Influence of hot rolling on the phase composition, structure, and mechanical properties of metastable (α+β) alloy based on Cu–41 wt % Zn with shape memory effect

А. Е. Svirid; Свирид А. Э.; V. G. Pushin; Пушин В. Г.; N. N. Кuraпova; Куранова Н. Н.; S. V. Afanasiev; Афанасьев С. В.; D. I. Davydov; Давыдов Д. И.; L. A. Stashkova; Сташкова Л. А.

doi:10.31857/S0015323024090044

Влияние горячей прокатки на фазовый состав, структуру и механические свойства метастабильного (α+β)-сплава на основе Cu–41 мас.% Zn с эффектом памяти формы

Авторы: Свирид А.Э.¹, Пушин В.Г.¹, Куранова Н.Н.¹, Афанасьев С.В.¹, Давыдов Д.И.¹, Сташкова Л.А.¹
Учреждения:
1. Институт физики металлов УрО РАН
Выпуск: Том 125, № 9 (2024)
Страницы: 1093-1099
Раздел: СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
URL: https://journal-vniispk.ru/0015-3230/article/view/281245
DOI: https://doi.org/10.31857/S0015323024090044
EDN: https://elibrary.ru/KFAXXR
ID: 281245

Цитировать

Полный текст

Аннотация
Полный текст
Об авторах
Список литературы
Дополнительные файлы
Статистика

Аннотация

Выполнено комплексное исследование влияния горячей прокатки на структурно-фазовые превращения и физико-механические свойства метастабильного (a+b)-сплава с эффектом памяти формы Cu–41 мас.%Zn. Структурно-фазовые превращения были изучены методами оптической и электронной микроскопии, рентгенофазового анализа и дифференциальной сканирующей калориметрии (при нагреве). Обнаружено, что в сплаве происходит промежуточное бейнитное превращение наряду с образованием мартенситных фаз. Установлены особенности механического поведения сплава при испытаниях методом одноосного растяжения образцов после горячей прокатки и последующих термических обработок. Установлено, что горячая прокатка с суммарным обжатием на 90% и последующая термическая обработка приводят к увеличению пластичности сплава до 48%.

Ключевые слова

медные сплавы, горячая прокатка, микроструктура, механические свойства, мартенсит, эффект памяти формы

Полный текст

ВВЕДЕНИЕ

Сплавы с одно- или многократно циклически обратимыми эффектами памяти формы (ЭПФ), гигантской сверхупругостью и демпфированием, обусловленными термоупругим мартенситным превращением (ТМП), представляют особый класс новых практически важных интеллектуальных конструкционных полифункциональных материалов [1–7]. Известно, что они обладают гигантскими калорическими эффектами, включающими магнитокалорические, электрокалорические, барокалорические, эластокалорические, которые могут быть востребованы в эффективных экологических термо-холодильных технологиях [8–11]. В различных сплавах с ЭПФ калорические эффекты могут быть реализованы за счет внешних температурных, силовых, магнитных и электрических воздействий, обеспечивающих ТМП. Весьма перспективными являются медные b-сплавы с ТМП и ЭПФ систем Cu–Zn, Cu–Zn–Al, Cu–Zn–Sn, Cu–Al–Ni и других, которые отличаются гораздо меньшей стоимостью, лучшими тепло- и электропроводностью, технологической обрабатываемостью по сравнению с теми же сплавами никелида титана [1–4]. Медные сплавы в монокристаллическом состоянии демонстрируют превосходные характеристики ЭПФ. Однако в обычном крупнозернистом состоянии сплавы разрушаются при незначительных нагрузках, что, очевидно препятствует реализации ЭПФ [2, 3, 8, 12]. И одной из ключевых причин, препятствующих практическому использованию данных медных сплавов с ЭПФ, является их интеркристаллитная хрупкость.

В предпочтительных для практического применения двухкомпонентных сплавах Cu–Zn, с концентрацией цинка, соответствующей области составов β-фазы, ТМП происходит при низких температурах. В β-сплавах Cu–Zn, как и в β-сплавах Cu–Al–Ni, кинетику распада высокотемпературной β-фазы можно контролировать за счет концентрации легирующих элементов, применяемой деформации, термической обработки и закалочной среды. При быстром охлаждении неупорядоченная β-фаза испытывает фазовый переход “порядок–беспорядок” c образованием и ростом зерен новой β₂- или β₁-фазы с упорядоченной структурой типа B2 или D0₃ соответственно.

В наших работах [13–17] было установлено существенное упрочнение медных сплавов с ЭПФ за счет радикального уменьшения размера зерен при большой пластической деформации и, соответственно, увеличения протяженности их границ. Различные иные методы модификации сплавов, такие как легирование, термообработка, быстрая закалка, порошковая металлургия и ряд других не обеспечивали заметного измельчения зеренной структуры данных сплавов и улучшения их пластичности [12].

Поэтому целью данной работы является исследование влияния большой пластической деформации методом горячей прокатки на фазовый состав, микроструктуру и механические свойства метастабильного поликристаллического (α+β)-сплава Cu–41 мас.%Zn с эффектом памяти формы.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЙ

Сплав Сu–41%Zn (в мас.%) был выплавлен из высокочистых компонентов Cu, Zn (чистотой 99.99%). Слитки сплава подвергали горячей ковке в пруток сечением 10×10 мм при 800°С и закалке в воде. Затем сплав деформировали прокаткой при высокой температуре. Прокатку выполняли в плоских валках без подогрева, что приводило к остыванию заготовки до температур 600–700°С при каждом проходе, поэтому заготовку вновь выдерживали при температуре 800°С в печи в течение 3–5 минут. Таким же образом повторяли последующие проходы для достижения суммарного обжатия 90% (10 проходов). После последнего прохода полученную заготовку в виде полосы толщиной 1 мм, шириной 20 мм и длиной 150 мм подвергали нагреву в печи с выдержкой 3 мин при 800°С и закалке в ледяной воде. Дополнительно проводили отжиг ряда образцов при температуре 120°C, 5 мин и при 200°С, 2 ч.

Структуру и фазовый состав изучали методами рентгеновской дифрактометрии (РД), оптической металлографии (ОМ), растровой (РЭМ) и просвечивающей (ПЭМ) электронной микроскопии. РД выполняли на дифрактометре ДРОН 3М в монохроматизированном излучении Cu K_α. Использовали ПЭМ Tecnai G²30 и JEOL 200-CX при ускоряющем напряжении 300 и 200 кВ соответственно, и РЭМ Tescan Mira (Чехия) с полевой термоэмиссионной пушкой при 30 кВ. Данные по дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) были получены с помощью прибора синхронного термического анализа STA 449 F3 Jupiter (Германия) в атмосфере азота при нагреве в интервале температур 20–500°С со скоростью 20°С/мин. Для обработки ДСК данных использовали программный пакет NETZSCH Proteus Analysis®. Механические свойства плоских образцов измеряли при комнатной температуре на универсальной машине Instron 5982 (Великобритания). Размер образцов для испытаний на растяжение составлял: длина рабочей части 24 мм, ширина 7 мм, толщина 1 мм, радиус закругления 1.5 мм. Скорость растяжения была 1 мм/мин согласно ГОСТ 11701–84. Коэффициент деформационного упрочнения (КДУ) рассчитывали на площадке текучести, определив tg угла наклона кривой в точках пересечения касательных выше предела текучести σ_0.2.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ

На рис. 1а приведена рентгеновская дифрактограмма, из которой следует, что закаленный сплав Сu–41%Zn находится в двухфазном α(ГЦК)- и β(ОЦК)-состоянии. Судя по соотношению интенсивностей отражений 111_α и 110_β с близкими углами 2θ, количество α-фазы в сплаве было близко массовой концентрации β-фазы. Параметры элементарных ячеек a_ГЦК=0.3685 нм, a_ОЦК=0.2939 нм.

Рис. 1. Рентгеновские дифрактограммы сплава Сu–41%Zn после закалки (а), горячей прокатки с обжатием 90% (б), последующего отжига 120°С, 5 мин (в) или 200°С, 2 ч (г) и соответствующие штрихдиаграммы отражения hkl α(ГЦК), 3R, 9R и β(ОЦК)-фаз.

Рентгенофазовый анализ сплава Cu–41%Zn после горячей прокатки показал, что в нем практически отсутствовала β-фаза, но присутствовала α(ГЦК)-фаза и бейнитная смесь фаз 3R/9R (рис. 1б). Фазы типа 3R/9R были подробно описаны в работах [18–21].

Дополнительный отжиг при 120°С привел к образованию некоторого количества β-фазы (рис. 1в). Однако отжиг при более высокой температуре 200°С (вместо 120°С) не вызвал появления β-фазы (рис. 1г). Данные особенности изменения соотношения фаз α(ГЦК) + β(ОЦК) обусловлены необычным видом границы растворимости Zn в α-фазе на диаграмме фазовых равновесий системы Cu–Zn, которой вначале в области снижения от высоких температур до температуры Курнакова (T_К≈460°С) соответствует рост концентрации Zn, а затем ее резкое уменьшение (от 38 до 30 мас.% при 100°С). Напротив, монотонный ход границы растворимости Zn в β-фазе отвечает росту концентрации Zn при уменьшении температуры.

Анализ микроструктуры показал, что α-зерна, вытянутые в направлении прокатки, имели искривленные границы, между которыми по периферии располагалась бейнитная пакетная микроструктура (рис. 2). Бейнит в данных сплавах характеризуется чередованием тонких пластин 3R (с укладкой плотноупакованных плоскостей по типу-ABC) и 9R (с укладкой-ABCBCACBA) [2]. Наличие в сплавах Cu–Zn тонкопластинчатой структуры чередующихся (3R/9R) орторомбической (9R) и тетрагональной (3R) фаз, образующих бейнитные пакеты, согласуется с полученными дифрактограммами (см. рис. 1в, г) и литературными данными [2, 19–21].

Рис. 2. ОМ- (а, б) и РЭМ- (в, г) изображения микроструктуры сплава Cu–41%Zn после горячей прокатки с обжатием 90% и закалки в воде. На ОМ-изображениях α-зерна более светлые по контрасту. На РЭМ-изображениях α-зерна более темные, а расположенные между ними 3R/9R зерна–светлые. Однонаправленная структура бейнита указана стрелками (г).

Можно отметить основные особенности бейнитной микроструктуры сплава Cu–41%Zn. Бейнит имел однонаправленную структуру параллельных пластин (см. рис. 2г). Зернам α-фазы отвечал более светлый ОМ-контраст, но более темный при РЭМ-анализе при близких линейных размерах зерен. Точечный контраст, особенно четко видимый на изображениях зерен α-фазы при большем увеличении на рис. 2г, может быть обусловлен эффектом визуализации распада α-фазы с выделением изолированных и обогащенных цинком β′-частиц β-фазы.

На рис. 3 представлены типичные кривые растяжения сплава Cu–41%Zn после горячей прокатки. В целом, сплав после горячей прокатки продемонстрировал по сравнению с закаленным состоянием [7] более высокую пластичность δ=48% при снижении значений пределов прочности σ_B и текучести σ_0.2 до 330 MПa и 107 МПа соответственно (см. табл. 1). Этот эффект определяет мощный ресурс использования горячей пластической деформации и последующего нагрева в однофазную β-область для обеспечения формоизменения элементов конструкций с ЭПФ. Коэффициент деформационного упрочнения после горячей прокатки немного уменьшается, поскольку σ_B в два раза ниже, чем предел прочности закаленного сплава.

Рис. 3. Кривые деформации σ–δ сплава Cu–41%Zn после горячей прокатки с закалкой (кривая 1) и последующего отжига при 200°С, 2 ч (кривая 2).

Таблица 1. Механические свойства сплавов Cu–41%Zn при одноосном растяжении после различных обработок

Обработка	σ_0.2, МПа	σ_B, МПа	δ, %	КДУ, МПа
Закалка [7]	210	420	20	1000
Горячая прокатка 90%	107	330	48	910
Горячая прокатка 90%+отжиг 200°С, 2 ч	120	355	47	1300

В ходе испытаний на растяжение был обнаружен нетипичный вид кривых деформации. Наблюдаемое “ступенчатое” или “зубчатое” поведение кривой деформации обычно связывают с эффектом двойникования или с эффектом Киркендалла. Подобное явление часто наблюдается в трип-сталях [7], а также мы наблюдали подобный эффект в сплавах Cu–Ni–Al-(B) [22]. Дополнительно проведенный отжиг при температуре 200°С, 2 ч способствовал повышению предела текучести до 120 МПа, предела прочности до 355 МПа и КДУ (см. табл. 1). Такое изменение механических характеристик можно объяснить протеканием комплексной реакции частичного распада α-фазы и процесса рекристаллизации бейнитной смеси фаз 3R/9R (ср. кривые 1 и 2 на рис. 3), что соответствует и расшифровке дифракторамм (рис. 1в, г).

Отметим, что глобулярным зернам α-фазы в сплаве после отжига 200°С присуще наличие двойников (рис. 4). Вероятно, в процессе растяжения сплава наряду со скольжением дислокаций осуществлялось передвойникование, что также отвечает ступенчатому поведению на кривой растяжения (см. рис. 3).

Рис. 4. ОМ-изображения микроструктуры сплава Cu–41%Zn после горячей прокатки с закалкой (а) и отжига при 200°С, 2 ч (б).

На рис. 5 представлена характерная полосовая субструктура со следами скольжения и дислокациями в α-фазе сплава после горячей прокатки, полученная с помощью просвечивающего электронного микроскопа. Исходя из следового анализа можно заключить, что основные более грубые полосы первичного скольжения ориентированы по системе (111)[1 $\bar{1}$ 0] ([1 $\bar{1}$ 0] – след скольжения). Видны также многочисленные следы поперечного скольжения дислокаций по нескольким системам {111} внутри более грубых первичных полос.

Рис. 5. Светлопольные ПЭМ-изображения (а, б) и соответствующая электронограмма (а – на вставке – ось зоны [112]) α-фазы сплава Cu–41%Zn после горячей прокатки и закалки в воде. Стрелками отмечены β′-частицы β-фазы, обогащенной Zn, на изображениях полос скольжения дислокаций.

Можно также отметить, что на рис. 5 (особенно на рис. 5б) изображение дислокационной субструктуры содержит также пятнистый контраст на пересечениях дислокационных полос, который может быть обусловлен при отжиге наличием продуктов распада α-фазы в виде β′-частиц.

Для более полного понимания механизмов фазовых превращений в сплаве после термической и термомеханической обработок были проведены ДСК-исследования. Во всех случаях наблюдался λ-образный пик при температурах 459–465°С, который соответствует температуре Курнакова (Т_К). Для сплава после закалки отчетливо регистрируется эндотермический минимум при температуре, близкой 170°С, который, по-видимому, связан с началом появления в сплаве бейнита с чередующейся структурой 3R/9R (рис. 6, кривая 1). При увеличении температуры выше 310°С выявлен экзотермический пик при 330°С, который связан с завершением процесса рекристаллизации α-ГЦК-фазы после выделения 3R/9R бейнита. Тепловые эффекты на кривых ДСК-сплава после горячей прокатки более размыты и слабее (рис. 6, кривая 2).

Рис. 6. ДСК-кривые сплава Cu–41%Zn после закалки (кривая 1) и горячей прокатки с закалкой (2).

ВЫВОДЫ

Электронная микроскопия, рентгеноструктурный фазовый анализ, дифференциальная сканирующая калориметрия, а также проведенные механические испытания позволили подробно исследовать влияние термомеханической обработки на фазовый состав, микроструктуру и свойства метастабильного (α+β)-сплава Cu–41 мас.%Zn. Установлено, что:

Термомеханическая обработка сплава прокаткой при температурах существования β-фазы инициирует промежуточное бейнитное превращение β-фазы (вплоть до ее полного исчезновения) с образованием наряду с α-фазой тонкопластинчатой бейнитной фазы 3R/9R.
Горячая прокатка обеспечивает существенное повышение пластичности сплава (δ до 48 %), а последующий отжиг при 200°С, 2 часа, способствовал повышению предела текучести до σ₂=120 МПа и предела прочности до σ_В=355 МПа.
Проведенная термомеханическая обработка позволяет получить массивные полосы, имеющие комплекс механических свойств, необходимых для конструкций с эффектами памяти формы.

Постановка задачи работы, синтез сплавов, механические свойства и исследования, посвященные изучению фазовых превращений в сплавах методами оптической и растровой электронной микроскопии, а также рентгеновской дифракции, и обсуждение их результатов, выполнены А.Э. Свиридом при участии Д.И. Давыдова, В.В. Афанасьева за счет средств Российского научного фонда (проект № 22-72-00056, https://rscf.ru/project/22-72-00056/, ИФМ УрО РАН).

ПЭМ-исследования и анализ тонкой структуры бейнита сплава выполнены В.Г. Пушиным, Н.Н. Курановой, ДСК – Л.А. Сташковой в рамках государственного задания МИНОБРНАУКИ России (тема “Структура”, № г.р. № 122021000033-2).

Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП “Испытательный центр нанотехнологий и перспективных материалов” ИФМ УрО РАН.

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