Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 12, стр. 1257-1263

ВВЕДЕНИЕ

Сплавы на основе систем Ti–Ni, Cu–Al и ряда других относятся к особому классу материалов c эффектом памяти формы (ЭПФ), обусловленными термоупругими мартенситными превращениями (ТМП) [1, 2]. Проблема повышения служебных характеристик устройств, изготовленных из сплавов с ЭПФ, всегда остается актуальной. Это особенно важно в медицине, авиации, космической технике, где необходима повышенная надежность изделий при эксплуатации в достаточно широком интервале температур подчас при их минимальных или, напротив, больших размерах и сечениях [1–4].

Однако, при всем разнообразии созданных к настоящему времени материалов с ЭПФ даже среди сплавов никелида титана с рекордным комплексом физико-механических свойств детально исследованы и широко используются только их бинарные композиции в узком диапазоне легирования никелем (от 49.5 до 50.5 ат. %) [3]. Вместе с тем, медные сплавы систем Cu–Al, Cu–Al–Ni, Cu–Zn–Al характеризуются лучшими тепло- и электропроводностью, технологичностью при изготовлении, меньшей стоимостью по сравнению с никелидом титана. Более того, в монокристаллическом состоянии они имеют превосходные характеристики ЭПФ [1–4]. Но, предназначенные для практического применения объемные сплавы с ЭПФ необходимы в традиционном поликристаллическом состоянии после достаточно простых термических или термомеханических обработок, которые, как правило, не могут обеспечить требуемые физико-механические и эксплуатационные параметры [4]. Так, большинство цветных сплавов с ЭПФ, включая и β-сплавы на основе меди, в поликристаллическом состоянии имеют в отличие от никелида титана низкие пластичность, циклическую прочность и долговечность, что не позволяет реализовать присущие им ЭПФ [1–4].

Одной из причин хрупкости медных сплавов является высокая анизотропия упругих модулей, которая в метастабильных по отношению к ТМП медных сплавах A = C₄₄/C' близка 12–13 [2, 5], тогда как для упругоизотропных и пластичных сплавов никелида титана A составляет 1–2 [2–6]. К очевидным причинам охрупчивания сплавов на основе меди, в том числе и с ТМП, относятся также высокая локализация на границах зерен примесей и выделений избыточных фаз, и, как правило, их крупно- и разнозернистость [1, 7]. Если в сплавах при ТМП реализуются высокоанизотропные упругие объемные и сдвиговые напряжения, они концентрируются, прежде всего, на границах зерен, дополнительно ослабляя их.

Как известно, за счет измельчения зеренной структуры (и, соответственно, увеличения протяженности границ зерен) можно существенно повысить прочностные и пластические свойства сплавов никелида титана [8, 9]. Для измельчения зеренной структуры в медных сплавах пытались использовать различные способы обработки: термическую обработку и ковку [7, 10], термоциклирование под нагрузкой [11], непрерывную быструю разливку расплава [12]. Легирование сплавов Cu–Al–Ni, например, Ti или Mn, в оптимальных количествах также приводит к некоторому измельчению зерен [13].

Весьма эффективным способом измельчения зеренной структуры сплавов с ЭПФ на основе никелида титана до мелко- (МЗ) и ультрамелкозернистых (УМЗ) состояний является интенсивная пластическая деформация методами: кручения под высоким давлением (КВД) и равноканального углового прессования [14–21].

Контролируемая теплая деформация также может обеспечить накопление в сплавах высокой степени деформации и формирование МЗ и УМЗ структур. При этом основной задачей, особенно для медных сплавов, становится поиск и исследование режимов деформирования, обеспечивающих способность материала к пластическому течению без заметного роста размеров зерна, охрупчивания или разупрочнения при заданных температурно-скоростных условиях. В результате могут быть установлены оптимальные способы получения и обработки медных сплавов с ЭПФ, предназначенных для практического применения, с повышенными механическими и функциональными свойствами. В настоящей работе с данной целью был впервые использован для сплава Cu–Al–Ni с ТМП и ЭПФ метод теплой контролируемой осадки.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Трехкомпонентный сплав Cu–13.95 мас. % Al–3.98 мас. % Ni (Cu–14Al–4Ni) был получен из высокочистых Cu, Al, Ni (99.99%) компонентов. Слиток гомогенизировали при 900 ± 25°С, затем после нагрева до 950°С проковали в пруток сечением 20 × 20 мм. Закалку сплава проводили после повторного нагрева при 950°С, 10 мин, в воде при комнатной температуре.

Для пластической деформации сплава одноосным сжатием использовали электромеханическую измерительную систему Instron 8862, оснащенную электропечью для проведения измерений в изотермических условиях при температурах вплоть до 900°С в Центре коллективного пользования (ЦКП) Уфимского государственного авиационного технического университета. Испытания проводили на цилиндрических образцах сплава диаметром (d₀) 7.5 мм и высотой (h₀) 9.2 мм (согласно ГОСТ 25.503-80). Скорость испытаний v составляла 1 мм/мин.

На исходном крупнозернистом (с размерами зерен до 1 мм) и полученных в результате осадки образцах был аттестован химический состав с помощью спектрального анализа, фазовый состав определяли рентгенодифрактометрическим методом. Микроструктурные исследования выполняли методами оптической микроскопии, растровой электронной микроскопии (РЭМ) на микроскопе Quanta-200 при 30 кВ и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) на микроскопах Tecnai G² 30 и Philips CM 30 при ускоряющем напряжении 300 кВ, которыми оборудован отдел электронной микроскопии ЦКП ИФМ УрО РАН.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

По данным механических испытаний осадкой при комнатной температуре сплав Cu–14Al–4Ni в исходном состоянии способен испытывать достаточно большую пластическую деформацию до разрушения ε = 22% при высоких напряжениях предела текучести σ_0.2 и временного сопротивления σ_В, близких 400 и 1150 МПа, соответственно (рис. 1а). Кривая “напряжение–деформация” имела классический вид, на ней можно выделить четыре основные стадии деформации, различающиеся механизмами и коэффициентами деформационного упрочнения: 1 стадию упругой деформации; 2 и 3 стадии деформационного упрочнения, отличающиеся коэффициентами упрочнения; 4 стадию локализации деформации, завершающейся разрушением. На вставке к рис. 1 для сравнения приведена также кривая “напряжение–деформация”, полученная на данном сплаве при одноосном растяжении при комнатной температуре. Из сопоставления полученных результатов следует, что при близких значениях коэффициента деформационного упрочнения θ = dσ/dε (~3.5 и 4.5 ГПа, соответственно при сжатии и растяжении) относительное удлинение сплава до разрушения при растяжении равно 4%, что более чем в 5 раз меньше величины относительного сжатия до разрушения ε ≈ 22%.

Рис. 1.

Инженерные кривые “напряжение σ–деформация ε” сплава Cu–14Al–4Ni, полученные при механических испытаниях на сжатие, v = 1 мм/мин (на вставке – на одноосное растяжение): а – при комнатной температуре; б – при 400 (1); 500 (2); 600 (3); 700 (4); 800°C (5).

На рис. 2а, 2б представлены РЭМ-изображения микроструктуры сплава после испытаний при 20°С на растяжение и на сжатие. Видно, что сжатие обеспечивает изменение морфологии и существенное измельчение кристаллов мартенсита: на фоне доминирующей пакетной морфологии практически не наблюдаются фермообразные сочленения, а размеры как индивидуальных кристаллов мартенсита, так и их пакетов существенно уменьшаются.

Рис. 2.

РЭМ-изображения во вторичных электронах микроструктуры сплава Cu–14Al–4Ni после механических испытаний на одноосное растяжение (а) и сжатие (б) при 20°С.

Типичные изображения поверхности разрушения, полученные при фрактографическом анализе образцов после растяжения или сжатия при 20°С, приведены на рис. 3а–3г. Из РЭМ-изображений следует, что хрупкое и вязко-хрупкое межзеренное и внутризеренное разрушение сплава в мартенситном состоянии при растяжении происходило преимущественно по границам пакетов двойниково ориентированных кристаллов мартенсита. При сжатии чаще формируются участки с мелкоямочным вязким изломом, свидетельствуя о повышенной деформируемости сплава с преобладанием вязкого механизма разрушения.

Рис. 3.

РЭМ-изображения поверхности разрушения образцов сплава Cu–14Al–4Ni после механических испытаний на одноосное растяжение (а, б) и сжатие (в, г).

В дальнейшем выполняли механические испытания осадкой при температурах в интервале 400–800°С с шагом 100°С. Поскольку температуры начала и конца обратного мартенситного превращения в сплаве существенно ниже 400°С, теплой деформации подвергался сплав в аустенитном состоянии. Измерения показали, что рост температуры испытаний приводит, во-первых, к изменению стадийности пластической деформации по сравнению с испытаниями при комнатной температуре (рис. 1б). На всех измеренных инженерных кривых для атомно-упорядоченного аустенитного сплава можно наблюдать только три стадии деформации – упругой деформации (1), пластического течения с низким коэффициентом упрочнения (2) и стадию с резко возрастающим коэффициентом упрочнения (3). Во-вторых, повышение температуры деформации осадкой от комнатной температуры до 400°С при смене структуры сплава от мартенситной к аустенитной не привело к изменению величины σ_0.2, сохранившейся на уровне 400 МПа при росте предела прочности σ_В (см. табл. 1).

Но дальнейшее увеличение температуры деформации от 400 до 600°С при той же скорости осадки вызвало прогрессирующее снижение σ_0.2, по-видимому, в результате интенсификации возможных в сплаве динамических процессов возврата и рекристаллизации. Наиболее низкие значения σ_0.2 наблюдались при высоких температурах деформации 700 и 800°С, σ_0.2 = 50 МПа. Значения σ_В, напротив, резко возросли вплоть до 2000 МПа. Достигаемая при сжатии величина деформации до разрушения при всех температурах испытаний была достаточно высокой, но максимум (94%) был получен при 600°С.

На рис. 4 приведена зависимость изменения величины σ_0.2 от температуры осадки. Представленный график иллюстрирует, что величина σ_0.2 с увеличением температуры сначала сохраняется на уровне 400 МПа (при температуре деформации 400°С), затем убывает в интервале 400–600°С и далее остается неизменной в интервале 600–800°С. Такое немонотонное поведение механических свойств может быть обусловлено наличием эвтектоидного распада в сплаве Cu–14Al–4Ni.

Рис. 4.

Зависимость изменения предела текучести σ_0.2 от температуры деформации T при постоянной скорости осадки сплава Cu–14Al–4Ni.

Согласно известным результатам [1–4, 7, 10], при деформации в интервале 400–600°С в данном сплаве может инициироваться эвтектоидный распад пересыщенного β-твердого раствора с формированием дисперсных избыточных фаз (β' + α + γ₂), что, очевидно, будет обеспечивать упрочняющий эффект при деформации осадкой. Однако наблюдаемое при дальнейшем увеличении температуры деформации уже выше эвтектоидной температуры (в интервале 600–800°С) снижение σ_0.2 и увеличение σ_В сплава, по-видимому, связано только с деформационно-индуцированными процессами динамического возврата и рекристаллизации.

Для уточнения реальных изменений микроструктуры и фазового состава сплава в результате осадки были проведены РЭМ и ПЭМ-исследования и рентгенофазовый анализ. Оказалось, что после осадки при 400–600°С в сплаве сформировалась УМЗ-структура, по сравнению с исходной структурой на 2–3 порядка более дисперсная, с преобладающим размером зерен-кристаллитов 1–2 мкм (рис. 5, 6). Образование в процессе теплой осадки такой структуры, по-видимому, и обеспечило их высокую способность к развитой пластической деформации, предотвратив преждевременное разрушение.

Рис. 5.

РЭМ-изображения УМЗ-структуры сплава после осадки при 400 (а, б) и при 500°С (в, г).

Рис. 6.

ПЭМ (а – изображение УМЗ-структуры, на вставке – соответствующая картина микродифракции электронов) и РЭМ (б, в) – изображение УМЗ-структуры сплава после осадки при 600°С.

Деформация с постоянной скоростью при более высоких температурах (700–800°С), во-первых, интенсифицировала процесс динамической рекристаллизации в сплаве. На РЭМ-изображениях видны в несколько раз более дисперсные, чем в исходном крупнозернистом сплаве, равноосные мелкие зерна (МЗ) в основном размером 80–120 мкм (рис. 7), возникшие, очевидно, в результате динамической рекристаллизации. Деформация при 900°С, несколько ускорив рост зерен, привела, в целом, к аналогичным изменениям зеренной структуры (рис. 7в). Вместе с тем наблюдались и дисперсные выделения $\gamma _{{\text{2}}}^{'}$-фазы и ликвационная дендритная субструктура (рис. 7г).

Рис. 7.

РЭМ-изображения структуры сплава после горячей осадки при 700 (а), 800 (б) и 900°С (в, г).

Таким образом, в результате изотермической осадки при температурах, изменяющихся в широком диапазоне, в сплаве Cu–14Al–4Ni была сформирована УМЗ или МЗ структура с преобладающими размерами зерен вначале в пределах порядка единиц, затем ста микрометров. Наличие подобных ультра- и мелкозернистых структур, как известно, может привести к наблюдаемому необычному сочетанию умеренных или даже низких по величине σ_0.2 и одновременно высоких σ_В и пластичности.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В настоящей работе были установлены основные закономерности структурно-фазовых превращений и формирования механических свойств сплава Cu–13.95 мас. % Al–3.98 мас. % Ni при контролируемой изотермической осадке в испытательной машине в интервале температур от комнатной до 900°С. Обнаружено, что в сплаве после термомеханической обработки, включающей гомогенизацию, горячую ковку и закалку, при последующем изотермическом одноосном сжатии происходит формирование мелко- или ультрамелкозернистой структуры аустенита, сопровождаемое высокой способностью к пластической деформации в процессе осадки при 400–800°С.

Холодная изотермическая осадка, не изменяя размеры зерен, приводит к образованию мелкокристаллической структуры пакетного мартенсита. Это также обеспечивает повышенные значения прочностных и одновременно пластических свойств сплава за счет эффективного перераспределения и адаптации по объему сплава в условиях сжатия упругих объемных и сдвиговых напряжений, обусловленных термоупругими мартенситными превращениями.

Разрушение крупнозернистого сплава в мартенситном состоянии при одноосном растяжении в основном происходит по границам дисперсных пакетов по квазихрупкому механизму. При сжатии, напротив, реализуется мелкоямочный вязкий внутризеренный механизм разрушения, что свидетельствует о повышенной пластичности сплава как в аустенитном, так и в мартенситном состояниях.

Работа выполнена по тематике госзадания № АААА-А18-118020190116-6 (“Структура”) и при поддержке проекта УрО РАН № 18-10-2-39.