The effect of chromium and zirconium alloying on the structure and properties of submicrocrystalline copper alloys obtained by dynamic channel-angular pressing

封面

如何引用文章

全文:

详细

The paper investigates the evolution of the structure and properties of low-alloy dispersion-hardening alloys based on Cu–Zr, Cu–Cr, and Cu–Cr–Zr systems under high-speed deformation (~105 s-1) by dynamic channel angular pressing (DCAP) and subsequent annealing (aging) at 200–700°C. The effect of alloying with microadditives Cr (0.09–0.22%) and Zr (0.04–0.20%) in achieving high hardness of copper with a submicrocrystalline structure obtained by DCAP was studied. The effect of ECAP and subsequent aging on the electrical conductivity of alloys is studied. The sequence of decomposition processes of a copper–based α-solid solution with the precipitation of nanoscale particles of the second phases and recrystallization is determined. It is shown that the role of zirconium is due to the precipitation of Cu5Zr phase nanoparticles during DCAP and subsequent annealing on dislocations and sub-boundaries, their fixation, and reduced mobility, as a result, the process of formation of recrystallization centers slows down, which requires rearrangment (restructuring) of the dislocation structure.

全文:

ВВЕДЕНИЕ

Специальные медные сплавы, легированные небольшими добавками хрома и циркония, принадлежат к группе микролегированных и низколегированных дисперсионно-твердеющих сплавов, обладающих повышенной прочностью и электропроводностью. Они широко используются в электротехнической промышленности для изготовления электродов контактной сварки, коллекторов электрических машин, прерывателей электрического тока, работающих при высокой температуре [1, 2]. Кроме того, эти сплавы рассматриваются в качестве перспективных функциональных материалов для атомной промышленности [3]. В последнее время появилось большое количество работ, посвященных изучению закономерностей формирования субмикрокристаллической (СМК) и нанокристаллической структуры, обеспечивающей повышенные механические и эксплуатационные свойства электротехнических дисперсионно-твердеющих сплавов на основе меди, содержащих хром, цирконий и гафний, при таких квазистатических способах интенсивной пластической деформации (ИПД) как кручение под высоким давлением, равноканальное угловое прессование (РКУП), всесторонняя изотермическая ковка и др. [4–12]. В настоящем исследовании применяли высокоскоростной способ ИПД − динамическое канально-угловое прессование (ДКУП), использующий технику ударно-волнового нагружения [13]. Метод ДКУП позволяет деформировать материалы со скоростями на шесть порядков выше, чем при РКУП [14, 15]. Ранее на примере титана, меди, алюминия и их сплавов [16–19] установлено, что отличительной особенностью метода ДКУП является комбинированное воздействие высокоскоростной (~105 с–1) деформации простого сдвига, ударно-волновой деформации сжатия и температуры. Было установлено, что формирование неравновесной СМК-структуры в меди при ДКУП происходит за счет закономерно повторяющихся процессов фрагментации, динамической полигонизации и частичной динамической рекристаллизации [20, 21]. В сплавах на основе системы Cu–Cr–Zr протекают высокоскоростные процессы фрагментации, динамической полигонизации и частичного дисперсионного упрочнения, связанного с выделением наноразмерных частиц вторых фаз [22–25]. Цель работы состояла в исследовании влияния ДКУП и последующих отжигов (старения) на процессы структурообразования и физико-механические свойства меди, легированной микродобавками Cr (0.09–0.22 мас.%) и/или Zr (0.04–0.20 мас.%).

МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЙ

В качестве материалов исследования были выбраны дисперсионно-твердеющие сплавы Cu–0.06 %Zr; Cu–0.22 %Cr; Cu–0.14%Cr–0.04 %Zr; и Cu–0.21%Cr-0.20%Zr (% по массе), выплавленные из чистых компонентов в вакуумной индукционной печи. Слитки массой 0.5–1 кг были прокованы в прутки диаметром 18 мм. Прутки подвергали закалке от 1000°С в ледяную воду для получения пересыщенного α-твердого раствора меди. Затем из части прутков изготавливали образцы для высокоскоростного прессования методом ДКУП [16–22]. Образцы диаметром 16 мм и длиной 65 мм с помощью специальной пушки [13] разгоняли до скорости 230 м/с и направляли в матрицу, содержащую два канала диаметром 16 и 14 мм, пересекающиеся под углом 90°. Количество проходов (n) составляло 3–4, скорость деформации материала – 104–105 с–1, длительность одного прохода – 5×10-4 с, давление в области угла поворота – 1.5–2 ГПа.

После прессования образцы разрезали вдоль направления вытяжки для изучения микроструктуры и свойств. Исследования проводили на образцах в закаленном, деформированном состоянии и после изотермических отжигов при 200–700°С в течение 1 или 4 ч с охлаждением в ледяной воде. Электронно-микроскопическое исследование выполняли на микроскопах JEM–200CX и Philips CM–30. Микрорентгеноспектральный анализ проводили на сканирующем микроскопе Quanta-200 с приставкой EDAX. Микротвердость по Виккерсу измеряли на приборе ПМТ–3М при нагрузке на индентор 0.49 Н. Электросопротивление измеряли потенциометрическим (компенсационным) методом [26] на образцах размером 0.3×2.0×15 мм, погрешность Δρ/ρ не превышала 1%. Значения электросопротивления были пересчитаны в удельную электропроводность и приведены в процентном отношении к значению проводимости отожженной меди в соответствии с Международным стандартом на отожженную медь –% IACS [1].

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Структура сплавов после ДКУП и старения. В исходном закаленном крупнокристаллическом (КК) состоянии размер зерна исследованных сплавов составлял 200–400 мкм. После высокоскоростной деформации методом ДКУП во всех исследованных сплавах формируется субмикрокристаллическая (СМК) структура, состоящая из зерен и субзерен размером 0.2–1.0 мкм с внутренней дислокационной структурой (рис. 1). На границах и внутри отдельных зерен-субзерен наблюдали выделения наноразмерных (диаметром от 2 до 5 нм) частиц вторых фаз Cr и Cu5Zr (показаны стрелками на рис. 1). Эти наблюдения позволяют сделать вывод о том, что в процессе ДКУП в исследованных сплавах происходит частичный распад пересыщенного α-твердого раствора меди, на что указывают и полученные нами ранее результаты [22–25]. Т. е. при ДКУП КК-структура исследованных дисперсионно-твердеющих сплавов преобразуется в СМК-структуру в результате высокоскоростных процессов фрагментации, динамической полигонизации и частичного дисперсионного упрочнения. Для сравнения, в меди процесс структурообразования при ДКУП имеет циклический характер, обусловленный чередованием высокоскоростных процессов фрагментации, динамической полигонизации и динамической рекристаллизации [20, 21].

 

Рис. 1. Микроструктура сплавов Cu–0.21%Cr–0.20%Zr (а), Сu–0.06%Zr(б) и Cu–0.22%Cr (в) после ДКУП; б, в – светлопольные изображения и а – темнопольное изображение в рефлексе 002Cu.

 

Последующие отжиги по-разному влияют на изменение СМК-структуры исследованных сплавов. Так, отжиг двойного и тройных СМК-сплавов, легированных Zr, при температурах 200–350°С не приводит к изменению структуры. Повышение температуры отжига до 350–400°С (для сплавов Cu–Cr–Zr) и до 400–450°С (для сплава Cu–Zr) вызывает дополнительный распад пересыщенного α-твердого раствора меди с выделением частиц Cu5Zr размерами 5–10 нм. На электронограммах (рис. 2а, б) присутствуют рефлексы фазы Cu5Zr. Гетерогенное выделение частиц на границах субзерен и на дислокациях показаны стрелками на рис. 2а, б. Вокруг гетерогенно выделившихся частиц Cu5Zr зачастую наблюдали деформационный контраст, указывающий на существование когерентной (или частично когерентной) связи между решетками [22–25]. Частицы Cu5Zr, выделяясь на дислокациях на границах и внутри зерен-субзерен, способствуют закреплению и уменьшению подвижности дислокаций в результате чего замедляется процесс образования центров рекристаллизации, требующий перестройки дислокационной структуры.

 

Рис. 2. Структура сплавов Cu–0.21%Cr–0.20 %Zr (а), Сu–0.06%Zr (б, в) и Cu–0.14%Cr–0.04%Zr (г); после ДКУП и отжигов (старения) при: а, б – 400°С, 4 ч; в – 550°С, 1 ч и г – 600°С, 1 ч; а, в, г – светлопольные изображения и б – темнопольное изображение в рефлексах 002Cu и 311Cu5Zr.

 

При температурах 500–550°С в двойном и тройных сплавах, легированных Zr, начинается рекристаллизация. В рекристаллизованных зернах происходит образование новых и объединение ранее выделившихся глобулярных частиц Cu5Zr (рис. 2в). Повышение температуры старения до 600°С вызывает более полный распад пересыщенного α-твердого раствора на основе меди, при этом в сплавах Cu–Cr–Zr помимо глобулярных частиц Cu5Zr выделяются частицы Cr, имеющие вытянутую форму (рис. 2г). Частицы Cr выделяются гомогенно. В работе [22] проведен подробный анализ морфологии этих частиц. На рис. 2г приведено изображение нового зерна, образовавшегося в сплаве Cu–Cr–Zr после ДКУП и старения при 600°С. Видно, что цепочки дисперсных глобулярных частиц Cu5Zr, выделившиеся ранее на границах субзерен и на дислокациях, в новом рекристаллизованном зерне выстроились в ряды, направление которых наследует направление субграниц деформированной структуры (рис. 2г). Отметим, что глобулярные частицы Cu5Zr практически не растут – их диаметр не превышает 10–20 нм, частицы Cr увеличиваются в размерах до 50–100 нм (рис. 2г). Мигрирующие в процессе рекристаллизации большеугловые границы могут ускорять коагуляцию выделившихся частиц вследствие зернограничной диффузии. При этом частицы, выросшие до определенных размеров, тормозят миграцию границ и тем самым задерживают рекристаллизацию [27]. Т. е. повышение температуры старения может привести к облегчению зарождения центров рекристаллизации и одновременно к задержке роста новых зерен, что и наблюдали в исследованных сплавах. После отжига при 700°С, 1 ч в сплавах Cu–Cr–Zr, предварительно деформированных методом ДКУП, формируется структура, состоящая из зерен размером 3–7 мкм, содержащих большое количество частиц вторых фаз двух морфологий размерами 10–100 нм (рис. 3а). Средний размер зерна не превышает 5 мкм, что на два порядка меньше среднего размера зерна в исходном закаленном КК-состоянии. Микрорентгеноспектральный анализ показал, что, как и ожидалось, более крупные частицы представляют собой частицы Cr, дисперсные глобулярные частицы – это частицы фазы Cu5Zr (рис. 3б).

 

Рис. 3. Микроструктура сплава Cu–0.21%Cr–0.20%Zr после ДКУП и отжига при 700°С, 1 ч (а) и микрорентгеноспектральный анализ глобулярной частицы Cu5Zr (б).

 

Иную картину изменения СМК-структуры при последующих отжигах наблюдали в двойном сплаве, легированном Cr. В сплаве Cu–0.22%Cr рекристаллизация СМК-структуры начинается при температурах 300–350°С и уже нагрев до 400°С приводит к образованию на фоне деформированной структуры отдельных новых зерен размерами 2–3 мкм, содержащих большое количество двойников отжига (рис. 4а).

 

Рис. 4. Структура сплава Сu–0.22%Cr после ДКУП и отжигов (старения) при: а – 400; б – 600°С, 1 ч; а – светлопольное и б – темнопольное изображения.

 

Электронно-микроскопическое исследование показало, что в сплаве Cu–0.22%Cr рекристаллизация начинается раньше, чем происходит процесс распада пересыщенного α-твердого раствора. Наноразмерные частицы Cr в рекристаллизованных зернах выделяются гомогенно. Так при отжиге 400–450°С, 1ч в новых зернах видны отдельные “черные точки” (рис. 4а), присутствие которых, по-видимому, свидетельствует о ранних стадиях старения. Повышение температуры старения до 500–600°С приводит к дальнейшему развитию процесса распада. На рис. 4б приведен снимок структуры сплава после нагрева до 600°С. Количество гомогенно образовавшихся частиц Cr в рекристаллизованных зернах существенно возрастает, хотя их размер, определенный по темнопольным изображениям, увеличивается незначительно, в пределах от 10 до 30 нм (рис. 4б). Повышение температуры отжига до 600°С приводит к развитию процессов рекристаллизации тем не менее в сплаве сохраняется приблизительно 40% нерекристаллизованной структуры.

Отметим, что повышение температуры отжига не вызывает существенный рост зерен, средний размер зерна сплава Cu–Cr, предварительно деформированного методом ДКУП, после отжига при 700°С, 1 ч составляет 10–12 мкм.

Изменение микротвердости сплавов после ДКУП и старения. Структурные изменения влияют на микротвердость исследуемых сплавов. Так, в исходном закаленном КК-состоянии микротвердость сплавов Cu–0.21%Cr–0.20%Zr; Cu–0.14%Cr–0.04%Zr; Cu–0.22 %Cr и Cu–0.06 %Zr составляет 710, 700 и 600 МПа соответственно (см. табл. 1). ДКУП повышает микротвердость до 1600, 1520 и 1440 МПа соответственно (см. табл. 1), т. е. в 2.2–2.4 раза по сравнению с микротвердостью КК-сплавов. Это связано, как обсуждалось выше, с существенным на три порядка измельчением структуры от КК- до СМК-состояния и с частичным распадом α-твердого раствора меди в процессе ДКУП. Для сравнения, микротвердость меди после ДКУП увеличилась в 1.8–2.0 раза [20, 21].

 

Таблица 1. Влияние ДКУП и последующего старения на упрочнение сплавов

Сплав

Режимы обработки

HV, МПа

ΔHV*, МПа

Cu–0.14%Cr–

0.04%Zr

закалка от 1000°С

700

–

ДКУП, n=4

1600

900

ДКУП + 400°С, 1 ч

1780

1070

ДКУП + 400°С, 4 ч

1880

1180

ДКУП + 450°С, 1 ч

1780

1080

Cu–0.21%Cr–

0.20 %Zr

закалка от 1000°С

710

–

ДКУП, n=3

1600

890

ДКУП + 400°С, 1 ч

1750

1050

ДКУП + 400°С, 4 ч

1850

1150

Cu–0.06 %Zr

закалка от 1000°С

600

–

ДКУП, n=3

1440

840

ДКУП + 400°С, 1 ч

1440

840

ДКУП + 400°С, 4 ч

1530

920

ДКУП + 450°С, 1 ч

1640

1040

ДКУП + 450°С, 4 ч

1380

780

Cu–0.22%Cr

закалка от 1000°С

700

–

ДКУП, n=3

1520

820

ДКУП + 300°С, 1 ч

1360

630

ДКУП + 400°С, 1 ч

1080

400

*Величина ΔHV определена по отношению к исходному КК после закалки состоянию.

 

На рис. 5 представлены зависимости микротвердости от температуры отжига для всех исследованных сплавов. Видно, что отжиг по-разному влияет на изменение их микротвердости. Так, отжиг тройных и двойного СМК-сплавов, легированных Zr, при 300°С, 1 ч (Cu–Cr–Zr) и при 400°С, 1ч (Cu–Zr) не приводит к изменению микротвердости (см. рис. 5, кривые 1 и 2). Ее рост на 150–180 МПа отмечен при 400°С, 1 ч для сплавов Cu–Cr–Zr и на 200 МПа при 450°С, 1 ч для сплава Cu–Zr, по сравнению с микротвердостью сплавов в деформированном СМК-состоянии (табл. 1), и связан с процессами распада пересыщенного α-твердого раствора с выделением частиц Cu5Zr (рис. 2а, б). Для сравнения нагрев СМК-меди до 150–300°С (рис. 5, кривая 4) приводит к рекристаллизации, т. е. росту зерна и резкому спаду микротвердости [26].

 

Рис. 5. Зависимости микротвердости сплавов меди, подвергнутых ДКУП, от температуры отжига (старения), выдержка 1 ч: 1 – Cu–0.21%Cr–0.20 %Zr; 2 – Cu–0.06%Zr; 3 – Cu–0.22%Cr; 4 – Cu.

 

Увеличение времени выдержки может повысить упрочнение дисперсионно-твердеющих сплавов на основе меди [1, 2]. Анализ результатов измерений, представленных в табл. 1, показывает, что старение в течение 4 ч при 400°C дополнительно увеличивает микротвердость двойного и тройных СМК-сплавов, легированных Zr. Так, микротвердость сплавов Cu–0.06%Zr, Cu–0.21%Cr–0.20%Zr и Cu–0.14%Cr–0.04%Zr увеличивается на 90, 250 и 280 МПа соответственно.

Заметим, что увеличение концентрации Cr в 1.5 раза и Zr в 5 раз не приводит к увеличению микротвердости сплавов Cu–Cr–Zr. Так, максимальное относительное упрочнение (ΔHV) сплава Cu–0.14%Cr–0.04%Zr, достигнутое в результате комбинированной обработки: ДКУП+400°C, 4 ч, составляет 1180 МПа, тогда как ΔHV сплава Cu–0.21%Cr–0.20%Zr после аналогичной обработки равно 1150 МПа (табл. 1). Следовательно, для достижения максимальной микротвердости СМК дисперсионно-твердеющих сплавов Cu–Cr–Zr достаточно минимального содержания легирующих элементов и правильно подобранного температурно-временного режима старения. Этот вывод справедлив и для микролегированного сплава Cu–Zr. Так, отжиг сплава Cu–0.06%Zr при 450°C, 1 ч существенно (на 200 МПа) повышает микротвердость, при этом его ΔHV составляет 1040 МПа (табл. 1), что ненамного меньше, чем ΔHV сплава Cu–0.14%Cr–0.04%Zr после аналогичной обработки (1080 МПа) при значительно большем содержании легирующих элементов. Однако увеличение времени выдержки при 450°C до 4 ч приводит к разупрочнению сплава Cu–0.06%Zr (см. табл. 1), что связано с началом рекристаллизации.

Увеличение температуры отжига до 550 и 600°С приводит к снижению микротвердости двойного и тройных сплавов, легированных Zr (рис. 5, кривые 1, 2), что обусловлено развитием процесса рекристаллизации (рис. 2в, г). Тем не менее повышение температуры отжига до 700°С не приводит к существенному росту зерна, как обсуждалось выше.

Таким образом, за счет экспериментально подобранной комбинированной обработки, включающей ДКУП и последующее старение при 400–450°C, можно существенно (в 2.7–2.8 раза) увеличить микротвердость двойного Cu–0.06%Zr и тройного Cu–0.14%Cr–0.04%Zr сплавов. Этот вывод меняет существующее представление о том, что легирование микродобавками Zr (до 0.1%) повышает температуру рекристаллизации меди и практически не влияет на ее упрочнение [1, 2].

Зависимость изменения микротвердости от температуры отжига (старания) сплава Cu-0.22%Cr, деформированного методом ДКУП (рис. 5, кривая 3), существенным образом отличается от аналогичных зависимостей для тройного и двойного сплавов, легированных Zr (рис. 5, кривые 1 и 2). Видно, что микротвердость СМК-сплава Cu-Cr начинает уменьшаться уже при нагреве до 200–300°С, хотя и не так существенно, как в СМК-меди (рис. 5, кривая 4). Повышение температуры отжига до 400–500°С вызывает дальнейшее снижение микротвердости, однако такого резкого, как в меди падения микротвердости не наблюдается (ср. кривые 3 и 4 на рис. 5). Снижение микротвердости в интервале температур 300–500°С связано, как показало структурное исследование (рис. 4а), с тем, что рекристаллизация в СМК-сплаве Cu-0.22%Cr начинается раньше, чем процессы распада пересыщенного α-твердого раствора. Однако протекающие при температуре 400°С и выше процессы гомогенного выделения упрочняющих наноразмерных частиц Cr препятствуют резкому падению микротвердости.

Иную картину изменения микротвердости в зависимости от температуры старения наблюдали в исходно закаленном КК-сплаве Cu-0.22%Cr (рис. 6а, кривая 1). Видно, что старение при 200–300°С не приводит к изменению микротвердости. Ее рост наблюдается при температурах 300–400°С и достигает максимума при 500°С. Наблюдаемое увеличение микротвердости обусловлено гомогенным выделением дисперсных частиц Cr в процессе распада пересыщенного α-твердого раствора меди [1, 10]. Необходимо отметить, что после нагрева этого сплава в СМК-состоянии до 500°С микротвердость заметно ниже (рис. 6а, кривая 2) и это связано с протеканием двух конкурирующих процессов: рекристаллизации и распада пересыщенного α-твердого раствора, как обсуждалось выше.

 

Рис. 6. Зависимость микротвердости сплавов меди в исходном КК (после закалки от 1000°С) состоянии (1) и в СМК- (после ДКУП) состоянии (2) от температуры отжига (старения), выдержка 1 ч: а – Cu–0.22 %Cr; б – Cu–0.21%Cr–0.20%Zr; в – Cu–0.06%Zr.

 

Если сравнить зависимости изменения микротвердости исследованных сплавов в КК-состоянии от температуры старения (рис. 6, кривые 1) можно отметить, что все они имеют максимум при 500–550°С, обусловленный дисперсионным упрочнением, связанным с распадом α-твердого раствора [1]. Необходимо отметить, что легирование Cr и Zr по-разному влияет на изменение микротвердости КК-сплавов. Известно, что Cr отвечает за прочностные свойства меди [1]. Микротвердость КК двойного и тройного сплавов, легированных Cr, как и ожидалось, выше, чем микротвердость КК сплава Cu–0.06%Zr (табл. 1). Однако максимальное относительное упрочнение (ΔHV), достигнутое в результате старения при 500°С, для КК сплава Cu-0.22%Cr составляет 500 МПа, тогда как ΔHV сплава Cu–0.21%Cr–0.20%Zr после аналогичной обработки равно 250 МПа (ср. кривые 1 на рис. 6а и 6б). Т. е. дополнительное легирование Zr, по-видимому, снижает интенсивность выделения частиц Cr и, следовательно, уменьшает степень дисперсионного упрочнения сплава. В тоже время легирование меди Zr может способствовать значительному упрочнению. На рис. 6в видно, что нагрев КК-сплава Cu–0.06%Zr до 500–550°С увеличивает его микротвердость в 1.5 раза.

Электропроводность сплавов после ДКУП и старения. Электропроводность сплава Cu–0.21Cr–0.20Zr в закаленном КК-состоянии составляет 35% IACS (рис. 7, кривая 1). Это приблизительно в 1.5–2 раза меньше, чем в случае оценки величины электропроводности сплава по данным о влиянии малых добавок легирующих элементов на величину электропроводности меди [1]. Снижение электропроводности меди, легированной микродобавками хрома и циркония, в закаленном КК-состоянии связано с тем, что при образовании α-твердого раствора, т. е. размещении в пространственной решетке меди атомов хрома и циркония, электрическое поле решетки растворителя – меди искажается, и рассеяние электронов проводимости увеличивается [1, 8, 10].

 

Рис. 7. Влияние температуры старения на электропроводность сплава Cu–0.21%Cr–0.20Zr после закалки от 1000°С (1) и ДКУП (2).

 

Высокоскоростная деформация методом ДКУП повышает электропроводность сплава до 45% IACS по сравнению с закаленным состоянием (ср. кривые 1 и 2 на рис. 7). Это связано, как обсуждалось выше, с частичным распадом пересыщенного α-твердого раствора меди уже в процессе ДКУП, что подтверждается структурными наблюдениями, а также результатами измерения микротвердости.

Электропроводность закаленного КК-сплава при нагреве до 200°С практически не изменяется, при температурах 300–350°С несколько увеличивается и значительно возрастает от 38 до 70% IACS при нагреве в интервале температур 400–600°С (рис. 7, кривая 1), что обусловлено распадом пересыщенного α-твердого раствора меди. При нагреве СМК сплава, полученного ДКУП, электропроводность не изменяется до 200°С, а затем в интервале 200–300°С начинает увеличиваться (рис. 7, кривая 2), что связано с процессами возврата, и существенно возрастает (от 48 до 80% IACS) в интервале 300–500°С, что обусловлено, как обсуждалось выше, распадом α-твердого раствора с выделением наноразмерных частиц Cu5Zr и Cr.

Заметим, что рост электропроводности СМК-сплава начинается при более низкой температуре отжига, чем сплава в КК-состоянии (ср. кривые 1 и 2, рис. 7), т. е. процесс распада пересыщенного твердого раствора меди после ДКУП происходит интенсивнее. Кроме того, увеличение электропроводности происходит при более низкой температуре, чем температура, при которой начинается рост микротвердости (рис. 6б). Это означает, что обеднение твердого раствора легирующими элементами происходит раньше, чем формируются частицы вторых фаз оптимального размера, необходимые для повышения микротвердости.

Электропроводность сплава с СМК-структурой, полученной ДКУП, после отжига (старения) при 500°С увеличивается до 80% IACS, что связано с практически завершившимся процессом распада пересыщенного α-твердого раствора на основе меди. А электропроводность КК-сплава после отжигов при 500–700°С составляет 70–72% IACS, что свидетельствует о том, что процесс распада полностью не завершен.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Изучены особенности формирования СМК структуры и свойств дисперсионно-твердеющих сплавов меди на основе систем Cu–Zr, Cu–Cr и Cu–Cr–Zr при высокоскоростной (104–105 с−1) деформации методом динамического канально-углового прессования (ДКУП) и последующем старении при 200–700°C.

Определено, что в результате ДКУП во всех исследованных сплавах формируется СМК-структура с повышенной микротвердостью. Сравнение изменения микротвердости и структурного состояния при последующем отжиге (старении) показало существенное различие в термической стабильности СМК-сплавов.

Установлено, что даже легирование микродобавками (0.04–0.06 мас.%) Zr существенно повышает температуру рекристаллизации СМК-сплавов до 500–550°C и позволяет сохранить вплоть до указанной температуры высокий уровень микротвердости, превышающий микротвердость сплавов в исходном КК-состоянии в 2.5–2.8 раза. Показано, что роль Zr в дисперсионном упрочнении сплавов и повышении их термической устойчивости обусловлена выделением наночастиц фазы Cu5Zr в процессе ДКУП и последующего старения на дислокациях и субграницах, их закреплением и уменьшением подвижности, в результате чего замедляется процесс образования центров рекристаллизации, требующий перестройки дислокационной структуры.

Определено, что отсутствие циркония в сплаве Cu–Cr приводит к снижению температуры начала рекристаллизации до 300°C. Протекающие при температурах 400–600°C процессы распада пересыщенного α-твердого раствора, сопровождающиеся гомогенным выделением частиц Cr, препятствуют резкому падению микротвердости сплава.

Показано, что в результате комбинированной обработки, включающей ДКУП и старение при 450–500°С, 1 ч, в сплаве Cu–0.21%Cr–0.20%Zr можно получить СМК-структуру, наноструктурированную частицами вторых фаз, с оптимальным сочетанием микротвердости (HV = 1750 МПа) и электропроводности (80% IACS). Повышенный уровень микротвердости, по сравнению с микротвердостью меди, связан с дополнительным упрочнением, обусловленным выделением наноразмерных частиц вторых фаз Cu5Zr и Cr в процессе ДКУП и старения. Увеличение электропроводности происходит при более низкой температуре, чем температура, при которой начинается рост микротвердости. Это означает, что обеднение α-твердого раствора легирующими элементами происходит раньше, чем формируются частицы вторых фаз оптимального размера, необходимые для повышения микротвердости.

Электронно-микроскопические исследования проведены на оборудовании ЦКП “Испытательный центр нанотехнологий и перспективных материалов” ИФМ УрО РАН.

Работа выполнена в рамках госзадания Минобрнауки России по теме “Структура” № 122021000033-2.

Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

×

作者简介

I. Khomskaya

Miheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

编辑信件的主要联系方式.
Email: khomskaya@imp.uran.ru
俄罗斯联邦, Ekaterinburg, 620108

V. Zel’dovich

Miheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

Email: khomskaya@imp.uran.ru
俄罗斯联邦, Ekaterinburg, 620108

D. Abdullina

Miheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

Email: khomskaya@imp.uran.ru
俄罗斯联邦, Ekaterinburg, 620108

E. Shorokhov

Russian Federal Nuclear Center–Zababakhin All-Russian Research Institute of Technical Physics

Email: khomskaya@imp.uran.ru
俄罗斯联邦, Snezhinsk, Chelyabinsk region, 456770

参考

  1. Осинцев О.Е., Федоров В.Н. Медь и медные сплавы. Отечественные и зарубежные марки: справочник. М.: Машиностроение, 2004. 336 с.
  2. Николаев А.К., Розенберг В.М. Сплавы для электродов контактной сварки. М.: Металлургия, 1978. 96 с.
  3. Беляева А.И., Коленов И.В., Савченко А.А., Галуза А.А., Аксенов Д.А., Рааб Г.И., Фаизова С.Н., Войценя В.С., Коновалов В.Г., Рыжков И.В., Скорик О.А., Солодовченко С.И., Бардамид А.Ф. Влияние размера зерна на стойкость к ионному распылению зеркал из низколегированного медного сплава системы Cu–Cr–Zr // Вопр. атомной науки и техники. Сер. Термоядерный синтез. 2011. Вып. 4. С. 50–59.
  4. Исламгалиев Р.К., Нестеров К.М., Валиев Р.З. Структура, прочность и электропроводность медного сплава системы Cu-Cr, подвергнутого интенсивной пластической деформации // ФММ. 2015. Т. 116. № 2. С. 219–228.
  5. Vinogradov A., Patlan V., Suzuki Y., Kitagawa K., Kopylov V.I. Structure and properties of ultra-fine grain Cu–Cr–Zr alloy produced by equal channel angular pressing //Acta Mater. 2002. V.50. P. 1639–1651.
  6. Wongsa-Ngam J., Kawasaki M., Langdon T.G. The development of hardness homogeneity in a Cu–Zr alloy processed by equal-channel angular pressing // Mater. Sci. Eng. A. 2012. V. 556. P. 526–532.
  7. Dobatkin S.V., Shangina D.V., Bochvar N.R., Janechek M. Effect of deformation schedules and initial states on structure and properties of Cu-0.18 Zr alloys after high-pressure torsion and heating // Mater. Sci. Eng. A. 2014. V. 598. P. 288–292.
  8. Zhang S., Li R., Kang H. A high strength and high electrical conductivity Cu-Cr-Zr alloy fabricated by cryorolling and intermediate aging treatment //Mater. Sci. Eng. A. 2016. V. 680. P. 108–114.
  9. Zhilyaev A.P., Morozova A., Cabrera J.M., Kaibyshev R., Langdon T.G. Wear resistance and electroconductivity in a Cu-0.3Cr-0.5Zr alloy processed by ECAP // J. Mater. Sci. 2017. V. 52. P. 305–313.
  10. Shangina D., Maksimenkova Yu., Bochvar N., Serebryany V., Raab G., Vinogradov A., Skrotzki W., Dobatkin S. Influence of alloying with hafnium on the microstructure, texture and properties of Cu–Cr alloy after equal channel angular pressing // J. Mater. Sci. 2016. V. 51. P. 5493–5501.
  11. Purcek G., Yanar H., Shangina D.V., Demirtas M., Bochvar N.R., Dobatkin S.V. Influence of high pressure torsion-induced grain refinement and subsequent aging on tribological properties of Cu–Cr–Zr alloy // J. Alloys Compounds. 2018. V. 742. P. 325–333.
  12. Guo T.B., Qian D.C., Huang D.W., Wang J.J., Li K.Z., and Ling D.K. A High Strength and High Conductivity Cu-0.4Cr-0.3Zr Alloy Prepared by Cryo-ECAP and Heat Treatment //Phys. Met. Metal. 2022. V. 123. № 14. P. 1537–1547.
  13. Пат. № 2283717 РФ Способ динамической обработки материалов / Е.В. Шорохов, И.Н. Жгилев, Р.З. Валиев. БИ. 2006. № 26. С. 64.
  14. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические материалы: получение, структура и свойства. М.: ИКЦ Академкнига, 2007. 398 с.
  15. Langdon T.G. Twenty-five years of ultrafine-grained materials: Achieving exceptional propertiesthough grain refintment //Acta Mater. 2013. V. 61. P. 7035–7059.
  16. Шоpохов Е.В., Жгилев И.Н., Хомская И.В., Бpодова И.Г., Зельдович В.И., Гундеpов Д.В., Фpолова Н.Ю., Гуpов А.А., Оглезнева Н.П., Шиpинкина И.Г., Хейфец А.Э., Астафьев В.В. Высокоскоростное деформирование металлических материалов методом канально-углового прессования для получения ультрамелкозернистой структуры // Деформация и разрушение материалов. 2009. № 2. С. 36–41.
  17. Зельдович В.И., Шорохов Е.В., Фролова Н.Ю., Жгилев И.Н, Хейфец А.Э., Хомская И.В., Гундырев В.М. Высокоскоростная деформация титана при динамическом канально-угловом прессовании // ФММ. 2008. Т. 105. № 4. С. 431–437.
  18. Бродова И.Г., Шорохов Е.В., Ширинкина И.Г., Жгилев И.Н., Яблонских Т.И., Астафьев В.В., Антонова О.В. Эволюция структурообразования в процессе динамического прессования сплава АМц // ФММ. 2008. Т. 105. № 6. С. 630–637.
  19. Попов В.В., Попова Е.Н., Столбовский А.В., Фалахутдинов Р.М., Мурзинова С.А., Шорохов Е.В., Гаан К.В. Влияние исходной обработки на структуру гафниевой бронзы при высокоскоростном прессовании //ФММ. 2020. Т. 121. № 5. С. 501–508.
  20. Хомская И.В., Зельдович В.И., Шорохов Е.В., Фролова Н.Ю., Жгилев И.Н., Хейфец А.Э. Особенности формирования структуры в меди при динамическом канально-угловом прессовании // ФММ. 2008. Т. 105. № 6. С. 621–629.
  21. Хомская И.В., Шорохов Е.В., Зельдович В.И., Хейфец А.Э., Фролова Н.Ю. Структура и свойства субмикрокристаллической и нанокристаллической меди, полученной методом канально-углового прессования // Металлы. 2012. № 6. С. 56–62.
  22. Зельдович В.И., Хомская И.В., Фролова Н.Ю., Хейфец А.Э., Шорохов Е.В., Носонов П.А. Структура хромоциркониевой бронзы, подвергнутой динамическому канально-угловому прессованию и старению // ФММ. 2013. Т. 114. № 5. С. 449–456.
  23. Khomskaya I.V., Zel’dovich V.I., Frolova N. Yu., Kheifets A.E., Shorokhov E.V., Abdullina D.N. Effect of highspeed dynamic channel angular pressing and aging on the microstructure and properties of Cu–Cr–Zr alloys // IOP Conf. Ser.: Mater. Sci. Eng. 2018. V. 447. P. 012007–012012.
  24. Хейфец А.Э., Хомская И.В., Коршунов Л.Г., Зельдович В.И., Фролова Н.Ю. Влияние высокоскоростной деформации и температуры старения на эволюцию структуры, микротвердость и износостойкость низколегированного сплава Cu–Cr–Zr // ФММ. 2018. Т. 119. № 4. С. 423–432.
  25. Khomskaya I.V., Zel’dovich V.I., Frolova N. Yu., Abdullina D.N., Kheifets A.E. Investigation of Cu5Zr particles precipitation in Cu–Zr and Cu–Cr–Zr alloys subject ed to quenching and high strain rate deformation // Letters Mater. 2019. V. 9. № 4. P. 400–404.
  26. Хомская И.В., Зельдович В.И., Хейфец А.Э., Фролова Н.Ю., Дякина В.П., Казанцев В.А. Эволюция структуры при нагреве субмикрокристаллической и нанокристаллической меди, полученной высокоскоростным деформированием // ФММ. 2011. Т. 111. № 4. С. 383–390.
  27. Горелик С.С., Добаткин С.В., Капуткина Л.М. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: МИСиС, 2005. 432 с.

补充文件

附件文件
动作
1. JATS XML
下载
2. Fig. 1. Microstructure of Cu–0.21%Cr–0.20%Zr (a), Cu–0.06%Zr (b) and Cu–0.22%Cr (c) alloys after DCAP; b, c – bright-field images and a – dark-field image in the 002Cu reflection.

下载 (37KB)
索引源数据
3. Fig. 2. Structure of Cu–0.21%Cr–0.20%Zr (a), Cu–0.06%Zr (b, c) and Cu–0.14%Cr–0.04%Zr (d) alloys after DCAP and annealing (aging) at: a, b – 400°C, 4 h; c – 550°C, 1 h and d – 600°C, 1 h; a, c, d – bright-field images and b – dark-field image in reflections 002Cu and 311Cu5Zr.

下载 (46KB)
索引源数据
4. Fig. 3. Microstructure of the Cu–0.21%Cr–0.20%Zr alloy after DCAP and annealing at 700°C for 1 h (a) and micro-X-ray spectral analysis of a globular Cu5Zr particle (b).

下载 (36KB)
索引源数据
5. Fig. 4. Structure of Cu–0.22%Cr alloy after DCAP and annealing (aging) at: a – 400; b – 600°C, 1 h; a – bright-field and b – dark-field images.

下载 (20KB)
索引源数据
6. Fig. 5. Dependences of the microhardness of copper alloys subjected to DCAP on the annealing (aging) temperature, holding for 1 hour: 1 – Cu–0.21%Cr–0.20 %Zr; 2 – Cu–0.06%Zr; 3 – Cu–0.22%Cr; 4 – Cu.

下载 (18KB)
索引源数据
7. Fig. 6. Dependence of the microhardness of copper alloys in the initial CC (after quenching from 1000°C) state (1) and in the SMC (after DCAP) state (2) on the annealing (aging) temperature, holding for 1 h: a – Cu–0.22% Cr; b – Cu–0.21% Cr–0.20% Zr; c – Cu–0.06% Zr.

下载 (45KB)
索引源数据
8. Fig. 7. Effect of aging temperature on the electrical conductivity of Cu–0.21%Cr–0.20Zr alloy after quenching from 1000°C (1) and DKUP (2).

下载 (13KB)
索引源数据


Согласие на обработку персональных данных с помощью сервиса «Яндекс.Метрика»

1. Я (далее – «Пользователь» или «Субъект персональных данных»), осуществляя использование сайта https://journals.rcsi.science/ (далее – «Сайт»), подтверждая свою полную дееспособность даю согласие на обработку персональных данных с использованием средств автоматизации Оператору - федеральному государственному бюджетному учреждению «Российский центр научной информации» (РЦНИ), далее – «Оператор», расположенному по адресу: 119991, г. Москва, Ленинский просп., д.32А, со следующими условиями.

2. Категории обрабатываемых данных: файлы «cookies» (куки-файлы). Файлы «cookie» – это небольшой текстовый файл, который веб-сервер может хранить в браузере Пользователя. Данные файлы веб-сервер загружает на устройство Пользователя при посещении им Сайта. При каждом следующем посещении Пользователем Сайта «cookie» файлы отправляются на Сайт Оператора. Данные файлы позволяют Сайту распознавать устройство Пользователя. Содержимое такого файла может как относиться, так и не относиться к персональным данным, в зависимости от того, содержит ли такой файл персональные данные или содержит обезличенные технические данные.

3. Цель обработки персональных данных: анализ пользовательской активности с помощью сервиса «Яндекс.Метрика».

4. Категории субъектов персональных данных: все Пользователи Сайта, которые дали согласие на обработку файлов «cookie».

5. Способы обработки: сбор, запись, систематизация, накопление, хранение, уточнение (обновление, изменение), извлечение, использование, передача (доступ, предоставление), блокирование, удаление, уничтожение персональных данных.

6. Срок обработки и хранения: до получения от Субъекта персональных данных требования о прекращении обработки/отзыва согласия.

7. Способ отзыва: заявление об отзыве в письменном виде путём его направления на адрес электронной почты Оператора: info@rcsi.science или путем письменного обращения по юридическому адресу: 119991, г. Москва, Ленинский просп., д.32А

8. Субъект персональных данных вправе запретить своему оборудованию прием этих данных или ограничить прием этих данных. При отказе от получения таких данных или при ограничении приема данных некоторые функции Сайта могут работать некорректно. Субъект персональных данных обязуется сам настроить свое оборудование таким способом, чтобы оно обеспечивало адекватный его желаниям режим работы и уровень защиты данных файлов «cookie», Оператор не предоставляет технологических и правовых консультаций на темы подобного характера.

9. Порядок уничтожения персональных данных при достижении цели их обработки или при наступлении иных законных оснований определяется Оператором в соответствии с законодательством Российской Федерации.

10. Я согласен/согласна квалифицировать в качестве своей простой электронной подписи под настоящим Согласием и под Политикой обработки персональных данных выполнение мною следующего действия на сайте: https://journals.rcsi.science/ нажатие мною на интерфейсе с текстом: «Сайт использует сервис «Яндекс.Метрика» (который использует файлы «cookie») на элемент с текстом «Принять и продолжить».