Gryaznov M.Y., Shotin S.V., Kopy-lov V.I., Nokhrin A.V., Likhnitskii C.V., MurashovA.A., Bobrov A.A., Tabachkova N.Y., Pirozhnikova O.E. Investigation of superplasticity and dynamic grain growth in ultrafine-grained Al-0.5%Mg-Sc alloys // J. Alloys Compd. - 2021. - V. 877. - P. 160099. - https://doi.org/ 10.1016/j.j allcom.2021.160099
37. Raj R., Ashby M.F. Grain boundary sliding, and the effects of particles on its rate // Metall. Trans. - 1972. -V. 3. - No. 7. - P. 1937-1942. - https://doi.org/10.1007/ BF02642582
38. Yakovtseva O.A., SitkinaM.N., Kotov A.D., Rofman O.V., MikhailovskayaA.V. Experimental study of the superplastic deformation mechanisms of high-strength aluminum-based alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - V. 788. -P. 139639. - https://doi.org/10.1016Zj.msea.2020.139639
39. Sherby O.D., Taleff E.M. Influence of grain size, solute atoms and second-phase particles on creep behavior of polycrystalline solids // Mater. Sci. Eng. A. - 2002. -
V. 322. - No. 1-2. - P. 89-99. - https://doi.org/10.1016/ S0921-5093(01)01121-2
40. Yakovtseva O.A., Mikhaylovskaya A.V., Irzhak A.V., Kotov A.D., Medvedeva S.V. Comparison of contributions of the mechanisms of the superplastic deformation of binary and multicomponent brasses // Phys. Met. Metallogr. -
2020. - V. 121. - No. 6. - P. 582-589. - https://doi.org/ 10.1134/S0031918X20060186
41. Higashi K., Ohnishi T., Nakatani Y. Superplastic behavior of commercial aluminum bronze // Scripta Metall. -1985. - V. 19. - No. 7. - P. 821-823.
42. Mikhaylovskaya A.V., Yakovtseva O.A., Tabachkova N.Yu., Langdon T.G. Formation of ultrafine grains and twins in the ß-phase during superplastic deformation of two-phase brasses // Scripta Mater. - 2022. - V. 218. -P. 114804. - https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2022. 114804
43. Mikhaylovskaya A.V., Yakovtseva O.A., Sitkina M.N., Krymskiy S.V., Portnoy V.K. Comparison between superplastic deformation mechanisms at primary and steady stages of the fine grain AA7475 aluminium alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2018. - V. 718. - P. 277-286. - https:// doi.org/10.1016/j.msea.2018.01.102
44. Hsiao I.C., Huang J.C. Deformation mechanisms during low- and high-temperature superplasticity in 5083 Al-Mg alloy // Metall. Mater. Trans. A. Phys. Metall. Mater. Sci. - 2002. - V. 33. - P. 1373-1384.
45. Liu X., Ye L., Tang J., Shan Z., Ke B., Dong Y., Chen J. Superplastic deformation mechanisms of an Al-Mg-Li alloy with banded microstructures // Mater. Sci. Eng. A. -
2021. - V. 805. - P. 140545.
46. Mikhaylovskaya A.V., Yakovtseva O.A., Irzhak A.V. The role of grain boundary sliding and intragranular deformation mechanisms for a steady stage of superplastic flow for Al-Mg-based alloys // Mater. Sci. Eng. A. - 2022. -V. 833. - P. 142524
47. Portnoy V.K., Novikov I.I. Evaluation of grain boundary sliding contribution to the total strain during superplastic deformation // Scripta Mater. - 1998. - V. 40. - No. 1. -P. 39-43. - https://doi.org/10.1016/S 1359-6462(98)003 94-7
48. Mikhaylovskaya A.V., Yakovtseva O.A., Mochugovs-kiy A.G., Cifre J., Golovin I.S. Influence of minor Zn additions on grain boundary anelasticity, grain boundary sliding, and superplasticity of Al-Mg-based alloys // J. Alloys Compd. - 2022. - V. 926. - P. 166785.
Поступила в редакцию 02.09.2022 г., после доработки 11.10.2022 г., принята к публикации 20.10.2022 г.
Сведения об авторах
Яковцева Ольга Анатольевна, ассист. НИТУ МИСИС, yakovtsevao@mai1.rn Кабойи Пол Кампамба, студ. НИТУ МИСИС, pau1.kaboyi@idc.co.zm Иржак Артемий Вадимович, снс НИТУ МИСИС, снс ИПТМ РАН, airzhak@icp.ac.rn Михайловская Анастасия Владимировна, доц. НИТУ МИСИС, mihay1ovskaya@misis.ra
