Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 12, стр. 1299-1306

ВВЕДЕНИЕ

Эффективность практического использования изделий из металлических материалов во многом определяется стабильностью их эксплуатационных характеристик и, в первую очередь, механических свойств. При этом для нанокристаллических материалов постоянство уникальных свойств обеспечивается как размерной и фазовой стабильностью кристаллитов и их субструктуры, так и неизменностью межкристаллитных областей [1–4].

Также следует отметить, что изменение дисперсности зеренной структуры стареющих сплавов от микрокристаллической (МК) до субмикро- (СМК) и нанокристаллической (НК) может значительно повлиять на состав и морфологию фаз, выделяющихся после деформации в процессах естественного и искусственного старения [5–7]. Так, формирование наноструктурного состояния в высокопрочных промышленных алюминий-литиевых сплавах 1450 и 1469 обеспечивает при вылеживании в процессе естественного старения выделение вместо метастабильных фаз δ' (Al₃Li) и θ' (Al₂Cu) стабильных мелкодисперсных фаз: в сплаве 1450 Т₂ (Al₅CuLi₃) и S₁ (Al₂LiMg), а в сплаве 1469 – фазы Т₂ [4, 6]. При этом старение на максимальную прочность в сплаве 1469 с СМК- или НК-структурой сопровождается вместо гомогенного зарождения и роста протяженных частиц фаз Т₁ (Al₂LiCu) и Ω (Al₂Cu) пластинчатой формы выделением высокодисперсных равноосных частиц фазы Т₂ по границам и в теле зерен и субзерен [7].

С учетом вышеизложенного в данной работе была поставлена задача исследования влияния длительного (до 1 года) вылеживания при комнатной температуре на трансформацию ультрамелкозернистой структуры, а также на зарождение и рост выделяющихся фаз в алюминий-литиевом сплаве нового поколения марки 1461, подвергнутого мегапластической деформации (МПД) кручением под высоким давлением (КВД).

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Исследовали промышленный сплав 1461 с НК- и СМК-структурой, сформированной при КВД и последующем вылеживании при комнатной температуре. Химический состав сплава в мас. % приведен в табл. 1.

КВД закаленного сплава 1461 осуществляли в наковальнях Бриджмена под давлением 4 ГПа при комнатной температуре [8]. Используемые режимы КВД приведены в табл. 2.

Изучение структурных и фазовых превращений в сплаве осуществляли методом тонких фольг на просвечивающих электронных микроскопах (ПЭМ) JEM‑200 CХ и Philips CM 30 Super Twin в Центре коллективного пользования ИФМ УрО РАН. Образцы для исследований вырубали пробойником из области на 1/2 радиуса диска. Линейные размеры элементов структуры определяли непосредственными измерениями на плоскости наблюдения. Для каждого распределения нанозерен были рассчитаны средний размер и среднее квадратичное отклонение.

РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

КВД на φ = 2π рад, 1 мес. вылеживания. После МПД по рассматриваемому режиму в сплаве 1461 наблюдалась неоднородная бимодальная нанофрагментированная структура с диаметром наименьших нанофрагментов ~50 нм [8]. Исследование показало, что последующее вылеживание приводит к некоторой трансформации деформированной структуры. Так, на светло- и темнопольных изображениях на фоне субмикро- и нанофрагментированной структуры появляются нанозерна с однородным контрастом, диаметр которых практически идентичен диаметру нанофрагментов (рис. 1а, 1б). Зерна, в отличие от фрагментов, характеризуются более равноосной формой и более совершенными границами с большими углами разориентации. В соответствии с наблюдаемыми структурными изменениями, можно полагать, что при вылеживании в течение 1 месяца в сильнодеформированном сплаве начинается процесс рекристаллизации in situ.

Рис. 1.

Микроструктура сплава 1461 после КВД на φ = 2π рад и вылеживания: а–г – в течение 1 мес.; д–е – в течение 12 мес.; а, в, д – светлопольные изображения; б, г, е – темнопольные изображения в близких рефлексах ${{\left( {530} \right)}_{{{{{\text{Т}}}_{2}}}}},$ (111)_Al. Типичные кольцевые микроэлектронограммы приведены на вставках, стрелками отмечен контраст от дипольных границ.

На изображениях микроструктуры сплава видно, что часть образовавшихся НК- и СМК-зерен имеет спрямленные границы, часть – менее равновесные выпукло-вогнутые (рис. 1в). Вблизи зерен с выпукло-вогнутыми границами присутствует деформационный контраст в виде петель или дуг (рис. 1а, 1в). Подобный контраст был обнаружен ранее при изучении подвергнутых КВД сплавов 1450 и 1469, и его появление было объяснено возникновением полей упругих напряжений и неуравновешенностью поверхностного натяжения границ [6–8].

В объеме НК- и СМК- зерен после вылеживания, как и после КВД [8], выявляются также вторичные нанофрагменты диаметром 15–20 нм (рис. 1в). Данные фрагменты разделены малоугловыми границами и возникают в результате “цикличности” процесса МПД, когда в образовавшихся динамически рекристаллизованных зернах под действием деформирующих напряжений снова происходит накопление дефектов, и процесс фрагментации повторяется. В зависимости от дифракционных условий они наблюдаются на электронно-микроскопических изображениях либо в виде неоднородного пятнистого контраста, либо в виде сетки тонких малоконтрастных границ. Вылеживание существенно не меняет их размеры и разориентацию (на последнее косвенно указывает сохранение характера микроэлектронограмм и малой контрастности границ нанофрагментов [9, 10]).

Очевидно, что протекающие процессы рекристаллизации in situ приводят к релаксации накопленной при деформации упругой энергии, что сопровождается постепенным уменьшением плотности и протяженности дипольных границ (отмечены стрелками на рис. 1а). Данные дефекты образуются в металлических материалах при больших пластических деформациях [11] и были обнаружены ранее при исследовании микроструктур ряда сильнодеформированных алюминий-литиевых сплавов [6‒8]. В данных публикациях показано, что параметры таких границ (плотность их распределения и протяженность) зависят от упругонапряженного состояния сплавов и изменяются при длительном вылеживании или отжиге.

На границах НК- и СМК-зерен и сохранившихся дипольных границах после вылеживания так же, как и после КВД, присутствуют гетерогенно зародившиеся дисперсные выделения Т₂-фазы диаметром 5–10 нм (рис. 1а–1г). Качественный анализ не позволил установить, что выдержка в течение 1 месяца при комнатной температуре значимо влияет на их размеры и объемную долю.

КВД на φ = 2π рад, 12 мес. вылеживания. После увеличения длительности вылеживания до 1 года структура сплава 1461 продолжает сохранять основные структурно-морфологические признаки сильнодеформированного состояния: на электронно-микроскопических изображениях сосуществуют области фрагментированной и кристаллической структур разного масштаба (рис. 1д, 1е).

Незавершенность процесса рекристаллизации после 12 мес. вылеживания подтверждается высокой дисперсностью НК- и СМК-зерен, а также сохранением некоторых обрывистых дипольных границ, которые в алюминий-литиевых сплавах, подвергнутых КВД, полностью исчезают только после завершения формирования рекристаллизованной структуры [4, 6, 7]. Как и после одного месяца вылеживания, часть зерен имеет неравновесные выпукло-вогнутые границы, другая – спрямленные.

Наиболее значимым различием между структурами на раннем и более позднем этапах вылеживания является изменение дефектной структуры фрагментов и зерен: в процессе вылеживания происходит возрастание размеров вторичных нанофрагментов и угла разориентации между ними. Это подтверждается как увеличением количества дифракционных максимумов и их интенсивности на микроэлектронограммах, так и усилением интенсивности пятнистого контраста и четкости изображений малоугловых границ в объеме зерен (рис. 1д). При этом диаметр отдельных вторичных нанофрагментов достигает 30 нм.

Анализ электронно-микроскопических изображений показал, что длительное вылеживание стимулирует распад пересыщенного твердого раствора. Частицы равновесной фазы Т₂ активно зарождаются не только на границах СМК и НК зерен, но и в их теле на границах вторичных нанофрагментов, что демонстрируется на темнопольном изображении в рефлексе ${{\left( {530} \right)}_{{{{{\text{T}}}_{2}}}}}$ (рис. 1е). Размеры частиц Т₂ при этом заметно не изменяются, но увеличивается их количество (см. рис. 1д, 1е).

КВД на φ = 10π рад, 1 мес. вылеживания. Увеличение деформации при возрастании угла поворота φ от 2π до 10π рад, очевидно, способствовало активизации динамической рекристаллизации, в процессе которой сформировалась смешанная (нанофрагментированная и нанокристаллическая) структура. Количество нанозерен и нанофрагментов и их диаметры были соизмеримы, размеры варьировались в интервале 20–100 нм [8]. Через 1 месяц вылеживания в данном сплаве сохранилась смешанная структура, однако в этом случае преобладающим структурным элементом становятся нанозерна диаметром 30–100 нм (рис. 2а–2в). Таким образом, за рассматриваемый период вылеживания процесс рекристаллизации остается незавершенным, что подтверждается присутствием на электронно-микроскопических изображениях нанофрагментов и дипольных границ, протяженность и плотность распределения которых близки к значениям, обнаруженным при подобном режиме вылеживания после КВД на φ = 2π рад.

Рис. 2.

Микроструктура сплава 1461 после КВД на φ = 10π рад и вылеживания: а–в – в течение 1 мес.; г–е – в течение 12 мес.; а, в, д – светлопольные изображения; б, г, е – темнопольные изображения в близких рефлексах ${{\left( {530} \right)}_{{{{{\text{Т}}}_{2}}}}},$ (111)_Al. Типичные кольцевые микроэлектронограммы приведены на вставках.

Часть нанозерен после вылеживания обладает неравновесными границами выпукло-вогнутой формы. На электронно-микроскопических изображениях вблизи таких границ наблюдается контраст в виде петель или дуг (рис. 2а, 2в). В объеме нанозерен анизотропной формы выявляются вторичные нанофрагменты, диметр которых идентичен зафиксированному в сильнодеформированном состоянии и не превышает 15–20 нм (рис. 2б, 2в).

Появление в отдельных участках образца деформационных полос становится характерной особенностью микроструктуры сплава после деформации на 10π рад. После вылеживания тенденция к выраженной полосчатости особенно выявляется на темнопольных изображениях микроструктуры сплава (рис. 2б). На представленных рисунках видно, что одним из результатов образования однонаправленной полосовой структуры является анизотропия в распределении нанофрагментов и нанозерен вдоль некристаллографических направлений, соответствующих преобладающему направлению ротационного массопереноса при КВД.

При вылеживании в течение 1 мес. изменение режима КВД не оказывает заметного влияния на механизм и кинетику распада пересыщенного твердого раствора: гетерогенно зародившиеся на границах нанозерен частицы фазы Т₂ сохраняют размеры (их диаметр не превышал 10 нм) и объемную долю (рис. 2б, 2в).

КВД на φ = 10π рад, 12 мес. вылеживания. Рост величины деформации проявляется в структурных и фазовых превращениях сплава 1461 при более длительном вылеживании. Так, в процессе вылеживания в течение 12 мес. реализуется рекристаллизация in situ, обуславливающая трансформацию нанофрагментированной структуры в НК с диаметром нанозерен ~50–100 нм (рис. 2г–2е). Образование более однородной равновесной структуры подтверждается исчезновением дипольных границ на электронно-микроскопических изображениях (рис. 2г) (уже отмечалось, что плотность распределения и протяженность дипольных границ зависят от полноты протекания рекристаллизации [4, 6, 7]). Вместе с тем границы рекристаллизованных НК-зерен сохраняют неравновесную выпукло-вогнутую форму [1].

На электронно-микроскопических изображениях хорошо видна тенденция к анизотропному распределению нанозерен в пределах деформационных полос шириной до 100 нм после длительного вылеживания (рис. 2г, д). Вместе с тем сравнение двух соседних темнопольных изображений показывает, что полосовая структура начинает частично “рассыпаться” при вылеживании (ср. рис. 2б, 2г, 2е). Как и после КВД на φ = = 2π рад, при рассматриваемом режиме деформации вылеживание в течение 12 мес. существенно влияет на размеры и взаимную разориентировку вторичных нанофрагментов: их диаметр после вылеживания составляет 20–30 нм, они приобретают хорошо сформированные границы (рис. 2е). Эти границы, подобно границам нанозерен, становятся предпочтительными местами для гетерогенного зарождения равновесной фазы Т₂, что приводит к возрастанию ее объемной доли (рис. 2д, 2е). Однако диаметр частиц фазы за период вылеживания практически не меняется – он по-прежнему не превышает 10–15 нм.

КВД на φ = 20π рад, 1 мес. вылеживания. Максимальная деформация на φ = 20π рад привела к активизации динамической рекристаллизации, результатом которой явилось формирование развитой полосовой структуры после КВД [8]. Нанозерна диаметром до 50 нм распределены анизотропно в пределах некристаллографических ротационно-деформационных полос, занимавших весь объем образца. Следует отметить, что повышение величины деформации при КВД вызвало усиление интенсивности полосчатого контраста на электронно-микроскопических изображениях. Возможно, это вызвано возрастанием как углов разориентировки соседних полос, так и их ротационной фрагментацией. Об этом свидетельствуют близко расположенные параллельные изгибные контуры экстинкции поперек деформационных полос (рис. 3а–3в).

Рис. 3.

Микроструктура сплава 1461 после КВД на φ = 20π рад и вылеживания: а–в – в течение 1 мес.; г–е – в течение 12 мес.; а, в, д – светлопольные изображения; б, г, е – темнопольные изображения в близких рефлексах ${{\left( {530} \right)}_{{{{{\text{Т}}}_{2}}}}},$ (111)_Al. Типичные кольцевые микроэлектронограммы приведены на вставках.

За период вылеживания в течение 1 мес. происходит коалесценция отдельных нанофрагментов, что приводит к возрастанию размеров некоторых НК-зерен от 50 до 100 нм (рис. 3а–3в). Размеры вторичных нанофрагментов в объеме нанозерен составляют 20–30 нм (рис. 3в). Следует отметить, что после КВД на φ = 2π–10π рад кратковременное вылеживание не вызывает изменения размеров этих структурных составляющих. Размеры, объемная доля и характер распределения фазы Т₂ в течение рассматриваемого периода практически не менялись.

КВД на φ = 20π рад, 12 мес. вылеживания. Увеличение длительности вылеживания до 1 года вызывает трансформацию полосовой структуры: деформационные полосы “рассыпались” и становились менее протяженными, а их границы теряли прямолинейность (рис. 3д, 3е). Изменение морфологии полос, возможно, является следствием их сегментации. В пользу этого предположения свидетельствует исчезновение контраста от параллельных изгибных контуров в измененных полосах (рис. 3е).

Скопления НК- и СМК-зерен анизотропно распределены вдоль некристаллографических направлений полос деформации (рис. 3д, 3е). Анализ светло-и темнопольных изображений выявил наличие двух морфологических типов нанозерен: диаметр одних достигает 100–150 нм, диаметр вторых соизмерим с размерами вторичных нанофрагментов и составляет 30–50 нм (рис. 3е). Более крупные зерна, скорее всего, образовались в результате динамической рекристаллизации в процессе КВД и последующей коалесценции. НК-зерна диаметром 30–50 нм могли сформироваться посредством трансформации вторичных нанофрагментов в объеме более крупных зерен за счет увеличения углов их разориентации. При этом крупные СМК-зерна обладают преимущественно прямолинейными границами, а более мелкие – выпукло-вогнутыми. Спрямление границ нанозерен большего размера и трансформация вторичных нанофрагментов подтверждают, что при вылеживании сплав переходит в более равновесное состояние. Таким образом, структура, формирующаяся в процессе фрагментации и динамической рекристаллизации при КВД на φ = = 20π рад, после длительного вылеживания в основном сохраняет наномасштаб.

В процессе длительного до 1 года вылеживания возрастает объемная доля гетерогенно зарожденной фазы Т₂. Это связано с наличием большой протяженности границ деформационных полос, состоящих из НК- и СМК-зерен, которые являются благоприятными местами для гетерогенного зарождения частиц стабильных фаз (рис. 3д, 3е). Степень дисперсности равноосных частиц Т₂ в процессе вылеживания практически не меняется – их диаметр не превышает 10–15 нм.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Результаты проведенного исследования показали, что сплав 1461 после мегапластической деформации кручением под давлением Р = 4 ГПа при углах поворота φ = 2π–20π рад при последующем вылеживании в течение до 1 года сохраняет наноструктурное состояние: в среднем размер структурных и фазовых элементов после вылеживания не превышает 100 нм.

Обнаружено, что при вылеживании происходит гетерогенное зарождение и рост частиц стабильной фазы Т₂ в сильнодеформированном сплаве 1461. Образование таких зернограничных равноосных выделений Т₂ является одной из основных причин стабилизации зеренной структуры в пределах наноразмерного масштаба при вылеживании сплава после мегапластической деформации.

Выявлено, что последовательная трансформация вторичных нанофрагментов в объеме нанозерен и возрастание угла разориентации между ними обуславливает то, что их границы, наряду с границами нанозерен и деформационных полос, становятся благоприятными местами для гетерогенного зарождения упрочняющей равновесной фазы Т₂, приводя к увеличению ее объемной доли.

Таким образом, в настоящей работе установлено, что в сплаве 1461 при вылеживании после мегапластической деформации кручением под высоким давлением, как и в других промышленных сплавах на основе системы Al–Li–Cu, реализуется комплексная реакция рекристаллизации in situ и гетерогенного распада пересыщенного твердого раствора с образованием дисперсных равноосных частиц стабильной фазы. Данный механизм обеспечивает высокую прочность сплава и размерную стабильность его зеренно-субзеренной структуры в наномасштабном диапозоне, поскольку выделения вторых фаз, во-первых, блокируют миграцию границ зерен при рекристаллизации, а, во-вторых, они, имея иную кристаллическую решетку, упрочняют сплав по механизму огибания Орована [12, 13].