Введение
Как было показано в работах [1,2], формирование ультрамелкозернистой (УМЗ) структуры в металлических материалах методами интенсивной пластической деформации (ИПД) приводит к повышению их прочностных свойств, которое, как правило, сопровождается одновременным снижением пластичности. В работе [8] было установлено, что это связано с короткой стадией деформационного упрочнения, обусловленной развитием процессов локализации пластической деформации. На примере электролитического наноструктурного никеля в работе [5] показано, что в областях локализованной деформации могут развиваться релаксационные процессы, приводящие к миграции границ зерен и рекристаллизации. Кроме того, наряду с полосами локализованной деформации, даже при низких температурах в таких материалах может развиваться высокотемпературный механизм деформации - зернограничное проскальзывание [4]. В работе [7] было показано, что наличие выделений частиц на границах и в объеме зерен может препятствовать развитию указанных выше процессов и, как следствие, повышать пластичность УМЗ материалов. Вместе с тем, комплексные исследования влияния выделений вторичных фаз в гетерофазных материалах с ультрамелкозернистой структурой на их деформационное поведение практически отсутствуют.
В связи с этим, в настоящей работе были проведены сравнительные исследования влияния частиц вторичных фаз на деформационное поведение образцов ультрамелкозернистого сплава системы Al-Mg-Li-Zr-Sc (сплав 1421), полученного методом равноканального углового прессования. Для сравнения были проведены исследования микроструктуры и деформационного поведения чистого алюминия с ультрамелкозернистой структурой, сформированной этим же методом интенсивной пластической деформации.
Материал и методики исследований
Исследования были выполнены на сплаве состава Al – 5% Mg – 2,2% Li – 0,12% Zr – 0,2% Sc (вес. %) с ультрамелкозернистой структурой, сформированной методом равноканального углового прессования (12 проходов по маршруту ВС при температуре 643К) [1]. Ультрамелкозернистая структура в чистом алюминии (99,99%) была получена методом равноканального углового прессования по режиму: 8 проходов по маршруту ВС при комнатной температуре. Образцы на растяжение в форме двойной лопатки с размерами рабочей части 5´2,5´1 мм3 вырезали электроискровым способом. Поверхность образцов подвергалась механической шлифовке с последующей электролитической полировкой в растворе состава: 20% хлорной кислоты + 80% уксусной кислоты. Испытания на растяжение проводили на установке ПВ-3012М при комнатной температуре с начальной скоростью деформации 10-2с-1. Микроструктуру изучали методом просвечивающей электронной микроскопии на микроскопе Jeol JEM-2100 при ускоряющем напряжении 200кВ. Фольги для электронной микроскопии получали двусторонней струйной полировкой на установке «Микрон-103» с использованием электролита следующего состава: 10%H2NO3 + 90%H2O. Деформационный рельеф предварительно полированных образцов после испытаний на растяжение был исследован с использованием растрового электронного микроскопа Carl Zeiss EVO 50.
Результаты исследований и их обсуждение
На рис.1 приведена микроструктура сплава 1421 и алюминия после равноканального углового прессования. Как видно из рисунка, оба материала имеют близкий средний размер зерен (1,1 и 1,3 мкм, соответственно) и величину плотности дислокаций (~ 109см-2). При этом, в сплаве также наблюдаются выделения частиц вторичных фаз в объеме и на границах зерен. Структурно-фазовое состояние сплава после интенсивной пластической деформации методом РКУП было подробно изучено в работе [3]. В соответствие с этой работой, объемная доля зернограничных выделений (частицы S-фазы) с размерами 0,3-0,4 мкм (рис.1а) достигает 3,5%, вес.
Изучение механических свойств и деформационного поведения сплава 1421 системы Al-Mg-Li с крупнозернистой (d ~ 20 мкм) и ультрамелкозернистой структурой при комнатной температуре показало, что по сравнению с ультрамелкозернистым алюминием эти материалы демонстрируют более высокие механические свойства и существенно отличающуюся зависимость s - e (рис.2). Алюминий с ультрамелкозернистой структурой демонстрирует характерную для материалов, полученных методами интенсивной пластической деформации, короткую стадию деформационного упрочнения (~ 0,4%) с длинным участком разупрочнения (>25%), предшествующим разрушению. В то же время, на кривых течения сплава 1421 как в крупнозернистом, так и в ультрамелкозернистом состоянии, напротив, наблюдаются длинные стадии деформационного упрочнения (~18 и 13%, соответственно), вплоть до развития стадии разрушения. При этом, величины равномерной деформации в сплаве с различной структурой практически совпадают с величинами деформации до разрушения.
Исследование деформационного рельефа методом растровой электронной микроскопии показало, что причиной короткой стадии деформационного упрочнения, в случае чистого алюминия с ультрамелкозернистой структурой, является локализация пластической деформации на макромасштабном уровне уже на ранних стадиях течения с образованием шейки сразу после достижения предела прочности (рис.3а). Это приводит к низкой величине равномерного удлинения, соответствующего пластической деформации на пределе прочности [6]. При напряжении течения выше предела прочности деформация образцов УМЗ алюминия на стадии разупрочнения протекает только в шейке, о чем свидетельствует отсутствие удлинения нанесенных перед деформированием маркерных кругов на рабочей базе вне области шейки (рис. 3а). Основными модами пластической деформации ультрамелкозернистого алюминия в области шейки являются развивающиеся на мезомасштабном уровне кооперативное зернограничное проскальзывание (взаимное смещение нескольких зерен), вклад которого в общую деформацию увеличивается, и полосы локализации (рис. 3а). Установлено, что в полосах локализованной деформации алюминия с ультрамелкозернистой структурой наблюдается развитие релаксационного процесса миграции границ, способствующего росту зерен [6].
В отличие от ультрамелкозернистого алюминия, образцы сплава 1421 как в крупнозернистом, так и в ультрамелкозернистом состоянии демонстрируют более однородную деформацию без образования выраженной шейки (рис.3б). В крупных зернах наблюдается развитие пластической деформации на микромасштабном уровне путем внутризеренного дислокационного скольжения (рис.3в). Вместе с тем, находящиеся на границах и в объеме зерен сплава выделения вторичной фазы эффективно препятствуют переходу деформации на мезомасштабный уровень и развитию процессов миграции границ и зернограничного проскальзывания, а также локализации пластического течения (рис.3б).
Рис. 3. Поверхность образцов ультрамелкозернистых алюминия (а) и сплава 1421 (б и в) после растяжения при комнатной температуре. Стрелками отмечены маркерные круги на поверхности образца УМЗ алюминия (а)
Заключение
Проведенные исследования показали, что при сравнимых характеристиках ультрамелкозернистой структуры (средний размер зерен, плотность дислокаций) сплав системы Al-Mg-Li с добавками циркония и скандия существенно отличается по характеру деформационного поведения при комнатной температуре от алюминия, проявляющегося в более протяженной стадии деформационного упрочнения и отсутствии выраженной макролокализации пластического течения. Такое различие обусловлено выделением в объеме зерен сплава мелкодисперсных частиц интерметаллидных фаз, способствующих увеличению протяженности стадии деформационного упрочнения, а также частиц S-фазы на границах зерен, повышающих сопротивление материала развитию локализации пластической деформации на макромасштабном уровне.
Работа выполнена в рамках госбюджетного проекта № III.23.3 Сибирского отделения Российской академии наук, исследования деформационного рельефа сплава Al-Mg-Li-Zr-Sc в крупнозернистом и ультрамелкозернистом состоянии методом растровой электронной микроскопии при финансовой поддержке Министерства образования и науки РФ (договор № 02.G25.31.0063) в рамках реализации Постановления Правительства РФ № 218
Рецензенты:
Плотников В.А., д.ф.-м.н., профессор, заведующий кафедрой общей и экспериментальной физики, Алтайский государственный университет, г.Барнаул.
Сизова О.В., д.т.н., главный научный сотрудник ИФПМ СО РАН, г.Томск.