Экспериментальное и теоретическое исследование механических свойств и структуры нанокристаллического дисперсно-упрочненного сплава Cu-Cr

Рис. 16. Зависимость  удельного электросопротивления от времени (А) и температуры (Б) отжига МК сплава Cu-0.4%Cr (РКУП, N=10) и качественная схема (В), иллюстрирующая зависимость температуры начала рекристаллизации МК сплавов системы Cu-Cr от содержания хрома в сплаве.  

5.      Экспериментально изучены демпфирующие свойства (внутреннее трение) НМК хромовых бронз в килогерцовом диапазоне частот крутильных колебаний в режимах непрерывного нагрева с фиксированной скоростью ( 2 ⁰/мин) и в режимах изотермических отжигов различной длительности (до 600 минут). В качестве примера на Рисунке 17 представлены температурные зависимости внутреннего трения в НМК хромовой бронзе с содержанием хрома 0.4%. Для сравнения на Рисунке 17А параллельно представлена температурная зависимость внутреннего трения в НМК меди М1, а на Рисунке 17Б представлена зависимость внутреннего трения для крупнокристаллической хромовой бронзы с тем же содержанием хрома, предварительно подвергнутой закалке на твердый раствор. Сравнение температурных зависимостей ВТ для образцов сплава Cu-0.4%Cr в КК и МК состоянии показывает, что ход этих зависимостей подобен – и в случае МК состояния, как и в случае КК состояния численные значения ВТ полученные при нагреве образцов оказываются выше, чем значения полученные при охлаждении. В то же время обращает на себя внимание то обстоятельство, что температурная зависимость ВТ для КК сплава Cu-0.4%Cr имеет существенно немонотонный характер. Сравнение температурных зависимостей ВТ КК и МК сплава Cu-0.4%Cr показывает, что хотя на обеих зависимостях наблюдается «петля гистерезиса», но в случае МК сплава она охватывает большую площадь, чем для КК образцов. Анализ и сопоставление температурных и временных зависимостей ВТ МК меди М1 и МК дисперноупрочненного сплава Cu-0.4%Cr показывает, что введение в МК структуру меди даже небольшой концентрации Cr может приводить к существенному изменению демпфирующих свойств материала. Сравнение температурных зависимостей ВТ для МК сплава Cu-0.4%Cr и МК меди М1 показывает, что микролегирование Cr приводит к существенному изменению как вида температурной зависимости, так и направления хода кривых при нагреве и охлаждении – если в случае МК меди М1 кривая ВТ, соответствующая нагреву образца располагается выше кривой охлаждения, то в случае МК сплава Cu-0.4%Cr ситуация противоположная – значения ВТ полученные в результате нагрева МК сплава Cu-0.4%Cr, оказываются меньше значений, полученных при охлаждении.

Рис. 17. Температурные  зависимости внутреннего трения в НМК хромовой бронзе Cu-0.4%Cr и НМК меди технической чистоты М1, подвергнутых РКУ-прессованию (А) и температурные зависимости внутреннего трения в НМК и КК хромовых бронзах с 0.4% хрома.

6.      Проведены экспериментальные исследований упругих свойств (модуля сдвига, модуля упругости) НМК хромовых бронз в методом крутильных колебаний (установка «обратный крутильный маятник») в режимах непрерывного нагрева с постоянной скоростью (2 ⁰/мин) и в режимах изотермических отжигов различной длительности (до 600 минут). На Рисунке 18А приведены температурные зависимости модуля сдвига от температуры в процессе непрерывного нагрева с постоянной скоростью для образцов МК дисперсноупрочненного сплава Cu-0.4%Cr. Для сравнения на этом же графике приведены температурные зависимости модуля сдвига для МК и КК меди технической чистоты М1. Как видно из представленного рисунка значения модулей сдвига G для МК сплава Cu-0.4%Cr и МК меди М1 несколько различаются, т.е. микролегирование МК меди М1 хромом Cr приводит к некоторому снижению модуля сдвига G в исходном МК состоянии, и к некоторому повышению упругих свойств в отожженном (КК) состоянии. Основной особенностью температурных зависимостей модуля сдвига для МК металлов является то, что численные значения модуля сдвига МК меди М1, полученные в результате нагрева образца, располагаются ниже численных значений модуля сдвига МК меди М1, полученных в результате охлаждения образца. В случае МК сплава Cu-0.4%Cr ситуация принципиально иная – температурная зависимость, соответствующая нагреву МК образца, располагается выше температурной зависимости модуля сдвига, полученной в результате охлаждения образца. Также обращает на себя внимание достаточно монотонный ход как температурных, так и временных зависимостей упругих модулей. В качестве примера на Рисунке 18 представлены температурные зависимости модуля сдвига для НМК хромовой бронзы содержащей 0.4% хрома полученные в условиях непрерывного нагрева с постоянной скоростью. На этих же графиках для сравнения представлены температурные зависимости модуля сдвига КК и НМК меди М1 (А), а также температурная зависимость модуля сдвига для КК хромовой бронзы с 0.4% хрома.

Рис. 18. Температурная  зависимость модуля сдвига в НМК  хромовой бронзе БрХр-0.4 полученная в  режиме непрерывного нагрева, а также  температурные зависимости модуля сдвига КК и НМК меди технической чистоты М1 (А), а также температурная зависимость модуля сдвига для КК хромовой бронзы с 0.4% хрома.

Результаты промышленных испытаний.

1.      Произведены испытания стойкости электродов контактной сварки, изготовленных из НМК дисперсно-упрочненного сплава Cu-0.3%Cr и КК дисперсно-упрочненного сплава Cu-0.3%Cr.

·       Произведены испытания стойкости электродов контактной сварки, изготовленных из НМК дисперсно-упрочненного сплава Cu-0.3%Cr и КК дисперсно-упрочненного сплава Cu-0.3%Cr. Основной характеристикой стойкости электродов является диаметр контактной поверхности электродов. Измерения диаметра контактной поверхности производились через каждые 500 – 1000 сварных точек. Результаты испытаний приведены на Рисунке 19. На представленных ниже рисунках можно проследить характер износа электродов из экспериментального материала -НМК дисперсно-упрочненного сплава Cu-0.3%Cr по сравнению со стандартными электродами из КК дисперсно-упрочненного сплава Cu-0.3%Cr. Из рисунков видно, что в среднем стойкость электродов, выполненных из НМК дисперсно-упрочненного сплава Cu-0.3%Cr, выше стойкости аналогичных электродов из КК дисперсно-упрочненного сплава Cu-0.3%Cr при оценке изменения диаметра контактной поверхности.

Рис. 19. Зависимость  диаметра контактной поверхности электродов от количества сварных точек (числа циклов операции сварки) из НМК и КК дисперсно-упрочненной хромовой бронзы Cu-0.3%Cr.  

Теоретические исследования

·       Построена модель, описывающая величину температуры начла рекристаллизации в НМК металлах, приготовленных при помощи интенсивной пластической деформации. [В основе модели лежит предположение о том, что начало движения границ становится возможным лишь при снижении плотности содержащихся в границах избыточных дефектов (дислокаций ориентационного несоответствия и продуктов их делокализации) до некоторой пороговой величины. Такое уменьшение плотности дефектов контролируется диффузией в неравновесных границах зародыша и при заданном времени нагрева достигается при определенной температуре рекристаллизации].

·       Построена модель, описывающая характер и особенности процесса рекристаллизации (аномального роста зерен) в НМК металлах, структура которых была сформирована при помощи РКУ-прессования. [Показано, что в микрокристаллических металлах начало процесса рекристаллизации контролируется процессом возврата дефектов в неравновесных границах зерен. Возврат протекает таким образом, что число границ, способных к интенсивной миграции, экспоненциально нарастает со временем, и, соответственно, средний размер зерна в ансамбле оказывается экспоненциально зависящим от времени.]

·       Построена модель дислокационного внутреннего трения в НМК металлах. [На основе модели перегибов получены выражения для расчета температурной зависимости величины внутреннего трения. Показано, что наблюдаемые в килогерцовом диапазоне частот аномалии внутреннего трения могут быть объяснены особенностями процессов возврата и рекристаллизации в микрокристаллических металлах и их влиянием на характер движения решеточных дислокаций].

·       Построена модель зернограничного внутреннего трения в НМК металлах. [Получены выражения, позволяющие рассчитывать величину пика зернограничного внутреннего трения в крупнокристаллических и нано- и микрокристаллических металлах при наличии или отсутствии аккомодации зернограничного проскальзывания в стыках зерен. Показано, что наблюдаемые в герцовом диапазоне частот аномалии внутреннего трения могут быть объяснены влиянием на зернограничное проскальзывание процессов возврата и рекристаллизации].

·       Построена модель возврата удельного электросопротивления при отжиге НМК металлов, приготовленных с использованием технологии многоциклового РКУ-прессования [Получены выражения описывающие кинетику изменения величины удельного электросопротивления в процессе изотермических отжигов НМК металлов. Показано, что особенности процесса уменьшения величины удельного электросопротивления в НМК металлах могут быть описаны и объяснены особенностями протекания процессов возврата и рекристаллизации в нано- и микрокристаллических металлах. Проведено сопоставление с экспериментом.].

·       Построена модель эффекта аномального упрочнения при отжиге в НМК металлах, приготовленных с использованием технологии многоциклового РКУ-прессования. [Показано, что эффект аномального упрочнения при отжиге НМК металлов может быть описан на основе представлений о взаимодействии потока решеточных дислокаций с неравновесными границами зерен НМК металлов и накоплении дефектов дислокационного типа на мигрирующих границах зерен НМК металлов в процессе их изотермических рекристаллизационных отжигов].

·       Построена модель влияния малых добавок примесей на диффузионные свойства границ зерен. [В основе модели лежат представления о изменении свободного объема границы при попадании в нее примесных атомов. Предполагается, что атомы, размеры которых меньше размеров атомов матрицы, увеличивают свободный объем границы, а «большие» атомы примеси и атомы примеси внедрения – уменьшают свободный объем границы. Показано, что влияние примесных атомов на коэффициент зернограничной диффузии существенно зависит от температуры. Установлено, что при переходе через некоторую критическую температуру эффект этого влияния меняется на противоположный. Получены выражения, описывающие зависимость критической температуры и коэффициента зернограничной диффузии от концентрации примеси в границе зерна, величины свободного объема границы и термодинамических констант материала. Проведено сопоставление с экспериментом.]

·       Построена модель влияния малых добавок примесей на температуру собирательной рекристаллизации. [Модель является результатом синтеза модели рекристаллизации в чистых материалах и модели влияния примеси на диффузионные свойства границ зерен. В основе модели лежат представления об изменении свободного объема границ зародыша первичной рекристаллизации, вызванного конкуренцией и взаимным влиянием двух факторов: дислокационного и примесного. Объяснены различные эффекты зависимости температуры рекристаллизации от объемной концентрации примесных атомов. Получены выражения, описывающие зависимость температуры рекристаллизации от концентрации, типа примесных атомов, плотности дефектов дислокационного типа, диффузионных и термодинамических констант материала.]

·       Построена модель влияния малых добавок легирующих элементов на зернограничное внутренне трение в НМК хромовых бронзах, приготовленных по технологии многоциклового РКУ-прессования. [В основе модели лежат представления о влияния о малых добавок примеси (легирующих элементов) и частиц второй фазы на величину свободного объема границ зерен и, как следствие, коэффициент зернограничной диффузии, температуру начала рекристаллизации и скорость зернограничного проскальзывания в нано- и микрокристаллических металлах и сплавах. Проведено сопоставление с экспериментом.]

Выводы:

1.    Проведен комплекс экспериментальных и теоретических исследований термической стабильности физико-механических свойств и структуры НМК меди, полученной методом РКУ-прессования. Экспериментально показано, что процесс многоциклового равноканального углового (РКУ) прессования приводит к формированию однородной зеренной структуры со средним размером зерна ~0.2мкм, а также к получению высокопрочного состояния НМК металла. Показано, что НМК медь технической чистоты обладает низкой термической стабильностью зеренной структуры и физико-механических свойств – процесс рекристаллизации в НМК меди носит аномальный характер и начинается при температурах ~0.3Т_ПЛ, что приводит к увеличению среднего размера зерна и существенному разупрочнению НМК металла. Обнаружено, что процессы возврата и рекристаллизации в НМК меди сопровождаются аномалиями в температурно-временных зависимостях упругих, демпфирующих, электрических и механических свойств.

2.   Проведен комплекс экспериментальных и теоретических исследований влияния малых добавок примесей на термическую стабильность структуры и свойств НМК меди. Показано, что малые добавки примесей могут приводить как к снижению величины температуры рекристаллизации НМК меди (М0б), так и к ее существенному повышению (М1ф) без изменения характера процесса рекристаллизации.