СПОСОБ ФОРМИРОВАНИЯ УЛЬТРАМЕЛКОЗЕРНИСТОЙ СТРУКТУРЫ В ЦВЕТНЫХ СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ МЕДИ И АЛЮМИНИЯ (ВАРИАНТЫ) Российский патент 2015 года по МПК C22F1/00 

Предлагаемая группа изобретений относится к области металлургии, к изменению физической структуры цветных металлов или их сплавов, касается вариантов способа повышения термической стабильности механических свойств ультрамелкозернистых цветных сплавов, который может быть использован в различных отраслях машиностроения при изготовлении высокоответственных изделий, к которым предъявляются повышенные требования по надежности, длительной прочности и безопасной эксплуатации в экстремальных условиях, например для ядерно-энергетических установок, для авиа- и кораблестроения, для электротехнических и специальных приложений.

В настоящее время известные способы повышения термической стабильности механических свойств цветных сплавов включают в себя операцию закалки и последующей термической обработки (старения). В некоторых случаях после закалки с целью повышения прочностных характеристик обрабатываемого материала используется операция деформационной обработки (волочения, вытяжки, всесторонней ковки и др.), а сама операция старения может осуществляться в несколько стадий (этапов).

В частности, известен способ термической обработки полуфабрикатов и изделие из сплава на основе алюминия (RU 2235799 C2, C22F 1/04, опубл. 10.09.2004), заключающийся в последовательном осуществлении закалки сплава и трехступенчатом старении, проводимом на первой и третьей ступенях при температура 79-165°C. После закалки проводят пластическую деформацию со степенью 0,5-45% при температуре 20-75°C и выдержку при температуре не более 75°C в течение не менее 2 ч. Старение на втором этапе отжига осуществляют при температуре 150-240°C. Данное техническое решение направлено, в первую очередь, на одновременное повышение прочностных и пластических свойств алюминиевых сплавов.

Известен способ деформационно-термической обработки алюминиевых сплавов (RU 2255135 C1, C22F 1/053, опубл. 27.06.2005), заключающийся либо в деформации алюминиевого сплава при температуре 20-200°C (степень деформации 25-50%) с последующим отжигом при 500-550°C в течение 4-8 часов, либо в горячей деформации (степень деформации 20-50%) сплава при 480-520°C с предварительной выдержкой при этой температуре в течение 30-90 мин с последующим одно- или двухступенчатым старением (отжигом). Данное техническое решение направлено, прежде всего, на решение задачи одновременного повышения прочности и пластичности алюминиевых сплавов.

Известен также способ термодеформационной обработки проволоки из бронзы БрХЦрК (RU 2347007 C2, C22F 1/08, В21С 1/00, опубл. 20.02.2009), заключающийся в осуществлении закалки с температурой 800°C, низкотемпературном отпуске при температуре 480-500°C в течение 4-5 часов, деформационной обработке методом волочения и последующем отжиге при температуре 540-550°C в течение не менее 15 секунд. Данный способ является дальнейшим развитием научно-технических решений, изложенных в а.с. «Сплав на основе меди» (SU 440907 A1, C22C 9/00, опубл. 25.02.1979). Целью данного способа являлось обеспечение одновременно высоких характеристик прочности и электропроводимости получаемых заготовок.

Недостатком вышеописанных способов является низкий уровень прочностных характеристик получаемых сплавов. Причиной этого является невозможность с использованием стандартных методом деформационной обработки обеспечить формирование предельно измельченной ультрамелкозернистой структуры в полуфабрикате вследствие подвергания обрабатываемой заготовки малым степеням деформации (не более 80%). Кроме этого описанные технические решения описывают способы повышения механических свойств обрабатываемых материалов, но не направлены на решение проблемы повышения их термической стабильности.

Наиболее близким по технической сущности и достигаемому результату к предлагаемой группе изобретений является способ получения ультрамелкозернистого сплава системы Cu-Cr, защищенный патентом RU 2484175 C1, C22F 1/08, C22C 9/00, опубл. 10.06.2013, принятым за ближайший аналог (прототип).

Способ по прототипу включает нагрев, закалку, интенсивную пластическую деформацию методом равноканального углового прессования (РКУП) или кручения под квазигидростатическим давлением при температуре 20-300°C и последующее старение при температуре 400-500°C.

Данный способ позволяет получать ультрамелкозернистый сплав Cu-0.5%Cr с добавкой серебра (0.1% Ag) с размером зерна 0,5 мкм, с высокими механическими свойствами (твердость по Виккерсу 1960-2000 МПа, предел прочности 570-620 МПа, пластичность 10,6-15%) и повышенной электропроводностью (85-88% IACS).

При этом обнаруживалось, что формирование ультрамелкозернистой структуры приводило к уменьшению термической стабильности структуры материала, проявляющемуся в уменьшении температуры начала выделения частиц хрома от 500°C до 300°C (см. статью Нестеров К.М., Исламгалиев Р.К., Валиев Р.З. Прочность и электропроводность ультрамелкозернистого медного сплава системы Cu-Cr // Вестник УГАТУ, 2012, т.16, №8 (53), с.110-117). Это является недостатком предложенного метода, поскольку ограничивает (уменьшает) предельно допустимую температуру эксплуатации изделия, изготовленного из данного сплава, или уменьшает ресурс изделия, в случае его эксплуатации при повышенной температуре.

К недостаткам метода следует отнести также и необходимость использования дорогостоящей легирующей добавки (серебра), обеспечивающей дополнительную термическую стабильность структуры (см. статью «Температура рекристаллизации в металлах, содержащих небольшие добавки примеси», Чувильдеев В.Н., Смирнова Е.С., Физика металлов и металловедение, 2001, т.92, №2, с.14-20) и, как следствие, повышение прочности сплава при повышенных температурах обработки.

В задачу группы изобретений положено создание нового способа формирования ультрамелкозернистой структуры цветных сплавов на основе меди и алюминия.

Техническим результатом от использования группы изобретений является повышение термической стабильности механических свойств ультрамелкозернистых цветных сплавов на основе меди и алюминия.

Это достигается тем, что в способе формирования ультрамелкозернистой структуры в цветных сплавах на основе меди и алюминия, включающем закалку, формирование ультрамелкозернистой структуры методом равноканального углового прессования, термическую обработку ультрамелкозернистого сплава, равноканальное угловое прессование осуществляют с обеспечением измельчения зеренной структуры сплава до размера d_opt, определямого по формуле: d_opt=4bG/π(1-ν)(σ_т-σ_i), где

b - вектор Бюргерса, м,

G - модуль сдвига металла, МПа,

ν - коэффициент Пуассона металла,

σ_т - внешнее приложенное напряжение, МПа,

σ_i - внутренние напряжения от неравновесных границ зерен, МПа, термическую обработку ультрамелкозернистого сплава осуществляют в две стадии путем низкотемпературного отжига и высокотемпературного отжига, при этом низкотемпературный отжиг осуществляют при температуре, рассчитываемой по формуле, в К: , где

Q_b - энергия активации коэффициента зернограничной диффузии, kT_m, составляющая для меди 9,2, а для алюминия 10,8,

k - постоянная Больцмана, Дж/К;

ρ_b0 - начальная до отжига плотность дефектов в границе ультрамелкозернистого материала, м^-1,

Δb - вектор Бюргерса дислокации ориентационного несоответствия, м,

b - вектор Бюргерса, м,

δ=2b - ширина границы зерна, м,

D_b0 - предэкспоненциальный множитель коэффициента зернограничной диффузии, м²/с, причем δD_b0 для меди составляет 5,0·10^-15 м³/с, а для алюминия 5,0·10^-14 м³/с,

t - время отжига, с,

а высокотемпературный отжиг осуществляют в интервале температур 350-600°C длительностью до 0,1-10 ч.

Это достигается также тем, что в способе формирования ультрамелкозернистой структуры в цветных сплавах на основе меди и алюминия, включающем закалку, формирование ультрамелкозернистой структуры методом равноканального углового прессования и термическую обработку ультрамелкозернистого сплава, равноканальное угловое прессование осуществляют при температуре, определяемой из соотношения: , где

T_opt - оптимальная температура равноканального углового прессования, К,

Q_b - энергия активации коэффициента зернограничной диффузии, kT_m, составляющая для меди 9,2, а для алюминия 10,8,

k - постоянная Больцмана, Дж/К,

ξ - коэффициент однородности потока дислокации, бомбардирующих границы зерен в процессе равноканального углового прессования,

$${\dot{\epsilon }}_v$$ - скорость деформации, с^-1,

b - вектор Бюргерса, м,

ρ_b0 - начальная до отжига плотность дислокаций в границе зерна ультрамелкозернистого материала, м^-1,

Δb - вектор Бюргерса дислокации ориентационного несоответствия, м,

δ=2b - ширина границы зерна, м,

D_b0 - предэкспоненциальный множитель коэффициента зернограничной диффузии, м²/с, причем δD_b0 для меди составляет 5,0∙10^-15 м³/с, а для алюминия 5,0∙10^-14 м³/с, ,

а термическую обработку осуществляют путем высокотемпературного отжига, при этом температуру и время высокотемпературного отжига выбирают из интервалов 350-600°C и 0.1-10 ч.

На фиг.1 представлена зависимость твердости по Виккерсу, иллюстрирующая влияние низкотемпературного отжига, приводящего к уменьшению величины коэффициента зернограничной диффузии $$D_b^{*}$$ на термическую стабильность механических свойств ультрамелкозернистого сплава БрХ1Цр при температуре 400°C: линия (1) - без низкотемпературного отжига; (2) - с низкотемпературным отжигом по режиму 100°C, 10 мин; (3) - с низкотемпературным отжигом по режиму 100°C, 1 ч; (4) - с низкотемпературным отжигом по режиму 100°C, 10 ч; (5) - с низкотемпературным отжигом по режиму 250°C, 10 мин.

На фиг.2 представлена зависимость твердости по Виккерсу от температуры отжига (фиг.2а) и от времени отжига (фиг.2б) при температуре 140°C образцов ультрамелкозернистой меди в состоянии после РКУП и после вылежки в течение 1 года при комнатной температуре, где: N - число циклов РКУП при комнатной температуре; Bc - схема прессования. Представленные зависимости иллюстрируют влияние предварительного низкотемпературного отжига (20°C, 1 год), приводящего к уменьшению величины коэффициента зернограничной диффузии $$D_b^{*}$$ , на термическую стабильность механических свойств ультрамелкозернистой меди M1: а - зависимость микротвердости УМЗ меди M1 от времени отжига при Т=140°C в состоянии после РКУП и в состоянии после РКУП и вылежке при комнатной температуре в течение 1 года; б - зависимость микротвердости от температуры отжига УМЗ меди M1 в состоянии после РКУП (N=12, tотж=30 мин) и после РКУП и вылежки при комнатной температуре различной длительности.

На фиг.3 представлена таблица 1 с численными значениями параметров, используемых для расчетов оптимальных режимов отжига и РКУП в сплавах (алюминий и медь).

Предложенный способ реализован путем закалки исходной заготовки сплава на твердый раствор, формирования ультрамелкозернистой структуры методом равноканального углового прессования по оптимальным режимам и отжига, в котором по Варианту 1: во-первых, РКУП осуществляют до измельчения зеренной структуры сплава до размера d_opt, соответствующего максимуму прочностных свойств сплава:

$$d_{opt}=4bG/\pi \left(1-\nu \right)\left({\sigma }_{т}-{\sigma }_i\right),\left(\text{1}\right)$$

где b - вектор Бюргерса, м,

G - модуль сдвига металла, МПа,

ν - коэффициент Пуассона металла,

σ_т - внешнее приложенное напряжение, МПа,

σ_i - внутренние напряжения от неравновесных границ зерен, МПа,

(см. патент RU №2427665 «Способ изготовления высокопрочных и износостойких электротехнических изделий из хромовых или хромциркониевых бронз с нано- и микрокристаллической структурой»), и, во-вторых, используют двухстадийный отжиг ультрамелкозернистого сплава - низкотемпературный отжиг при температуре, которая рассчитывается по формуле (4) и высокотемпературный отжиг в интервале температур 350-600°C длительностью до 10 ч; по Варианту 2 осуществляют РКУП при оптимальной температуре, определяемой на основании специальных расчетов (см. формулу (5)) и используют одностадийный отжиг.

При этом температура РКУП не превышает температуру начала рекристаллизации в обрабатываемом сплаве, которую определяют экспериментально на основании построения зависимости размера зерна от температуры отжига ультрамелкозернистого сплава. Температуру высокотемпературного отжига определяют экспериментально на основании измерения контролируемой характеристики механической прочности (твердость, предел прочности, предел текучести, предел макроупругости) от температуры отжига, которая соответствует максимуму этой зависимости.

В соответствии с [Martin J., Doerty R. Stability of microstructure of metallic systems. Cambridge: Cambridge Univ. Press, 1976. 248 p.; Segal V.M., Beyerlein I.J., Tome C.N., ChuviPdeev V.N., Kopylov V.I. Fundamentals and Engineering of Severe Plastic Deformation. New York: Nova Science Publishers, 2010. 549 p.] температуру начала рекристаллизации нано- и ультрамелкозернистых сплавов определяют кинетикой выделения и роста дисперсных частиц второй фазы на неравновесных границах зерен нано- и ультрамелкозернистых сплавов. Для обеспечения высокой «тормозящей» способности (силы Зинера P_z) выделившихся дисперсных частиц их размер (R_v) должен быть как можно меньше, а объемная доля (f_v) (число на единицу объема) - как можно больше.

$$P_z=f_v\frac{{\gamma }_b}{R_v},\left(\text{2}\right)$$

где γ_b - поверхностная энергия границы.

Кинетика роста частиц определяется зависимостью вида:

$$r_t^n-r_0^n\sim t{D}_b^{*},\left(\text{3}\right)$$

где r_t и r₀ - текущий и начальный размер частицы,

t - время отжига,

$$D_b^{*}$$ - коэффициент диффузии по неравновесным границам зерен.

Таким образом, чем больше уровень неравновесности границ зерен (чем больше величина коэффициента зернограничной диффузии $$D_b^{*}$$ ), тем быстрее растут частицы и, как следствие, тем меньше сила торможения границы зерна P_z.

За счет оптимизации режимов РКУП и низкотемпературного отжига нано- и ультрамелкозернистого сплава необходимо уменьшить величину коэффициента зернограничной диффузии ( $$D_b^{*}$$ ) и, как следствие, обеспечить повышенный уровень термической стабильности структуры механических свойств ультрамелкозернистого сплава.

Оптимизация режимов возможна либо за счет выбора температуры и времени низкотемпературного отжига (Вариант 1), либо за счет выбора оптимальной температуры РКУП (Вариант 2).

Это позволит при последующем высокотемпературном отжиге уменьшить скорость роста наночастиц, позволит повысить их «вклад» в силу Зинера (см. (2)), а также обеспечить дополнительное упрочнение (повышение предела текучести Δσ) нано- и ультрамелкозернистого сплава $$\Delta {\sigma }_r\sim Gb\sqrt{f_v}/R_v$$ (Здесь G - модуль сдвига, b - вектор Бюргерса).

Эффективность подхода продемонстрирована на примере проводникового медного (пример №1) и алюминиевого (пример №2) ультрамелкозернистого сплава.

В случае реализации Варианта 1 и РКУП при комнатной температуре, характерное время низкотемпературного отжига, в соответствии с «Неравновесные границы зерен в металлах. Теория и приложения», Чувильдеев В.Н., М.: Физматлит, 2004, 304 с., вычисляют с помощью формулы:

$$t_1=b^3/\left[5{\left({\rho }_{b0}\Delta b\right)}^3\delta D_b\right],\text{ где }\left(\text{4}\right)$$

b - вектор Бюргерса, м,

ρ_b0 - начальная до отжига плотность дислокаций, м^-1,

Δb - вектор Бюргерса дислокации ориентированного несоответствия, м,

δ - ширина границы зерна, м,

D_b - коэффициент диффузии по равновесным границам зерен в обычных отожженных крупнозернистых материалах, м²/с.

Процедура определения величины ρ_b0Δb для субмикрокристаллических материалов методом рентгеноструктурного анализа подробно описана в «Материаловедение», Чувильдеев В.Н., Нохрин А.В., Пирожникова О.Э., Копылов В.И., 2013, №4, с.3-12.

Принимая D_b=D_b0exp(-Q_b/kT), где

D_b0 - предэкспоненциальный множитель коэффициента зернограничной диффузии,

Q_b - энергия активации коэффициента зернограничной диффузии, соответственно, выражение для расчета оптимальной температуры отжига на первой стадии термической обработки (T₁) можно представить в виде:

где

Q_b - энергия активации коэффициента зернограничной диффузии,

k - постоянная Больцмана, Дж/К,

T_m - абсолютная температура плавления материала,К,

t - время отжига материала, с,

ρ_b0 - начальная (до отжига) плотность дислокаций, м^-1,

Δb - вектор Бюргерса дислокации ориентационного несоответствия, м,

b - вектор Бюргерса, м,

δ - ширина границы зерна, м,

D_b0 - предэкспоненциальный множитель коэффициента зернограничной диффузии, м²/с.

В том случае, если РКУП осуществляют при повышенной температуре (Вариант 2), оптимальная температура РКУП (T_opt) может быть вычислена с помощью соотношения:

T_opt - оптимальная температура равноканального углового прессования, К,

T_m - абсолютная температура плавления материала, К,

Q_b - энергия активации коэффициента зернограничной диффузии, kT_m,

k - постоянная Больцмана, Дж/К,

ξ - коэффициент однородности потока дислокации, бомбардирующих границы зерен в процессе равноканального углового прессования ξ=10^-2…10^-3 [«Неравновесные границы зерен в металлах. Теория и приложения». Чувильдеев В.Н., М.: Физматлит, 2004, 303 с.],

$${\dot{\epsilon }}_v$$ - скорость деформации, с^-1,

b - вектор Бюргерса, м,

ρ_b0 - начальная до отжига плотность дислокаций в границе зерна ультрамелкозернистого материала, м^-1,

Δb - вектор Бюргерса дислокации ориентационного несоответствия, м,

δ=2b - ширина границы зерна, м,

D_b0 - предэкспоненциальный множитель коэффициента зернограничной диффузии, м²/с.

Данное уравнение проистекает из теории неравновесных границ зерен (Segal V.M., Beyerlein I.J., Tome C.N., Chuvil'deev V.N., Kopylov V.I. Fundamentals and Engineering of Severe Plastic Deformation - New York: Nova Science Publishers, 2010), где вычисляют путем приравнивания интенсивности потока дислокации «бомбардирующих» границы зерен в процессе РКУП ( $$I^{+}=\xi {\dot{\epsilon }}_v/b$$ ) и интенсивности процесса их делокализации (I^-=ρ_b0Δb/t₁).

В случае расчета оптимальных режимов для микролегированных сплавов (например, сплавов Al-Mg) необходимо учитывать влияние легирующих элементов на диффузионные свойства ультрамелкозернистого сплава. Пример учета влияния магния на диффузионные свойства субмикрокристаллического алюминия приведен в «Материаловедение», Чувильдеев В.Н., Нохрин А.В., Копылов В.И., Грязнов М.Ю., Пирожникова О.Э., Лопатин Ю.Г., 2011, №1, с.2-6.

Данный подход применим и по отношению к ультрамелкозернистым материалам - длительный низкотемпературный отжиг ультрамелкозернистого металла с неравновесными границами зерен, сформированными методом РКУП при комнатной температуре, позволяет уменьшить величину коэффициента зернограничной диффузии и, как следствие, уменьшить скорость роста зерен при высокотемпературном отжиге ультрамелкозернистого металла. Это способствует уменьшению интенсивности разупрочнения нано- и ультрамелкозернистого металла при длительных временах высокотемпературного отжига. В случае легкоплавких ультрамелкозернистых металлов низкотемпературный отжиг может быть заменен на длительную вылежку при комнатной температуре (пример №3, фиг.2).

Таким образом, выбор оптимальных режимов отжига и РКУП способствует формированию ультрамелкозернистой структуры с низким уровнем неравновесности границ зерен (малой величиной коэффициента зернограничной диффузии ( $$D_b^{*}$$ ), близкой к коэффициенту диффузии по равновесным границам зерен в обычных отожженных крупнозернистых материалах (D_b), что позволяет обеспечить повышенный уровень термической стабильности структуры механических свойств ультрамелкозернистого сплава.

Ниже приведены примеры конкретного использования предлагаемой группы изобретений.

Пример 1: Ультрамелкозернистый электропроводящий медный сплав. Оптимизация режимов низкотемпературного отжига, позволяющего после РКУП уменьшить уровень неравновесности границ зерен.

Объект: промышленный; сплав Cu - 0.8 вес.% Cr - 0.05 вес.% Zr (промышленное обозначение: бронза БрХ1Цр).

Реализацию предложенного способа осуществляют следующим путем:

1. Осуществляют закалку сплава путем нагрева до температуры 1040°C, выдержки при этой температуре в течение 40 мин и охлаждении в воду с целью формирования пересыщенного твердого раствора хрома и циркония в меди.

2. Осуществляют РКУП при комнатной температуре для измельчения зеренной структуры до размера зерна d=0.45 мкм в соответствии с расчетом, проведенным по формуле (1) с учетом данных, представленных в таблице 1, с целью обеспечения высокого уровня прочности по следующему режиму: температура деформации Т=20°C, число циклов деформации N=8, скорость деформации 0,4 мм/с.

3. Осуществляют низкотемпературный отжиг для уменьшения уровня неравновесности границ зерен по следующему режиму: температура отжига 100°C, в соответствии с расчетом, проведенным по формуле (5) с учетом данных, представленных в таблице 1, а также данных о времени отжига (10 мин).

4. Осуществляют высокотемпературный отжиг для выделения частиц-стабилизаторов по следующему режиму: температура отжига 400°C, время отжига 3 часа.

Результат: повышение твердости от 1900 МПа до 2200 МПа; повышение температуры начала разупрочнения на 60-80°C, уменьшение интенсивности разупрочнения сплава при длительной высокотемпературной обработке (см. фиг.1).

Пример 2: Ультрамелкозернистый электропроводящий алюминиевый сплав. Оптимизация режимов РКУП, позволяющих уменьшить уровень неравновесности границ зерен без последующего использования низкотемпературного отжига.

Объект: модельный сплав Al - 0.22 вес.% Sc - 0.15 вес.% Zr.

Реализацию предложенного способа осуществляют следующим путем:

1. Осуществляют закалку путем сверхбыстрой кристаллизации из расплава в металлическую изложницу с целью формирования пересыщенного твердого раствора скандия и циркония в алюминии.

2. Осуществляют РКУП (число циклов деформации N=6, скорость деформации 0.4 мм/с) при температуре деформации Т=160°C в соответствии с расчетом, проведенным по формуле (6) с учетом данных, приведенных в табл.1, для измельчения зеренной структуры до размера зерна d=0.35 мкм в соответствии с расчетом, проведенным по формуле (1) с учетом данных, представленных в таблице 1 с целью формирования ультрамелкозернистой структуры с пониженным уровнем неравновесности границ зерен.

3. Осуществляют высокотемпературный отжиг для выделения частиц-стабилизаторов по следующему режиму: температура отжига 300°C, время отжига 1 час.

Результат: Повышение температуры начала разупрочнения на 40-60°C (от 300°C до 340-360°C) без изменения величины предела текучести (100-120 МПа) по сравнению со сплавами, подвергнутыми РКУП при комнатной температуре, и последующему отжигу 300°C, 1 час.

Пример 3: Ультрамелкозернистая медь.

Объект: медь технической чистоты Ml.

Реализацию предложенного способа осуществляют следующим путем:

1. Осуществляют закалку сплава путем нагрева до температуры 1000°C, выдержки при этой температуре в течение 40 мин и охлаждения в воду с целью снятия внутренних напряжений и формирования крупнозернистой структуры, обладающей склонностью к обработке методом РКУП.

2. Осуществляют РКУП при комнатной температуре для измельчения зеренной структуры до размера зерна d=0.45 мкм в соответствии с расчетом, проведенным по формуле (1) с учетом данных, представленных в таблице 1, с целью обеспечения высокого уровня прочности по следующему режиму: температура деформации Т=20°C, число циклов деформации N=8, скорость деформации 0.4 мм/с.

3. Осуществляют низкотемпературный отжиг для уменьшения уровня неравновесности границ зерен по следующему режиму: температура вылежки 20°C, рассчитываемая по формуле (5) с учетом данных, представленных в таблице 1, и с учетом времени вылежки 1 год.

Результат:

1. Повышение температуры начала разупрочнения ультрамелкозернистой меди от 120°C до 180-195°C (см. фиг.2а)

2. Уменьшение интенсивности разупрочнения при высокотемпературном отжиге: после высокотемпературного отжига при температуре 140°C в течение 5 ч твердость меди, подвергнутой обработке по этапу 1-2, составляет 1310 МПа, что на 420 МПа выше, чем твердость аналогичной меди, подвергнутой обработке только по этапу 1 (см. фиг.2б).

Изобретение относится к области металлургии, в частности к изменению физической структуры цветных металлов или их сплавов, и может быть использовано в различных отраслях машиностроения при изготовлении высокоответственных изделий, работающих в экстремальных условиях, например для ядерно-энергетических установок, для авиа- и кораблестроения, для электротехнических и специальных приложений. Способ включает закалку, формирование ультрамелкозернистой структуры методом равноканального углового прессования, термическую обработку ультрамелкозернистого сплава. При этом по одному из вариантов равноканальное угловое прессование осуществляют до измельчения зеренной структуры сплава до размера d_opt, рассчитываемого по формуле: d_opt=4bG/π(1-ν)(σ_т-σ_i), причем термическую обработку проводят в две стадии путем низкотемпературного и высокотемпературного отжига, а по другому варианту равноканальное угловое прессование осуществляют при оптимальной температуре, вычисляемой с помощью соотношения: , а термическую обработку проводят путем высокотемпературного отжига. Технический результат от использования группы изобретений заключается в повышении термической стабильности механических свойств ультрамелкозернистых цветных сплавов на основе меди или алюминия. 2 н.п. ф-лы, 3 пр., 3 ил.

1. Способ формирования ультрамелкозернистой структуры в цветных сплавах на основе меди и алюминия, включающий закалку, формирование ультрамелкозернистой структуры методом равноканального углового прессования, термическую обработку ультрамелкозернистого сплава, отличающийся тем, что равноканальное угловое прессование осуществляют с обеспечением измельчения зеренной структуры сплава до размера d_opt, определяемого по формуле:
d_opt=4bG/π(1-ν)(σ_т-σ_i), где
b - вектор Бюргерса, м,
G - модуль сдвига металла, МПа,
ν - коэффициент Пуассона металла,
σ_т - внешнее приложенное напряжение, МПа,
σ_i - внутренние напряжения от неравновесных границ зерен, МПа,
термическую обработку ультрамелкозернистого сплава осуществляют в две стадии путем низкотемпературного отжига и высокотемпературного отжига, при этом низкотемпературный отжиг осуществляют при температуре, определяемой по формуле, в К:
, где
Q_b - энергия активации коэффициента зернограничной диффузии, kT_m, составляющая для меди 9,2, а для алюминия 10,8,
k - постоянная Больцмана, Дж/К,
ρ_b0 - начальная до отжига плотность дислокаций в границе зерна ультрамелкозернистого материала, м^-1,
Δb - вектор Бюргерса дислокации ориентационного несоответствия, м,
b - вектор Бюргерса, м,
δ=2b - ширина границы зерна, м,
D_b0 - предэкспоненциальный множитель коэффициента зернограничной диффузии, м²/с, причем δD_b0 для меди составляет 5,0·10^-15 м³/с, а для алюминия 5,0·10^-14 м³/с,
t - время отжига, с,
а высокотемпературный отжиг осуществляют в интервале температур 350-600°C длительностью до 0,1-10 ч.

2. Способ формирования ультрамелкозернистой структуры в цветных сплавах на основе меди и алюминия, включающий закалку, формирование ультрамелкозернистой структуры методом равноканального углового прессования и термическую обработку ультрамелкозернистого сплава, отличающийся тем, что равноканальное угловое прессование осуществляют при температуре, определяемой из соотношения:
, где
T_opt - оптимальная температура равноканального углового прессования, К,
Q_b - энергия активации коэффициента зернограничной диффузии, kT_m, составляющая для меди 9,2, а для алюминия 10,8,
k - постоянная Больцмана, Дж/К,
ξ - коэффициент однородности потока дислокации, бомбардирующих границы зерен в процессе равноканального углового прессования,
$${\dot{\epsilon }}_v$$ - скорость деформации, с^-1,
b - вектор Бюргерса, м,
ρ_b0 - начальная до отжига плотность дислокаций в границе зерна ультрамелкозернистого материала, м^-1,
Δb - вектор Бюргерса дислокации ориентационного несоответствия, м,
δ=2b - ширина границы зерна, м,
D_b0 - предэкспоненциальный множитель коэффициента зернограничной диффузии, м²/с, причем δD_b0 для меди составляет 5,0·10^-15 м³/с, а для алюминия 5,0·10^-14 м³/с,
а термическую обработку осуществляют путем высокотемпературного отжига, при этом температуру и время высокотемпературного отжига устанавливают в интервалах 350-600°C и 0,1-10 ч.