close

Вход

Забыли?

вход по аккаунту

?

Эволюция структуры и физико-механических свойств низколегированных сплавов системы Cu-Cr-Zr в процессе деформационно-термической обработки

код для вставкиСкачать
На правах рукописи
Морозова Анна Игоревна
ЭВОЛЮЦИЯ СТРУКТУРЫ И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ
НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Cu-Cr-Zr
В ПРОЦЕССЕ ДЕФОРМАЦИОННО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
01.04.07 – Физика конденсированного состояния
АВТОРЕФЕРАТ
диссертации на соискание ученой степени
кандидата физико-математических наук
Белгород – 2018
Работа выполнена в Федеральном государственном автономном образовательном учреждении
высшего образования
«Белгородский
государственный
национальный
исследовательский
университет» (НИУ «БелГУ»)
Научный руководитель:
Беляков Андрей Николаевич
доктор физико-математических наук, ведущий научный сотрудник
лаборатории
механических
свойств
наноструктурных
и
жаропрочных материалов НИУ «БелГУ»
Официальные
Еникеев Нариман Айратович
оппоненты:
доктор
физико-математических
наук,
профессор
кафедры
Материаловедения и физики металлов, старший научный
сотрудник
ФГБОУ
Института
ВО
физики
«Уфимский
перспективных
государственный
металлов
авиационный
технический университет»
Гершман Иосиф Сергеевич
доктор технических наук, главный научный сотрудник отдела
контактной сети и токосъема АО "Hаучно-исследовательский
институт железнодорожного транспорта"
Ведущая организация:
Федеральное государственное бюджетное
учреждение науки
Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова
Российской академии наук
Защита состоится
"26" декабря 2018 г. в 14.00 на заседании диссертационного
совета Д 217.035.01 на базе ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П.Бардина» по адресу 105005,
Москва, ул. Радио, д.23/9, стр. 2.
Отзывы на автореферат с указанием даты составления, заверенные гербовой
печатью организации, просьба направлять по указанному адресу в двух экземплярах на
имя ученого секретаря диссертационного совета.
С
диссертацией
можно
ознакомиться
в
технической
библиотеке
ФГУП
«ЦНИИчермет им. И.П. Бардина» и на сайте http://www.сhermet.net.
Автореферат разослан «08» ноября 2018 г.
Ученый секретарь диссертационного совета,
Н. М. Александрова
доктор технических наук, старший научный сотрудник
2
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность работы. Одной из актуальных задач физического металловедения
электропроводников является повышение прочностных характеристик и износостойкости
без ухудшения электропроводности. Данные свойства являются критическими для
проводящих контактов, проводов и деталей, работающих в условиях механических
нагрузок. Известны экспериментальные зависимости, связывающие износостойкость с
твердостью. Установлено, что скорость износа обратно пропорциональна твердости,
поэтому повышение прочности приводит к росту износостойкости меди и ее сплавов.
Сложность в получении комплекса высоких прочностных характеристик и
электропроводности связана с диаметрально противоположным влиянием наиболее
распространенных методов упрочнения, таких как легирование и обработка давлением, на
прочность и электропроводность. Легирование и деформация с одной стороны
способствуют дисперсионному, структурному и деформационному упрочнению, но с
другой стороны вносят большое количество структурных дефектов, которые могут влиять
на длину свободного пробега электронов и, следовательно, ухудшать электропроводность.
На сегодняшний день российскими и зарубежными учеными разработан
оптимальный микроструктурный дизайн медных сплавов, который обеспечивает
сочетание высокой прочности и электропроводности. Добавка легирующих элементов,
таких как Cr, Zr, Cd, Ag, Sc, Hf, которые малорастворимы при комнатной температуре и
имеют относительно высокую растворимость при температуре 0,8-0,9 Tпл., позволяет с
помощью стандартной термической обработки (ТО) выделять мелкие частицы,
обеспечивающие дисперсионное упрочнение и термическую стабильность структуры без
значимого снижения электрической проводимости. Основным способом повышения
прочности медных материалов без ухудшения электрической проводимости является
увеличение плотности дислокаций за счет пластической деформации. Дополнительный
прирост прочностных свойств может быть обеспечен применением в качестве основного
метода обработки интенсивной пластической деформации (ИПД), которая приводит к
формированию ультрамелкозернистой (УМЗ) структуры с высокой плотностью
дислокаций. Сочетание УМЗ структуры с высокой плотностью дислокаций и мелких
дисперсных частиц обеспечивает высокую прочность, электропроводность и термическую
стабильность медных сплавов. Получение такой структуры в сплавах системы Cu-Cr-Zr,
которые благодаря низкой растворимости легирующих элементов при комнатной
температуре имеют высокую электропроводность, позволяет достичь прочностных
свойств, которые имеют только Cu-Ag сплавы. Однако, применение сплавов Cu-Ag
ограничивается их высокой стоимостью.
Несмотря на то, что сплавы Cu-Cr-Zr являются объектом активных исследований,
посвященных изучению их фазового состава и микроструктурных изменений,
происходящих в процессе деформации при комнатной температуре, на момент постановки
данной работы не существовало единой точки зрения на стадийность фазовых
превращений при старении этих сплавов, и не было установлено влияние легирования на
распад пересыщенного твердого раствора (ПТР). Влияние температуры ИПД на эволюцию
микроструктуры и свойств Cu-Cr-Zr сплавов, механизмы структурных изменений в них
при ИПД также не были изучены. Кроме того, оставалось неясным влияние термической
обработки на формирование УМЗ структуры и изменение свойств в сплавах данной
3
системы.
Актуальность данной работы обусловлена ее вкладом в физическое
материаловедение Сu-Cr-Zr бронз и раздел механических свойств физики прочности и
пластичности. На основе экспериментальных исследований и анализа литературных
данных была предложена стадийность распада пересыщенного твердого раствора в Cu-CrZr бронзах с оценкой их влияния на прочностные свойства и электрическую
проводимость. Предложенная стадийность фазовых превращений позволила объяснить
положительное влияние легирования Zr на свойства этих сплавов. Оценка влияния
интенсивной пластической деформации методом равноканального углового прессования
(РКУП) при повышенной температуре на структурные изменения и фазовые превращения
в Cu-Cr-Zr бронзах позволила разработать физические модели структурных изменений, в
частности, изменения размера зерен и плотности дислокаций в процессе ИПД с учетом
кинетики динамической рекристаллизации. Отдельное внимание было уделено распаду
твердого раствора в процессе теплой деформации и выделению дисперсных частиц.
Установленные закономерности были использованы для оценки вкладов различных
механизмов упрочнения в предел текучести, а также оценки роли различных механизмов
рассеяния электронов в изменение электрической проводимости бронз. Следует отметить,
что установленные зависимости между степенью деформации, структурными
изменениями, прочностью и электропроводностью могут быть качественно перенесены на
другие промышленные сплавы с ГЦК решеткой, обработка которых включает большие
пластические деформации. Кроме того, результаты работы позволяют разрабатывать
промышленные технологии получения проводов и других изделий из Cu-Cr-Zr бронз с
повышенной
прочностью
и
износостойкостью
при
сохранении
высокой
электропроводимости, что имеет важное практическое значение.
Цель работы. Установить общие закономерности и механизмы эволюции
структуры в процессе теплой интенсивной пластической деформации, стадийность
выделения фаз при старении и влияние формирующейся структуры и дисперсных частиц
на механические свойства, электрическую проводимость и износостойкость Cu-Cr-Zr
бронз.
Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:
1 Установить стадийность выделения вторичных фаз в сплавах системы Cu-Cr-Zr
в процессе старения. Выявить природу, размеры и удельный объем выделяющихся при
старении фаз и разработать способ оценки их характеристик по величине электрической
проводимости. Разработать методы расчета дисперсионного упрочнения от различных
частиц, выделяющихся при старении Cu-Cr-Zr бронз.
2 Установить закономерности и механизмы эволюции структуры, а также
изменение распределения частиц вторых фаз в процессе РКУП при повышенной
температуре. Разработать физическую модель структурных изменений в процессе ИПД.
3 Установить влияние тѐплой деформации на механические свойства,
электрическую проводимость и износостойкость Cu-Cr-Zr бронз. Оценить вклад
различных механизмов упрочнения и рассеяния электронов в предел текучести и
электрическую проводимость, соответственно, в зависимости от степени деформации.
Методология и методы исследования. В ходе выполнения работы были
использованы современные методы исследования и испытания: оптическая микроскопия,
просвечивающая и растровая электронная микроскопия, метод дифракции обратно
4
рассеянных электронов (ДОРЭ анализ), измерение микротвердости и электропроводности,
испытания на одноосное растяжение, а также трибологические испытания.
Научная новизна.
1. Установлена стадийность фазовых превращений и их кинетика при старении в
сплавах Cu-0,1%Cr-0,1%Zr и Cu-0,3%Cr-0,5%Zr. На основании известной зависимости
Маттиссена, связывающей электрическую проводимость с долей распада ПТР, предложен
способ оценки объемной доли частиц, выделяющихся в процессе старения Cu-Cr-Zr бронз.
Предложен способ расчета дисперсионного упрочнения, учитывающий вклады
механизмов перерезания и огибания дислокациями дисперсных частиц, которые
выделяются при старении в интервале температур 450-550 °С.
2. Установлено, что основным механизмом измельчения зерен в процессе РКУП
при повышенной температуре в сплавах Cu-0,1%Cr-0,1%Zr и Cu-0,3%Cr-0,5%Zr является
непрерывная динамическая рекристаллизация (НДР), кинетика которой определяется
формированием деформационных микрополос. Предложены модели оценки размера зерен
и плотности дислокаций в процессе ИПД Cu-Cr-Zr сплавов на основе расчета кинетики
рекристаллизации по модифицированному уравнению Джонсона-Мела-АврамиКолмогорова.
3. Разработана методика анализа предела текучести с учетом различных моделей
дислокационного упрочнения и различных критических углов разориентировки границ
зерен. Предложена зависимость, описывающая изменение предела текучести Cu-Cr-Zr
сплавов, учитывающая изменение плотности дислокаций и размер структурных элементов
в соответствии с моделями, предложенными в диссертации.
4. Показано, что деформация Cu-0,1%Cr-0,1%Zr и Cu-0,3%Cr-0,5%Zr сплавов при
повышенной
температуре
способствует
росту электрической
проводимости,
обусловленному распадом ПТР. Предложены методы расчетов вкладов различных
механизмов, влияющих на электрическое сопротивление, таких как рассеяние на атомах
легирующих элементов в твердом растворе, на дислокациях и границах зерен, в общее
электросопротивление деформированных до разных степеней Cu-Cr-Zr бронз, которые
учитывают изменение структурных параметров по предложенным в диссертации моделям.
Практическая значимость. Полученные закономерности формирования
структуры и влияния деформационно-термической обработки на прочность,
электропроводимость и износостойкость Cu-Cr-Zr бронз могут быть использованы при
разработке промышленных технологий, обеспечивающих получение изделий из этих
материалов с высоким уровнем прочностных свойств, износостойкости и электрической
проводимости. Данные об изменении параметров структуры, прочностных свойств и
электропроводности могут быть использованы для разработки моделей прогнозирования
эксплуатационных свойств готовых изделий. Предложен и запатентован режим
термомеханической обработки медных сплавов, обеспечивающий получение высоких
прочностных свойств при сохранении электропроводности на высоком уровне (Патент №
2610998, 17.02.2017 г.). Cu-Cr-Zr бронзы с улучшенными механическими свойствами как,
например, образцы сплава Cu-0,3%Cr-0,5%Zr с пределом прочности 715 МПа могут быть
использованы в качестве высокопрочных электропроводников в современных
электрических и электронных устройствах.
Положения, выносимые на защиту:
1. Стадийность фазовых превращений при распаде ПТР Cu-Cr-Zr бронз в процессе
5
старения и его кинетика. Способ расчета дисперсионного упрочнения Cu-Cr-Zr бронз,
разработанный на основе совместного анализа фазового состава с помощью
электропроводности и просвечивающей электронной микроскопии.
2. Закономерности и механизмы изменения структуры и фазового состава Cu-Cr-Zr
бронз в процессе теплой деформации. Зависимости размера зерен и плотности дислокаций
от степени деформации Cu-0,1%Cr-0,1%Zr и Cu-0,3%Cr-0,5%Zr бронз, связанные с
кинетикой динамической рекристаллизации.
3. Влияние ИПД на механические свойства, электрическую проводимость и
скорость износа Cu-0,1%Cr-0,1%Zr и Cu-0,3%Cr-0,5%Zr бронз. Влияние сформированной
в процессе ИПД структуры на прочность и электрическую проводимость Cu-0,1%Cr0,1%Zr и Cu-0,3%Cr-0,5%Zr сплавов. Расчет изменения механических свойств и
характеристик электропроводности в Cu-Cr-Zr сплавах в зависимости от степени
деформации.
Диссертационная работа выполнялась в рамках Федеральной целевой
программы "Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития
научно-технологического комплекса России на 2014-2020 годы" по Соглашению
14.575.21.0135 (идентификационный номер RFMEFI57517X0135).
Апробация результатов работы. Основные результаты диссертационной работы
были представлены на научных чтениях им. чл.-корр. РАН И.А. Одинга «Механические
свойства современных конструкционных материалов» (Москва, 2014 г.), второй
всероссийской молодежной научно-технической конференции с международным
участием "Инновации в материаловедении" (Москва, 2015 г.), XIII российско-китайском
симпозиуме “Новые материалы и технологии” (Казань, 2015г.), конференции
«Актуальные проблемы прочности» (Севастополь, 2016 г.), VIII международной
конференции “Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений”
(MPFP – 2016) (Тамбов, 2016 г.), 10th International Conference on Processing &
Manufacturing of Advanced Materials Processing, Fabrication, Properties, Applications
(THERMEC’2016) (Австрия, 2016 г.), международной конференции "Перспективные
материалы с иерархической структурой для новых технологий и надежных конструкций"
(Томск, 2016 г.), VI всероссийской конференции по наноматериалам с элементами
научной школы для молодежи (Москва, 2016 г.), XVII международной научнотехнической уральской школе-семинаре металловедов – молодых ученых (Екатеринбург,
2016 г.), конференции «Современные металлические материалы и технологии
(СММТ’2017)» (Санкт-Петербург, 2017 г.), международной конференции «Перспективные
материалы с иерархической структурой для новых технологий и надежных конструкций»
(Томск, 2017 г.), VII международной конференции «Деформация и разрушение
материалов и наноматериалов» (Москва, 2017 г.), XVIII международной научнотехнической уральской школе-семинаре металловедов – молодых ученых (Екатеринбург,
2017 г.), IX евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных
структур» - ПРОСТ 2018 (Москва, 2018 г.), IX международной конференции
“Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений” (MPFP – 2018)
(Тамбов, 2018 г.), 11th International Conference on Processing & Manufacturing of Advanced
Materials Processing, Fabrication, Properties, Applications (THERMEC’2018) (Франция, 2016
г.).
Вклад автора. Соискатель лично проводил микроструктурные исследования,
6
включая оптическую металлографию, просвечивающую и растровую микроскопию,
механические испытания, измерения электрической проводимости, а также принимал
непосредственное участие в проведение деформационно-термической обработки и
трибологических испытаний, интерпретации и обсуждении результатов экспериментов,
подготовке и написании статей.
Достоверность результатов диссертационной работы обусловлена использованием
нескольких независимых методов исследования микроструктуры материала, таких как
оптическая металлография, растровая и просвечивающая электронная микроскопия,
ДОРЭ анализ (анализ картин дифракции обратно рассеянных электронов). Анализ
экспериментальных результатов выполнен на основе современных представлений о
деформационном поведении материалов.
Публикации. Основное содержание диссертации представлено в 25 научных
публикациях, из них 10 статей в изданиях, включенных в перечень журналов ВАК, 14
работ в материалах всероссийских и международных конференций, 1 учебное пособие.
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав и
заключения. Работа изложена на 144 страницах, включая 61 рисунок, 5 таблиц и список
литературы из 231 наименований.
ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
ВО ВВЕДЕНИИ обоснована актуальность темы диссертации, сформулированы
цель и задачи, научная новизна и практическая ценность работы; методология
диссертационного исследования, приведены основные положения, выносимые на защиту,
степень достоверности и апробация результатов.
В ПЕРВОЙ ГЛАВЕ приведен обзор литературы. Рассмотрены работы,
посвященные фазовому составу и стадийности фазовых превращений при старении
сплавов систем Cu-Cr, Cu-Zr и Cu-Cr-Zr. Рассмотрены основные практически значимые
физико-механические свойства сплавов данной группы – прочность, пластичность,
электропроводность и износостойкость. Описаны эмпирические и физические
зависимости прочности и электропроводности от структурных параметров, зависимость
пластичности от прочности в сплавах системы Cu-Cr-Zr, соотношение Арчарда для
скорости износа и твердости в бронзах системы Cu-Cr-Zr. Приведен обзор по структурнофазовым превращениям в сплавах в процессе ИПД и современные представления о
механизмах измельчения зерен. На основании анализа литературных данных определена
цель и сформулированы частные задачи работы в рамках темы диссертации, обоснован
выбор материала.
ВО ВТОРОЙ ГЛАВЕ описаны материалы и методики, использованные в работе.
Химический состав изученных Cu-Cr-Zr бронз представлен в Таблице 1. Сплавы были
подвергнуты термической обработке (ТО), включающей в себя нагрев до температуры 920
°С с выдержкой в течение 1 ч и последующей закалкой в воду. Средний размер зерен
после ТО составил ≈120 мкм и 160 мкм для 0,1Cr-0,1Zr и 0,3Cr-0,5Zr сплавов,
соответственно.
Исследование фазового состава и кинетики выделения вторичных фаз проводили
после старения при температурах 200-700 °С в течение 1 ч. Для уточнения
закономерностей распада твердого раствора проводили дополнительное старение при
фиксированных температурах из интервала 450-550 °С при временах выдержки,
7
менявшихся от 15 минут до 24 ч. Исследования влияния ИПД на структурные
превращения и комплекс физико-механических свойств проводили на бронзах в двух
исходных состояниях: после закалки и после старения на максимальную твердость
(закалка с отжигом при 550 °C 4 ч для сплава 0,1Cr-0,1Zr и 450°С 1 ч для сплава 0,3Cr0,5Zr), ИПД осуществлялась методом РКУП с использованием штампа с углом
пересечения каналов υ=90 ° на прессе DERV-400 при температуре 400 °С по маршруту Вс
(заготовка поворачивалась на 90 ° вдоль оси образца после каждого прохода РКУП).
Количество проходов РКУП варьировалось от 1 до 12. Истинная деформация за один
проход РКУП при данной конструкции штампа составляла е≈1.
Таблица 1 – Химический состав Cu-Cr-Zr бронз
Сплав
0,1Cr-0,1Zr
0,3Cr-0,5Zr
Cr
0,096
0,299
Содержание химических элементов вес. %
Zr
Mg
Si
Ni
0,067
0,035
0,017
0,007
0,501
0,040
<0,005
0,012
Cu
ост.
ост.
Исследование микроструктурных и фазовых изменений в процессе старения и
РКУП производили с помощью растровых электронных микроскопов Quanta Nanosem 450
FEG и Quanta 600 FEG, оснащенных приставками для получения изображений ДОРЭ и с
помощью просвечивающих электронных микроскопов (ПЭМ) JEOL JEM 2100 и Tecnai Fei
G2. Средний размер зерен и субзерен вычисляли как расстояние между большеугловыми
(БУГ) и малоугловыми (МУГ) границами, соответственно. Плотность дислокаций
оценивали по числу точек выхода дислокаций на поверхность исследуемой фольги, а
также с помощью функции оценки микродеформаций по средней разориентировке между
анализируемой точкой и ее соседями (Kernel Average Misorientation (KAM) программы
TSL OIM Analysis 5). С помощью программного обеспечения TSL OIM Analysis 5
рассчитывали средний угол разориентировки границ, долю большеугловых и
малоугловых границ, строили гистограммы распределения зерен по размеру и
гистограммы распределения межзеренных разориентировок.
Для определения механических свойств были проведены испытания на растяжение
плоских образцов с размером рабочей части 6мм3мм1,5мм. Растяжение образцов
проводили на электромеханической машине для статических испытаний Instron 5882 со
скоростью деформирования 2 мм/мин. Твердость образцов измеряли методом Бринелля на
установке Instron 3000 BLD и методом Виккерса на испытательной машине WOLPERT
420 MVD. Измерение электропроводности проводили методом вихревых токов в
соответствии с ГОСТ 27333-87 на установке Константа К-6. Трибологические испытания
проводили при комнатной температуре на испытательной машине CSM Tribometer в
условиях сухого трения с использованием стального шарика диаметром 6 мм в качестве
контр тела. Скорость движения контр тела составляла 0,04 м/с, прижимная сила образцов
достигала 1,5 Н, длина пути трения – 100 м. Расчет статистической погрешности
измерений и оценка достоверности обнаруженных зависимостей проводилась с
использованием метода доверительных интервалов для доверительной вероятности 95%.
Точность модели и возможность ее применимости к полученным расчетным данным
оценивали путем построения диаграмм рассеяния, на которых сравнивали расчетные и
экспериментальные значения моделируемого параметра.
8
В ТРЕТЬЕЙ ГЛАВЕ рассмотрен фазовый состав Cu-Cr-Zr бронз, кинетика
распада пересыщенного твердого раствора и влияние распада на прочностные свойства.
Установлено, что при отжиге в течение 1 ч твердость изменяется немонотонно. Максимум
твердости в сплавах наблюдается при температурах 450-550 °С (Рис. 1). Электрическая
проводимость растет с увеличением температуры отжига до 600 °С и затем снижается.
После изотермического отжига в бронзах также наблюдается немонотонное изменение
твердости. Максимальная твердость сплава 0,1Cr-0,1Zr после изотермического отжига при
450-550С составляет примерно 70 HB. С ростом температуры старения пик твердости
смещается в область более коротких времен выдержки. Максимальная твердость сплава
0,3Cr-0,5Zr значительно выше и составляет 135 HV. Электропроводность сплавов системы
Cu-Cr-Zr растет с увеличением времени выдержки, а кинетика изменения
электропроводности ускоряется с повышением температуры старения. При температурах
старения 500-550 °С в сплаве 0,1Cr-0,1Zr было обнаружено насыщение
электропроводности на уровне 93% IACS.
Фазовый
состав.
Стадийность
распада
пересыщенного
твердого
раствора сплавов 0,1Cr-0,1Zr и
0,3Cr-0,5Zr была изучена при
температуре 450 °С. В сплаве
0,1Cr-0,1Zr после старения в
течение 1-4 ч наблюдается
выделение частиц вторичных фаз
сферической формы (Рис. 2),
которые
были
идентифицированы как частицы
ГЦК-Cr
с
когерентными
Рисунок 1 – Твердость (а, б) и электропроводность
границами, выделяющимися с
(в, г) Cu-Cr-Zr бронз в процессе старения
ориентационным соотношением
(ОС) "куб-куб": (100)Cu  (100)ГЦК-Cr, [0 1 1]Cu  [0 1 1]ГЦК-Cr. Их размер и объемная доля
растет с увеличением продолжительности старения от 2 нм до 7 нм и от 0,01% до 0,04%,
соответственно (при изменении времени старения от 1 ч до 24 ч). Увеличение времени
старения до 16 ч приводит к формированию в структуре наряду со сферическими
частицами эллипсоидальных частиц с контрастом Муара длиной 8-12 нм и толщиной 3-4
нм, которые растут вдоль направления [001] матрицы. Эти частицы были
идентифицированы как ОЦК-Сr с ОС Бейна (100)Cu  (100)Cr, [010]Cu  [011]Cr.
Продолжительный отжиг свыше 24 ч приводит к выделению крупных игольчатых
частиц длиной около 30-100 нм и диаметром 3-4 нм, которые растут в направлении [011]
меди. Данные частицы были идентифицированы как фаза CuZr, с ОС Питча (010)Cu 
(011)CuZr, [101]Cu  [112]CuZr. Отметим, что доля частиц ГЦК-Cr заметно снизилась после
выдержки 24 ч до 0,03%, в то время как доля частиц ОЦК-Сr возросла до 0,04%.
Сплав 0,3Cr-0,5Zr демонстрирует похожие закономерности изменения фазового
состава. Однако объемная доля выделившихся частиц ГЦК-Сr в несколько раз больше и
составляет 0,2-0,3%, а их размер после выдержки 16 ч – 4 нм. После отжига в течение 16 ч
в структуре сплава наблюдаются эллипсоидные частицы ОЦК-Cr длиной 5-7 нм и
9
диаметром 2-4 нм. Повышение времени старения до 24 часов приводит к выделению
крупных частиц CuZr игольчатой формы. Средняя длина таких частиц составляет 25 нм,
толщина – 4-8 нм. Таким образом, была установлена стадийность распада ПТР Cu-Cr-Zr
сплавов:
ПТР  ГЦК-Cr  ОЦК-Cr
CuZr.
(1)
Рисунок 2 – Микроструктура Cu-Cr-Zr бронз после старения
Рисунок 3 – Микроструктура сплава 0,1Cr-0,1Zr (а, б, г) и распределение атомов Cr и Zr (в)
вдоль линии после старения при 550 °C в течение 4 ч. Карты распределения Cr (д) и Zr (е)
10
В микроструктуре сплава 0,1Cr-0,1Zr после старения при температуре 550 °С в
течение 4 ч обнаружены довольно крупные дискообразные частицы ОЦК-Cr диаметром
15-20 нм и толщиной 6-7 нм. Анализ распределения химических элементов в частицах
показал, что кроме атомов Cr, частицы содержат Zr, который располагается
предположительно по межфазной границе (Рис. 3). Отметим, что пластическая
деформация сплава 0,1Cr-0,1Zr осуществлялась после данного режима старения.
Распад твердого раствора и оценка доли выделившихся частиц. Скорость
фазового превращения в сплавах может быть оценена по измерению электропроводности
после старения. Согласно правилу Маттиссена, текущая электропроводность IACS и доля
распада твердого раствора fрасп подчиняются линейной зависимости:
 IACS   IACS ,0  ( IACS ,max   IACS ,0 ) f расп
,
(2)
где IACS,0 и IACS,max – электрическая проводимость до и после полного фазового
превращения, соответственно. Кинетика фазового превращения может быть выражена
уравнением Аврами:
f расп  1  exp(  At U )
(3)
,
где t – время старения, А и U – константы.
Рисунок 4 – Кинетика фазового превращения в Cu-Cr-Zr сплавах (а) и изменение объемной доли
частиц в 0,1Cr-0,1Zr (б) и 0,3Cr-0,5Zr (в) сплавах с картой рассеяния экспериментальных и
расчетных значений объемной доли частиц
Кинетика
фазовых
превращений
сплавов
0,1Cr-0,1Zr
и
0,3Cr-0,5Zr
проиллюстрирована на Рисунке 4 а. На начальных этапах старения происходит выделение
частиц ГЦК-Cr, которые при длительных временах выдержки трансформируются в
частицы ОЦК-Cr. Зная долю распада, можно установить количество атомов Cr и Zr,
которые образуют частицы. В качестве реперных точек были взяты экспериментальные
данные объемной доли ГЦК-Cr после старения в течение 16 и 24 ч, отмеченные на
Рисунке 4 б и в звездочками. Предполагается, что в частицах ГЦК- и ОЦК-Cr содержится
40 и 80 ат.% Cr, соответственно, Zr сегрегирует по границам частиц в пределах 2 атомных
расстояний с атомной долей Zr 15%. Кривые изменения объемной доли частиц ГЦК- и
ОЦК-Cr и CuZr представлены на Рисунках 4 б и в. Карта рассеяния данных (Рис. 4в)
показывает хорошее сопряжение экспериментальных значений объемной доли
выделившихся частиц и значений, рассчитанных с помощью измерения
11
электропроводности.
Дисперсионное упрочнение Cu-Cr-Zr бронз. Предел текучести Cu-Cr-Zr бронз,
включающих
дисперсные
частицы,
может
быть
рассчитан
с
помощью
модифицированного уравнения Холла-Петча:
 0, 2   0   част  k y D 0.5  MGb 
,
(4)
где 0,2 – предел текучести, 0=25 МПа – напряжение трения решетки меди, част –
дисперсионное упрочнение, ky=0,12 МПам0,5 – коэффициент Холла-Петча для меди, D –
размер зерен,  =0,24 – константа, М=3,06 – фактор Тейлора для ГЦК материалов, G =48,3
ГПа – модуль сдвига меди, b=2,56 Å – вектор Бюргерса меди, ρ – плотность дислокаций.
Основной вклад в прочность Cu-Cr-Zr сплавов после ТО вносит дисперсионное
упрочнение. Дисперсионное упрочнение можно оценить, используя модель Орована (OR)
для огибания частиц и модель перерезания когерентных частиц (ког), по известным
формулам:
0.4Gb ln( 2r / b)
(5)
 OR  M

 1
,
3/ 2
 ког  2.6MG ког
(
rf част 0,5
)
0,5b
,
(6)
где ког – параметр несоответствия частицы и матрицы, r – радиус частиц, ν = 0,32 коэффициент Пуассона; r = (2/3)0,5r,  - расстояние между частицами.
Таблица 2 – Упрочнение Cu-Cr-Zr бронз
Сплав
Температура
старения, °С
0, МПа
ГЗ, МПа
дисл, МПа
OR, МПа
ког, МПа
0,2эксп, МПа
0,2OR
0,2ког
0,1Cr-0,1Zr
0,3Cr-0,5Zr
450
500
550
450
25
11
16
36
84
140
88
126
25
11
20
58
118
130
116
176
25
11
22
61
132
130
118
189
25
15
22
75
94
165
137
156
Подставляя в уравнения (5) и (6) размеры и объемные доли частиц можно получить
обобщенную формулу для расчета упрочнения в Cu-Cr-Zr сплавах после старения.
Пределы текучести сплавов 0,1Cr-0,1Zr и 0,3Cr-0,5Zr в состоянии пиковой твердости и их
расчет по предложенной модели, а также значения вкладов зернограничного (σ ГЗ),
дисперсионного и дислокационного (σдисл) упрочнения представлены в таблице 2.
Установлено, что для сплава 0,1Cr-0,1Zr после старения при 500-550 °С уравнение
Орована дает более близкие расчетные значения предела текучести 0,2OR к
экспериментальным, в то время как упрочнение сплавов 0,1Cr-0,1Zr и 0,3Cr-0,5Zr после
старения при 450 °С лучше описывает модель перерезания 0,2ког. Критический диаметр
частиц, определяющий смену механизма перерезания на огибание, составляет 4-5 нм при
критическом радиусе выгибания дислокации 330 нм для сплава 0,1Cr-0,1Zr и 240 нм для
12
сплава 0,3Cr-0,5Zr. Смена механизмов взаимодействия дислокаций с частицами
обусловлена ускоренным ростом частиц при повышение температуры до 500-550 °С.
В ЧЕТВЕРТОЙ ГЛАВЕ рассматривается влияние РКУП при температуре 400 °С
на структурно-фазовые изменения в сплавах.
Первый проход РКУП приводит к удлинению исходных зерен в направлении
течения металла и формированию большого количества субграниц (θ <15 °) в Cu-Cr-Zr
бронзах (Рис. 5 и 6). Развитие таких субграниц сопровождается образованием микрополос
сдвига (МС) – областей с протяженными параллельными БУГ. Дальнейшая деформация
приводит к формированию отдельных УМЗ вдоль МС и по границам исходных зерен.
Количество МС и новых зерен увеличивается с ростом степени деформации. После
истинной деформации е≈4 наблюдается частично рекристаллизованная УМЗ структура.
Дальнейшая деформация приводит к образованию УМЗ структуры во всем объеме
материала. После е≈8 формируется однородная равноосная структура со средним
размером зерен менее 1 мкм.
Образование МС и новых (суб)границ приводит к появлению новых тройных
стыков, образованных МУГ и / или БУГ. В общем случае тройные стыки могут состоять
из трех МУГ (J0), одной БУГ и двух МУГ (J1), двух БУГ и одной МУГ (J2), и трех БУГ
(J3). В исследованных образцах наблюдается большая доля J0 (0,65-0,7) и очень низкая
доля J3 (<0,1) при малых степенях деформации, что соответствует образованию большого
числа дислокационных субграниц с малоугловыми разориентировками. С ростом степени
деформации доля J0 постепенно уменьшается из-за появления новых БУГ (30-55% после
е≈4). Следует отметить, что доля J1-стыков не изменяется в процессе РКУП и не
превышает 10%, что свидетельствует о неравномерном распределение вновь
образованных БУГ в материале. Доля тройных стыков J2 быстро увеличивается в
диапазоне деформаций е≈0-4 и достигает 30%-50%. Доля тройных стыков, состоящих
только из МУГ и БУГ, изменяется по экспоненциальному закону FJ0 = 0,8 exp(-0,25 e) и
сигмоидальному закону FJ3 = 0,54/(1 + exp(-0,56 e – 2,4)), соответственно. Высокое
значение доли тройных стыков J2 и низкое доли J1 указывает на локализацию
деформации в микрополосах. Установлено, что повышение степени локализации
деформации, которая определяется максимальной долей тройных стыков J2, отнесенных к
величине соответствующей деформации, ускоряет рекристаллизацию.
Деформация предварительно закаленной бронзы приводит к распаду
пересыщенного твердого раствора и выделению дисперсных частиц ГЦК-Cr размером 3-5
нм (Рис. 5 и 6). Пластическая деформация состаренной бронзы не приводит к растворению
частиц, однако их размер существенно уменьшается в случае сплава 0,1Cr-0,1Zr и
становится равным 3-5 нм. Отметим, что в предварительно закаленных бронзах доля
частиц вторых фаз меньше, чем в состаренных.
Изменения параметров микроструктуры в процессе РКУП. В образцах Cu-Cr-Zr
бронз наблюдается непрерывное увеличение разориентировки между субзеренами в
процессе деформации, что типично для НДР. Формирование УМЗ в МС также
свидетельствует о протекание в Cu-Cr-Zr сплавах НДР. Была предложена модель оценки
кинетики НДР в процессе РКУП при повышенной температуре.
13
Рисунок 5 – Микроструктура 0,1Cr-0,1Zr бронзы с различным фазовым составом после
РКУП при температуре 400 °С до истинной деформации 1, 4, 8 с гистограммами распределения
разориентировок границ зерен и средними значениями размера зерна, угла разориентировки и
доли БУГ. Тонкая структура бронзы после 12 проходов РКУП. Черными и белыми линиями
отмечены БУГ и МУГ, соответственно
Рисунок 6 – Микроструктура 0,3Cr-0,5Zr бронзы с различным фазовым составом после
РКУП при температуре 400 °С до истинной деформации 1, 4, 8 с гистограммами распределения
разориентировок границ зерен и средними значениями размера зерна, угла разориентировки и
доли БУГ. Тонкая структура бронзы после 8 проходов РКУП. Черными и белыми линиями
отмечены БУГ и МУГ, соответственно
Кинетика НДР описана с помощью модифицированного уравнения ДжонсонаМела-Аврами-Колмогорова (ДжМАК), которое связывает долю динамически
рекристаллизованной структуры (FНДР) с истинной деформацией (е):
14
FНДР  1  exp( ken )
,
(7)
где k и n - постоянные, которые зависят от материала и условий его обработки.
Сплав 0,1Cr-0,1Zr характеризуется более медленной кинетикой НДР по сравнению
с 0,3Cr-0,5Zr (Рис. 7). Это может быть связано с относительно небольшой долей
дисперсных частиц. Стабилизация сетки МУГ и БУГ частицами вторых фаз может
благоприятно влиять на развитие НДР. Кроме того, выделение большой доли дисперсных
частиц способствует развитию МС, что, в свою очередь, ускоряет НДР.
Развитие НДР сопровождается постепенным уменьшением размера зерен, который
приближается к размеру деформационных субзерен при достаточно больших
деформациях. Была предложена модель изменения размера зерен в процессе РКУП,
полагая, что средний размер зерен зависит от исходного размера и динамически
рекристаллизованного размера зерен DНДР, а уменьшение среднего размера зерен
соответствует увеличению доли рекристаллизованной структуры. Тогда средний размер
зерен в процессе деформации (Di) можно определить следующим образом:
Di  DНДР (1  exp( ken )) 0.5
(8)
,
где DНДР - эквивалентный диаметр НДР зерен, равный 0,5 мкм и 0,45 мкм для сплавов
0,1Cr-0,1Zr и 0,3Cr-0,5Zr, соответственно.
Рисунок 7 –Влияние степени деформации на кинетику НДР в Cu-Cr-Zr сплавах в
процессе РКУП при температуре 400 °С для закаленных и старенных образцов (а).
Влияние степени деформации е на долю НДР зерен FНДР (б) и карта рассеяния
экспериментальных Fэксп и расчетных Fрасч значений доли НДР зерен (в). Точками
обозначены экспериментальные данные, линиями – рассчитанные с помощью модели
значения доли НДР структуры
Видно (Рис. 8), что размеры зерен, рассчитанные с помощью уравнения (8), хорошо
соответствуют экспериментальным данным, что подтверждают карты рассеяния.
Установлено, что размер зерен зависит от химического и фазового состава. Наибольший
размер зерен наблюдается в предварительно закаленном сплаве 0,1Cr-0,1Zr, а наименьший
– в сплаве 0,3Cr-0,5Zr, после предварительного старения. Разница в среднем размере зерен
может быть связана с кинетикой рекристаллизации.
15
Рисунок 8 – Средний размер зерен в сплавах Cu-Cr-Zr в процессе деформации: а)
схематическое представление эволюции микроструктуры, б) изменение размера зерна D в
процессе РКУП и в) карта рассеяния значений экспериментальных Dэксп и расчетных Dрасч
размеров зерен. Точками обозначены экспериментальные данные, линиями – рассчитанные с
помощью модели значения размера зерна
Изменение плотности дислокаций в медных сплавах в процессе деформации можно
рассматривать с точки зрения суперпозиции динамической рекристаллизации (а именно
динамического возврата в динамически рекристаллизованных зернах) и деформационного
упрочнения. Следовательно, плотность дислокаций будет связана с долей
рекристаллизованной структуры следующим образом:
  (1  FНДР )  упр  FНДР  рек
,
(9)
где ρупр - плотность дислокаций в динамически упрочняемых зернах, которую можно
оценить как:
 упр 
h h
 (   0 ) exp( re)
r
r
(10)
и ρрек - плотность дислокаций в динамически рекристаллизованных зернах:
 упр 
h
h
 (   0 ) exp( r (e  ec ))
r' r'
,
(11)
где h - скорость атермического деформационного упрочнения, r - скорость динамического
возврата в нерекристаллизованных зернах, r' - скорость динамического возврата в
рекристаллизованных зернах, ρ0 - начальная плотность дислокаций, а еC - критическая
деформация.
Наилучшее соответствие плотности дислокаций, измеренной методом ПЭМ, с
расчетными величинами получается при ρ0 = 0,03-0,2 × 1014 м-2, h = 2-6, r = 0,4-0,85, r '=
0,42-2, еC = 0 (Рис. 9). Наибольшая плотность дислокаций наблюдается в сплаве 0,3Cr0,5Zr. Плотность дислокаций в сплаве 0,1Cr-0,1Zr увеличивается до максимума с
последующим уменьшением при больших деформациях, тогда как плотность дислокаций
в сплаве 0,3Cr-0,5Zr непрерывно возрастает во всем исследованном диапазоне
деформаций вне зависимости от исходного фазового состава. График рассеяния
экспериментальных и расчетных значений показывает хорошее соответствие
представленной модели экспериментальным результатам. Установлено, что повышение
удельного объема частиц вторых фаз обеспечивает накопление большей плотности
дислокаций при ИПД.
16
Рисунок 9 – Плотность дислокаций в сплавах Сu-Cr-Zr после РКУП в зависимости от
степени деформации: а) плотность дислокаций в сплаве 0,1Cr-0,1Zr после старения, б) плотность
дислокаций в сплавах Сu-Cr-Zr и в) карта рассеяния экспериментальных ρэксп и расчетных ρрасч
значений плотности дислокаций. Точками обозначены экспериментальные данные, линиями –
рассчитанные с помощью модели значения плотности дислокаций
В ПЯТОЙ ГЛАВЕ описано влияние ИПД методом РКУП при повышенной
температуре на основные практически значимые свойства Cu-Cr-Zr бронз – механические
свойства, электрическую проводимость и износостойкость.
Таблица 3 – Механические свойства Cu-Cr-Zr бронз после закалки (З) или старения (С) с
последующей деформацией
Степень
деформа
ции е
0
1
2
4
8
12
Предел текучести 0,2, МПа
0,1Cr-0,1Zr
0,3Cr-0,5Zr
З
С
З
С
55
105
65
170
280 295
305
425
355 310
405
455
395 330
445
480
425 390
540
670
445 385
Предел прочности B, МПа Относительное удлинение δ, %
0,1Cr-0,1Zr
0,3Cr-0,5Zr
0,1Cr-0,1Zr
0,3Cr-0,5Zr
З
С
З
С
З
С
З
С
185
215
225
330
60
50,3 62,7 39,4
310
320
415
490
25,7 30,4 17,2 16,6
390
340
510
530
28,5 25,0 17,3 23,7
420
355
530
570
25,9 18,1 18,5 20,9
445
410
590
10,9 17,2 17,8 19,8
715
470
405
10,7 14,9
Механические свойства. В таблице 3 представлены пределы текучести, пределы
прочности и относительные удлинения Cu-Cr-Zr бронз после различных степеней
деформации. Отметим, что в сплаве 0,3Cr-0,5Zr после старения получены рекордные
механические свойства после 8 проходов РКУП (предел прочности составляет 715 МПа
при относительном удлинении 20%).
Изменение прочностных свойств в сплавах связано со структурными
преобразованиями в соответствии с уравнением (4). В настоящем исследовании плотность
дислокаций определяли тремя способами: непосредственно по изображениям в ПЭМ,
косвенно с помощью функции KAM программы OIM (ДОРЭ-анализ) и по
разориентировкам дислокационных субграниц (метод предложен проф. Хансоном). В
последнем случае плотность дислокаций и вклад в прочность оценивали следующим
образом:
 дисл  MG(1.5bS МУГ МУГ ) 0.5
,
(12)
где SМУГ и МУГ - площадь МУГ на единицу объема и средний угол разориентировки МУГ
17
соответственно.
Вклад в упрочнение от МУГ (уравнение 12) и размера зерен зависит от
критического угла разориентировки (*), который отделяет БУГ от МУГ с точки зрения
рабочих механизмов упрочнения. В настоящем исследовании, для оценки применимости
различных подходов к расчету прочности, выбирали различные значения * от 2 до 15 °.
На Рисунке 10 приведены результаты расчета плоскостей Холла-Петча с
использованием разных * и разных подходов к оценке плотности дислокаций.
Количественно соответствие между рассчитанными и экспериментальными данными
было определено с помощью коэффициента детерминации R2, который равен 1 при
полном совпадении экспериментальных данных и установленной зависимости. Показано,
что наилучшее соответствие обеспечивает плотность дислокаций, полученная методом
ПЭМ при критическом угле разориентировки в 15 °. Следует отметить, что все выбранные
подходы дают достаточно хорошее совпадение между экспериментальным и расчетным
пределом текучести.
Была проведена оценка
упрочняющих
вкладов
в
общий предел текучести в
соответствии с формулой (4).
Установлено,
что
дислокационное упрочнение
доминирует
во
всех
исследованных
диапазонах
деформаций вне зависимости
от фазового и химического
состава Cu-Cr-Zr бронз. В
сплаве
0,1Cr-0,1Zr
после
больших
степеней
деформации зернограничное
упрочнение
становится
близким к дислокационному.
Дисперсионное
упрочнение
Рисунок 10 – Соотношение между пределом текучести, σ0,2,
превалирует
над
эффективным размером зерна, D, (среднее расстояние между
зернограничным
при
границами с критическим углом разориентировки θ*=3° (a),
небольших
степенях
(г), (ж) или θ*=15° (б), (д), (з)), и дислокационным
упрочнением, рассчитанным с помощью ПЭМ (а-в), функции
деформации в сплавах после
KAM (г-е), разориентировки МУГ границ (ж-и); и
старения.
коэффициент детерминации для расчета с использованием
Электрическая
различным критических углов разориентировки (в), (е), (и)
проводимость.
Изменение
электропроводности медных
сплавов 0,1Cr-0,1Zr и 0,3Cr-0,5Zr после РКУП до различных степеней деформации
показано в таблице 4.
В сплавах с ПТР в исходном состоянии, а именно в сплаве 0,1Cr-0,1Zr после
закалки и 0,3Cr-0,5Zr после закалки и старения при 450 оС, наблюдается постепенный рост
электропроводности с увеличением степени деформации. В сплаве 0,1Cr-0,1Zr после
старения РКУП сопровождается падением электрической проводимости.
18
Для
оценки
рассеяния
электронов
на
легирующих
элементах использовали уравнение
Маттиссена:
me
1
1
1
 сопр 
(


)
2
N  eэ  Cu  Cr  Zr , (13)
где
ρсопр.
–
электрическое
сопротивление,
me
–
масса
электрона, N– плотность электронов
проводимости в единице объема, eэ
– заряд электрона, τ – время
релаксации электронов. τX – время
рассеяния электронов на атомах Cr
или Zr в твердом растворе. Расчет
времени релаксации электронов на
атомах Cr и Zr с использованием
Рисунок 11 – Изменение дисперсионного, σчаст,
зернограничного, σГЗ, и дислокационного упрочнения,
известных литературных данных
σдисл, сплавов 0,1Cr-0,1Zr (а, б) и 0,3Cr-0,5Zr (в, г) после показал,
что
оно
составляет
закалки (а, в) и старения (б, г) в зависимости от степени 1,4310-13 с-1 и 3,4910-14 с-1 ,
деформации при РКУП и соотношение между
соответственно.
Предполагалось,
экспериментальным, эксп, и рассчитанным пределом
что
в
процессе
деформации
текучести, σрасч.
закаленных сплавов выделяются
частицы
ГЦК-Cr.
Размер
и
объемную долю частиц определяли по фотографиям ПЭМ.
Таблица 4 – Электропроводность и износостойкость Cu-Cr-Zr бронз
Степень
Электропроводность
Коэффициент трения k
Скорость износа W,
деформа
IACS, %
10-5 мм3/(Н•м)
ции е
0,1Cr-0,1Zr 0,3Cr-0,5Zr 0,1Cr-0,1Zr 0,3Cr-0,5Zr 0,1Cr-0,1Zr 0,3Cr-0,5Zr
З
С
З
С
З
С
З
С
З
С
З
С
0
54,9 90,9 35,0 47,0 0,62 0,70 0,80 0,80 31,3 11,5 1,79 1,30
1
57,2 91,3 40,5 53,4 0,72 0,72 0,70 0,72 0,94 6,46 7,86 7,09
2
59 90,5 47,5 56,2 0,63 0,66 0,65 0,70 12,8 1,15 2,77 2,82
4
62,3 86,2 51,0 64,5 0,72 0,73 0,62 0,66 3,06 1,92 1,68 1,40
8
69,8 88,8 60,5 65,0 0,64 0,73
1,49 0,93
12
74,9 89,8
Для оценки влияния рассеяние электронов на частицах использовали следующую
формулу:
mu f 3
 част.  e F2
ne eэ 4rчаст ,
(14)
где uF скорость электрона с энергией Ферми, na – число свободных электронов в единице
объема, а rчаст. – радиус частиц.
Влияние плотности дислокаций было определено с помощью подхода проф.
Харрисона, учитывая плотность дислокаций в соответствии с предложенной в
19
диссертации моделью:
k 2l 2 
9ne eЭ2 ,
(15)
2
где ħ – постоянная Планка, нормированная на 2π, k – волновой вектор, l – поперечное
сечение ядра дислокации.
Влияние размера зерен на электросопротивление медного сплава оценивали с
помощью уравнения, полученного проф. Мейдесем, с учетом среднего размера зерна,
определенного по уравнению (8):
 дисл. 
 ГЗ 
 матр
(1  3 / 2  3 2  3 3 ln(1  1 /  )) ,

l эл. R
D(1  R) ,
(16а)
(16 б)
где lэл – длина свободного пробега электрона в меди, 39 нм, R – коэффициент рассеяния
электронов на границах, равный 0,24.
Количественные
данные
о
влиянии
различных
механизмов
рассеяния на общее сопротивление
медных сплавов приведены на Рисунке
12.
Основной
вклад
в
электросопротивление вносит медная
матрица и легирующие элементы
твердого раствора. При этом с ростом
степени деформации в сплавах с ПТР
происходит
снижение
электросопротивления, обусловленное
рассеянием электронов на легирующих
элементах. В то же время происходит
рост электросопротивления, связанный
с рассеянием электронов на частицах,
дислокациях и границах зерен. Однако в
Рисунок 12 – Изменение
количественном
отношении
рост
электросопротивления 0,1Cr-0,1Zr (а, б) и 0,3Crэлектросопротивления, вызванный с
0,5Zr (в, г) сплавов после закалки (а, в) и старения
рассеянием на линейных, плоских и
(б, г), обусловленное рассеянием электронов на
объемных дефектах, значительно ниже
атомах, легирующих твердый раствор, ρтв.р., на
снижения электросопротивления за счет
частицах, ρчаст, на дислокациях ρдисл, границах
уменьшения точечных дефектов. В
зерен ρГЗ, на атомах меди ρCu, после РКУП при
низколегированном сплаве 0,1Cr-0,1Zr
температуре 400 °C до различных степеней
после
старения
падение
деформации и связь между экспериментальным,
ρэксп, и рассчитанным электросопротивлением
электропроводящих
свойств
сплавов, ρрасч
обусловлено в основном рассеянием на
дислокациях
и
границах
зерен.
Отметим, что рассчитанные с помощью предложенного подхода значения хорошо
совпадают с экспериментальными результатами (Рис. 12б).
Износостойкость. В работе было подробно исследовано влияние степени
20
деформации на скорость износа сплавов 0,1Cr-0,1Zr и 0,3Cr-0,5Zr, подвергнутых РКУП.
Коэффициенты трения и скорости износа образцов приведены в таблице 4. В исходном
состоянии скорость износа бронзы с меньшим содержанием легирующих элементов более
чем в 20 раз больше скорости износа сплава 0,3Cr-0,5Zr.
В сплаве 0,1Cr-0,1Zr после старения наблюдается падение скорости износа с
ростом степени деформации. Наиболее резкое снижение скорости износа происходит с
увеличением степени деформации до 4 проходов РКУП, дальнейшая деформация слабо
влияет на скорость износа. В сплаве 0,1Cr-0,1Zr после закалки ИПД до истинной
деформации 1 приводит к значительному падению скорости износа, хотя дальнейшая
деформация приводит к небольшому увеличению скорости износа. Большие пластические
деформации РКУП от 4 до 8 проходов сопровождаются постепенным ростом
износостойкости.
В сплаве 0,3Cr-0,5Zr, в отличие от 0,1Cr-0,1Zr 1 проход РКУП приводит к росту
скорости износа по сравнению с недеформированным состоянием. Увеличение степени
деформации приводит к снижению износа, после 4 проходов РКУП износ приближается к
значениям в недеформированном материале. Коэффициент трения Cu-Cr-Zr изменяется в
процессе ИПД в пределах 0,6-0,7 вне зависимости от химического и фазового состава.
В исходном состоянии
все сплавы вне зависимости от
фазового
состава
демонстрируют адгезионный
износ
с
элементами
абразивного и окислительного.
В
сплаве
0,1Cr-0,1Zr
происходит снижение доли
адгезионного и абразивного
износа с ростом степени
деформации. В сплаве 0,3CrРисунок 13 – Поверхность износа 0,3Cr-0,5Zr сплавов после
0,5Zr
ИПД
приводит
к
трибологических испытаний
доминированию абразивного
износа на фоне уменьшения адгезионного. На Рисунке 13 показаны поверхности трения
сплава 0,3Cr-0,5Zr, подвергнутого РКУП до различных степеней деформации. На
поверхности износа 0,3Cr-0,5Zr сплава наблюдаются бороздки, которые, коррелируют с
деформационными микрополосами, выявленными на картах ДОРЭ (Рис. 6 и 13).
Поверхности износа имеют вид хрупкого разрушения. В образцах, после РКУП до двух и
четырех проходов обнаружены умеренно поврежденные области с уменьшенными
участками износа.
Повышение скорости износа после небольших деформаций РКУП может быть
связано с разрушением материала вдоль деформационных полос, внутри которых
наблюдается высокая плотность дислокационных субграниц. Напротив, фрагментация
полос сдвига на мелкие зерна и перераспределение дислокаций в процессе последующей
деформации, повышает сопротивление износу.
21
ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ
1. В Cu-Cr-Zr бронзах распад пересыщенного твердого раствора происходит в
следующей последовательности: частицы ГЦК-Cr c ОС "куб-куб" (100)Cu  (100)ГЦК-Cr,
[0 1 1]Cu  [0 1 1]ГЦК-Cr, ОЦК-Cr с ОС Бейна (100)Cu  (100)Cr, [010]Cu  [011]Cr и частицы CuZr
с ОС Питча (010)Cu  (011)CuZr, [101]Cu  [112]CuZr. Предложен способ оценки доли частиц
вторых фаз, выделяющихся в процессе старения, по изменению электропроводности.
Анализ механизмов упрочнения показал, что основным механизмом взаимодействия
дислокаций с частицами после старения на максимальную твердость при 450 °С является
перерезание, а при температуре 500-550 °С – огибание. Смена механизмов определяется
разницей в размере и объемной доле частиц. Критический размер частиц, определяющий
смену механизмов, составляет 4-5 нм, критический радиус выгибания дислокации,
связанный с объемной долей выделившихся частиц, составляет 330 нм для сплава 0,1Cr0,1Zr и 240 нм для сплава 0,3Cr-0,5Zr.
2. Механизмом эволюции структуры Cu-Cr-Zr бронз в процессе РКУП при
температуре 400С является непрерывная динамическая рекристаллизация, развитие
которой определяется формированием микрополос сдвига. Кинетика рекристаллизации и
зависимость размера зерен от степени деформации описывается модифицированным
уравнением Джонсона-Мела-Аврами-Колмогорова, которое связывает долю динамическирекристаллизованной структуры со степенью деформации по сигмоидальной зависимости.
Предложен способ расчета изменения средней плотности дислокаций в процессе РКУП,
учитывающий
разную
скорость
накопления
дислокаций
в
динамически
рекристаллизованных и нерекристаллизованных зернах.
3. Структурные изменения в процессе РКУП при 400 °С приводят к значительному
упрочнению Cu-Cr-Zr сплавов. Максимальная прочность наблюдалась в сплаве 0,3Cr0,5Zr, подвергнутом РКУП до истинной деформации е = 8, после предварительного
старения и составила 715 МПа. Анализ вкладов различных механизмов упрочнения в
предел текучести показал, что дислокационное упрочнение доминирует во всем интервале
исследуемых степеней деформации вне зависимости от химического и фазового состава,
хотя в сплаве 0,1Cr-0,1Zr после больших степеней деформации зернограничное
упрочнение становится близким к дислокационному.
4. В сплаве 0,3Cr-0,5Zr после старения и последующего РКУП при температуре
400 °С наблюдается дополнительный распад пересыщенного твердого раствора, что
приводит к росту электрической проводимости. Электропроводность сплава 0,3Cr-0,5Zr
после старения увеличивается с ростом степени деформации и достигает насыщения на
уровне 65% IACS после 4 проходов РКУП. Прирост электросопротивления бронз после 48 проходов РКУП, обусловленный рассеянием электронов на дислокациях, в 1,5 раза
больше прироста сопротивления из-за рассеяния на границах зерен, но в 3 раза меньше
падения электросопротивления, связанного с распадом пересыщенного твердого раствора.
5. Изменение скорости износа Cu-Cr-Zr бронз в зависимости от степени
деформации существенно зависит от структурного состояния и обусловлено различиями в
дислокационной структуре после РКУП. Относительно сильный износ в закаленном
сплаве 0,1Cr-0,1Zr и 0,3Cr-0,5Zr после небольших деформаций связан с разрушением
больших областей материала вдоль микрополос сдвига. Фрагментация полос сдвига на
мелкие зерна и связанная с ней перестройка дислокаций повышает сопротивление износу.
22
ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ ПРЕДСТАВЛЕНО В
СЛЕДУЮЩИХ РАБОТАХ:
1. Morozova, A. Microstructure and properties of fine grained Сu-Сr-Zr alloys after termomechanical treatments / A. Morozova, R. Mishnev, A. Belyakov, R. Kaibyshev // Reviews on
Advanced Materials Science. – 2018. – Т. 54. – №. 1. – С. 56-92.
2. Morozova, A., Kaibyshev, R. Grain refinement and strengthening of a Cu–0.1 Cr–0.06 Zr
alloy subjected to equal channel angular pressing // Philosophical Magazine. – 2017. – Т. 97. – №. 24.
– С. 2053-2076.
3. Zhilyaev, A. P. Grain refinement kinetics and strengthening mechanisms in Cu–0.3 Cr–0.5
Zr alloy subjected to intense plastic deformation / A. P. Zhilyaev, I. Shakhova, A. Morozova, A.
Belyakov, R. Kaibyshev // Materials Science and Engineering: A. – 2016. – Т. 654. – С. 131-142.
4. Zhilyaev, A. P. Wear resistance and electroconductivity in a Cu–0.3 Cr–0.5 Zr alloy
processed by ECAP / A. P. Zhilyaev, A. Morozova, J. M. Cabrera, R. Kaibyshev, T. G. Langdon //
Journal of Materials Science. – 2017. – Т. 52. – №. 1. – С. 305-313.
5. Morozova, A. Grain refinement kinetics in a low alloyed Cu–Cr–Zr alloy subjected to
large strain deformation / A. Morozova, E. Borodin, V. Bratov, S. Zherebtsov, A. Belyakov, R.
Kaibyshev// Materials. – 2017. – Т. 10. – №. 12. – С. 1394.
6. Морозова, А. И. Влияние деформационно-термической обработки на
измельчение микроструктуры медных сплавов // А. И. Морозова, Я. A. Ольховикова, А. Н.
Беляков // Вестник Тамбовского университета. Серия: Естественные и технические науки.
– 2018. – Т. 23. – №. 122. – С. 195-199.
7. Морозова, А. И., Беляков, А. Н. Влияние холодной прокатки на структуру и
свойства низколегированной бронзы // Вестник Тамбовского университета. Серия:
Естественные и технические науки. – 2016. – Т. 21. – №. 3. – С. 1176-1179.
8. Morozova, A. Analysis of the deformation behavior of low Cu-Cr-Zr alloy / A.
Morozova, A. Belyakov, R. Kaibyshev // AIP Conference Proceedings. – AIP Publishing, 2016. – Т.
1783. – №. 1. – С. 020158.
9. Morozova, A. Effect of annealing treatment on ECAP structure in Cu-Cr-Zr bronze / A.
Morozova, A. Belyakov, R. Kaibyshev // AIP Conference Proceedings. – AIP Publishing, 2017. – Т.
1909. – №. 1. – С. 020142.
10. Morozova, A. Effect of Deformation Structure on Strength of a Low Alloyed Cu-Cr-Zr
Alloy / A. Morozova, A. Belyakov, R. Kaibyshev // Materials Science Forum. – Trans Tech
Publications, 2017. – Т. 879. – С. 1332-1337.
Патент:
1. Способ термомеханической обработки медных сплавов: Пат. 2610998 Российская
Федерация: МПК С1 / Кайбышев Р.О., Беляков А.Н., Мишнев Р.В., Морозова А.И.,
Тагиров Д.В.; заявитель и патентообладатель ФГАОУ ВО НИУ «БелГУ». – 2015144879;
заявл. 20.10.2015; опубл 14.02.2017; Бюл. №5. – 7 с.
23
1/--страниц
Пожаловаться на содержимое документа