Структура и свойства полученных сваркой взрывом и пакетной прокаткой слоистых композитов на основе низкоуглеродистых сталей, меди, алюминия и его сплавов Кутенева Светлана Валерьевна

Содержание к диссертации

Введение

1. Слоистые металлические композиционные материалы: получение, структура и свойства (литературный обзор) 11

1.1 СМКМ как перспективный класс современных материалов 11

1.2 Физическая природа получения неразъемный соединений СМКМ в твердой фазе 13

1.3 Методы получения СМКМ 14

1.5 Общие закономерности структурообразования в СМКМ при деформационном и высокоэнергетическом воздействии 19

1.5.1 Формирование структуры СМКМ в процессе сварки взрывом 21

1.5.2 Формирование структуры СМКМ в процессе пакетной прокатки 22

1.5.3 Особенности формирования структуры СМКМ с порошковыми прослойками 23

1.6 Физико-механические свойства СМКМ 24

1.6.1 Механические свойства СМКМ 24

1.6.2 Физические, теплофизические и функциональные свойства СМКМ 29

1.8 Выводы 31

2. Материалы и методы исследования 33

2.1 Материалы исследования 33

2.2 Технология изготовления и обработки исследуемых материалов 35

2.3 Методы структурных исследований 37

2.3.1 Оптическая микроскопия 37

2.3.2 Растровая электронная микроскопия 38

2.3.3 Просвечивающая электронная микроскопия 39

2.3.4 Рентгенофазовый анализ 39

2.3.5 Изучение строения поверхностей разрушения 40

2.4 Методы исследования физико-механических свойств 40

2.4.1 Испытания на одноосное растяжение 40

2.4.2 Испытания на ударный изгиб 40

2.4.3 Определение микротвердости 42

2.4.4 Определение характеристик линейного расширения и теплофизических свойств 42

2.4.5 Измерение электросопротивления и магнитных свойств 43

2.4.6 Определение пористости и плотности спеченных порошковых материалов 43

2.5 Выводы 44

3. Структура и механические свойства слоистых композитов на основе меди М1 и стали 20, полученных сваркой взрывом 45

3.1 Микростроение межслойных границ композита «медь М1-сталь 20» 45

3.2 Микроструктура композита «медь М1-сталь 20» и его составляющих в исходном состоянии 49

3.3 Механические свойства композита «медь М1-сталь 20» и его исходных составляющих 53

3.4 Выводы 58

4. Структура и свойства слоистых сталеалюминиевых композитов, полученных пакетной прокаткой 60

4.1 Структура и физико-механические свойства СМКМ на основе стали IF(001ЮТ) и алюминия АД0 60

4.1.1 Технологические основы получения и строение 7- и 27-слойных композитов «IF(001ЮТ)-АД0» 60

4.1.2 Микроструктура 7- и 27-слойных композитов «IF(001ЮТ)-АД0» и их стальной составляющей в исходном и деформированном состояниях 62

4.1.3 Физико-механические свойства 7- и 27-слойных композитов «IF(001ЮТ)-АД0» и их исходных составляющих 66

4.2 Структура и механические характеристики СМКМ на основе стали 09Г2С и алюминиевого сплава АМц 71

4.2.1 Технологические основы получения и строение 11-слойного композита «09Г2С-АМц» 71

4.2.2 Микроструктура 11-слойного композита «09Г2С-АМц» в его стальной составляющей в исходном и деформированном состояниях 72

4.2.3 Физико-механические свойства и фрактографические особенности разрушения 11-слойного композита «09Г2С-АМц» 76

4.3 Выводы 80

5. Структура и свойства сварных и горячекатаных слоистых композитов на основе сталей 09Г2С и ЭП678 82

5.1 Технологические основы получения и строение сварных и горячекатаных слоистых композитов 82

5.2 Микростроение межслойных границ и микроструктура сварных и горячекатаных слоистых композитов 84

5.3 Микротвердость сварных и горячекатаных слоистых композитов 92

5.4 Механические свойства сварных и горячекатаных слоистых композитов 95

5.5 Выводы 102

6. Структура и физико-механические характеристики слоистых бороалюминиевых композитов 104

6.1 Процесс получение слоистых Al/B4C-композитов 104

6.1.1 Параметризация и подготовка порошков 105

6.1.2 Получение слоистых Al/B4C-композитов методом горячей пакетной прокатки 108

6.2 Фазовый состав и микроструктура слоистых Al/B4C-композитов 110

6.3 Механические свойства и фрактографические особенности разрушения слоистых Al/B4C композитов 112

6.3.1 Механические свойства при растяжении и микростроение изломов слоистых Al/B4C композитов 112

6.4 Исследование теплового расширения и теплофизических свойств бороалюминиевого композита и его составляющих 119

6.5 Выводы 123

Заключение 125

Список литературы 128

Приложение А. Результаты обработки изображений в программе SIAMS 700 143

Приложение Б. Технологии получения слоистых Al/B4C-композитов 144

Приложение В. Справка об использовании результатов диссертационной работы 145

• Методы получения СМКМ
• Механические свойства композита «медь М1-сталь 20» и его исходных составляющих
• Микростроение межслойных границ и микроструктура сварных и горячекатаных слоистых композитов
• Механические свойства при растяжении и микростроение изломов слоистых Al/B4C композитов

Введение к работе

Актуальность темы исследования

Интенсивное развитие транспортного, химического, энергетического и
атомного машиностроения, судостроения и авиастроения вызывает необходимость
создания новых материалов, обладающих уникальным набором физико-
механических и функциональных свойств. К таким материалам относится широкая
группа слоистых металлических композиционных материалов (СМКМ) на основе
разноименных и разнородных металлов и сплавов, которые благодаря наличию
ламинированной и сэндвич-структуры позволяют получить в них комплекс
трудносочетаемых свойств: высокую прочность, пластичность, ударную вязкость при
низких климатических и криогенных температурах, износостойкость, тепло- и
электропроводность. Одним из актуальных направлений современного

материаловедения является разработка СМКМ многофункционального назначения со слоями из консолидированных смесей порошков Al и упрочняющих частиц Al₂O₃, SiC и B₄C, которые могут использоваться для производства изделий и конструкций с заданными трибологическими и теплофизическими характеристиками, высокой баллистической стойкостью, а также для изготовления радиационно-защитных элементов атомной и космической техники.

Степень разработанности темы исследования

Фундаментальные основы формирования структуры и физико-механических свойств слоистых композитов конструкционного и функционального назначения заложены в работах отечественных и зарубежных ученых Ю.П. Трыкова, В.И. Лысака, С.В. Кузьмина, С.А. Голованенко, М.И. Карпова, А.Г. Колесникова, А.И. Плохих, Т.И. Табатчиковой, А.Г. Кобелева, А.А. Батаева, В.И. Мали, В.С. Ложкина, Б.А. Гринберг, А.М. Пацелова, М. Эшби, М. Ализаде, М. Пейдара, Р. Рамаати, М. Водсворта, Р. Ритчи и других. В результате проведенных исследований установлены основные закономерности по влиянию состава, толщины и характера чередования макро-, микро- и наноразмерных слоев, количество которых может достигать нескольких десятков тысяч, на строение межслойных границ, формирование структуры и физико-механических свойств СМКМ. К настоящему времени предложены традиционные и новые высокотехнологические методы получения СМКМ, в том числе с использованием интенсивного деформационного и высокоэнергетического воздействия. Среди инновационных способов получения слоистых материалов можно выделить накопительную пакетную прокатку с соединением слоев (ARB – accumulative roll bonding). Однако наибольшее техническое применение нашли высокопроизводительные методы получения СМКМ сваркой взрывом и горячей пакетной прокаткой. Вместе с тем, несмотря на значительных объем проведенных ранее экспериментальных и теоретических исследований, особенности строения межслойных границ, структура отдельных слоев и свойства ряда составов СМКМ на основе меди, низкоуглеродистых сталей, алюминия и его сплавов изучены недостаточно. Для сталеалюминиевых композитов отсутствуют данные исследований тонкой структуры слоев в составе композита и аналогичным образом деформированного монолитного материала. До настоящего времени не сопоставлялись структура и свойства стальных слоистых композитов

одинакового состава и конструкции, полученных альтернативными методами сварки взрывом и горячей пакетной прокатки. Недостаточно изучено влияние предварительного диспергирования структуры одного из компонентов композита и последующей термической обработки на формирование комплекса механических свойств СМКМ. Несмотря на хорошо известные данные об эффективном влиянии границ раздела слоев на ударную вязкость, особенности роста трещин и стадийность процесса динамического разрушения СМКМ на основе анализа диаграмм инструментированного ударного нагружения до настоящего времени не рассматривались. Значительный интерес представляет изучение структуры и оценка физико-механических свойств слоистых алюмоматричных композитов гибридного типа «АМг3-Al/B₄C-AMг3» (боралей) с целью разработки нового способа получения горячей прокаткой нейтронозащитного материала для элементов конструкций атомного машиностроения.

Цель диссертационной работы – установление закономерностей

структурообразования и формирования физико-механических свойств полученных методами сварки взрывом и пакетной прокатки СМКМ на основе меди, алюминия и его сплавов, низкоуглеродистых сталей и порошковых смесей Al и В₄С.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

1. Исследовать строение и химический состав межслойных границ слоистых
медностальных, сталеалюминиевых и стальных композитов, а также структуры их
отдельных слоев в сравнении с исходными и модельными монолитными
материалами.

1. Выявить закономерности формирования комплекса физико-механических свойств изученных слоистых материалов в процессе их получения методами сварки взрывом и пакетной прокатки с последующей деформационной и термической обработкой.

2. Определить составы, конструкции и режимы получения слоистых стальных и сталеалюминиевых композитов, обеспечивающие повышенный комплекс физико-механических свойств по сравнению с материалами основы.

4. С использованием методов инструментированных ударных испытаний и фрактографического анализа изучить механизмы роста трещины и стадийность процесса разрушения сварных и горячекатаных слоистых композитов из сталей 09Г2С и ЭП678.

5. Изучить структуру, физико-механические и теплофизические свойства слоистых композитов гибридного типа для атомного машиностроения с нейтронозащитной прослойкой из смеси порошков Al и B₄C и плакирующими слоями из Al-сплавов, полученных новыми предложенными способами на основе горячей пакетной прокатки.

Научная новизна:

1. Показано, что межслойные волнообразные границы в сварном композите «медь М1-сталь 20-медь М1», характеризующиеся узкой областью концентрационного перехода Cu-Fe, содержат участки локального расплавления меди с гетерофазной субмикрокристаллической структурой и разноразмерными фрагментами стали 20.

2. Установлено, что достижение повышенных прочностных свойств 7-, 11-и 27-слойных сталеалюминиевых и стальных композитов по сравнению с монолитными составляющими связано с диспергированием структуры слоев в процессе их получения методом пакетной прокатки при температурах 520 С и 600 С, а также с введением в состав 5-слойных сварных композитов «09Г2С-ЭП678» слоев стали ЭП678 с ультрамелкозернистой структурой.

3. С использованием инструментированных ударных испытаний и фрактографического анализа впервые выявлена стадийность процесса разрушения изученных слоистых композитов, связанная с особенностями роста трещины в различных слоях композита и возникновением расслоений на межслойных границах. Показано, что слоистые композиты на основе сталей 09Г2С и ЭП678 сохраняют повышенные значения ударной вязкости до температуры –60 С, а сталеалюминиевые – до температуры жидкого азота.

4. Установлено влияние состава порошков Al и В₄С на формирование структуры и физико-механических свойств слоистых бороалюминиевых композитов с плакирующими слоями из Al-сплавов. Выявлена эффективность применения наноразмерного порошка B₄C в консолидированной прослойке Al/B₄C по сравнению с порошком B₄C микрофракции с целью повышения прочностных свойств слоистого нейтронозащитного композита.

Теоретическая значимость работы состоит в том, что полученные данные являются научной основой дальнейшего совершенствования методов создания слоистых металлических соединений пакетной прокаткой и сваркой взрывом, вносят существенный вклад в понимании механизма структурообразования и формирования физико-механических свойств СМКМ на основе разнородных материалов, в том числе с порошковыми прослойками.

Практическая значимость работы

1. Предложены составы, конструкции и режимы обработки сварных и горячекатаных стальных, медностальных и сталеалюминиевых слоистых композитов с повышенными по сравнению с монолитными составляющими прочностными свойствами и характеристиками ударной вязкости при пониженных климатических и криогенных температурах.

2. Показана возможность управления механическими свойствами слоистых композитов «09Г2С-ЭП678» за счет формирования в слоях стали ЭП678 диспергированной и ультрамелкозернистой структуры, а также проведения дополнительной термической обработки, оказывающей одновременно упрочняющее и разупрочняющее воздействие на слои сталей различного класса.

3. На основании проведенных исследований предложены защищенные патентами РФ №2465094 и №2528926 новые способы получения нейтронозащитных слоистых композитов «AМг3-Al/B₄C-АМг3» для использования в атомном машиностроении при изготовлении транспортно-упаковочных комплектов для перевозки и хранения отработавшего ядерного топлива.

Методология и методы исследования

Для решения поставленных задач использовались современные методы оптической, электронной растровой и просвечивающей микроскопии. Применялись

стандартизованные и оригинальные методики определения микротвердости, физико-механических и теплофизических свойств СМКМ и их исходных составляющих.

Положения, выносимые на защиту:

4. Результаты изучения строения межслойных границ, тонкой структуры слоев и физико-механических свойств полученных сваркой взрывом и пакетной прокаткой медностальных, сталеалюминиевых и стальных композитов, а также их исходных составляющих.

5. Данные инструментированных испытаний на ударную вязкость, выявленная стадийность и фрактографические особенности процесса динамического разрушения изученных сталеалюминиевых и стальных композитов при комнатной и пониженных температурах испытания.

6. Закономерности формирования структуры и комплекса физико-механических и теплофизических свойств слоистых композитов с функциональной прослойкой из консолидированной порошковой смеси Al/20-25%В₄С и плакирующими слоями из Al-сплавов, полученных новыми защищенными патентами РФ способами на основе технологии горячей пакетной прокатки.

Достоверность результатов работы обеспечена использованием

современного метрологически поверенного оборудования, взаимодополняющих методов структурного анализа (оптическая, растровая и просвечивающая электронная микроскопия), апробированных методов определения физико-механических свойств, а также соответствием полученных результатов с известными данными по структуре и свойствам СМКМ.

Апробация работы. Материалы диссертации докладывались и обсуждались на
следующих российских и международных конференциях и семинарах: IV и VII
Международных школах-конференциях «Физическое материаловедение»

(г.Тольятти, 2009, 2016); XX и XXIII Уральских школах металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (г. Пермь, 2010; г. Тольятти, 2016); V, VI и VIII Евразийских научно-практических конференциях «Прочность неоднородных структур» (г. Москва, 2010, 2012 и 2016, 2018); XIX Петербургских чтениях по проблемам прочности (г. Санкт-Петербург, 2010); 52-и 53-й Международных научных конференциях «Актуальные проблемы прочности» (г. Уфа, 2012; Беларусь, г. Витебск, 2012); VI и VII Российских научно-технических конференциях «Механика микронеоднородных материалов и разрушение» (г. Екатеринбург, 2010, 2012); II Всероссийской молодежной школе-конференции «Современные проблемы металловедения» (г. Пицунда, 2011); XI и XII Международных молодежных конференциях «Junior Euromat» (Швейцария, г.Лозанна, 2012, 2014); 10-м Международном Уральском Семинаре «Радиационная физика металлов и сплавов» (г. Кыштым, 2013); XIII Европейском конгрессе по перспективным материалам и процессам «Euromat 2013» (Испания, г. Севилья, 2013); Научных сессиях НИЯУ МИФИ «Инновационные ядерные технологии» (г.Снежинск, 2015, 2016); V, IX, XI и XII Российских научно-технических конференциях «Механика, ресурс и диагностика материалов и конструкций» (г.Екатеринбург, 2011, 2015, 2017, 2018).

Исследования, представленные в диссертационной работе, выполнены в соответствии с основными направлениями научной деятельности Федерального

государственного бюджетного учреждения науки Институт машиноведения Уральского отделения Российской академии наук в рамках госбюджетных тем №01201354598, №01201375904, проектов УрО РАН ОФИ №13-1-017-ЯЦ, №15-15-1-52, РФФИ-Урал №10-02-96041, РФФИ №12-03-31374 мол_а, РФФИ №14-08-31673 мол_а, РФФИ №16-38-00712 мол_а.

Личный вклад автора

Личный вклад автора состоит в участии в постановке задач исследования и планировании экспериментов, в пробоподготовке СМКМ и их исходных составляющих, проведении структурных и фрактографических исследований методами оптической и растровой электронной микроскопии, в том числе с применением EBSD-анализа, замерах микротвердости, обработке и анализе результатов определения физико-механических и теплофизических свойств и данных просвечивающей электронной микроскопии. Вошедшие в диссертационную работу результаты и выводы были получены и сформулированы совместно с научным руководителем и соавторами публикаций.

Публикации

По теме диссертационной работы опубликовано 17 научных трудов, из них 10 статей в рецензируемых научных журналах из списка ВАК, получено 2 патента РФ на изобретение.

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, 6 глав, заключения, трех приложений и списка литературы, включающего 197 наименований. Общий объем диссертации – 145 страниц. Диссертация содержит 80 рисунков и 20 таблиц.

Методы получения СМКМ

По классификации, приведенной в работе [4], основные методы получения СМКМ по сочетанию агрегатного состояния на границе соединения составляющих делятся на твердофазные (обработка давлением), жидко-твердофазные (порошковая металлургия), жидкофазные ( методы пропитки, экструзии в жидкой фазе, послойного литья и направленной кристаллизации), газофазные и электрохимические (методы осаждения-напыления). В работах [4, 9, 32] к основными методам производства слоистых композитов относят: литейное плакирование, горячее и холодное пластическое деформирование (прокатка, прессование, волочение, винтовая экструзия), сварка взрывом, электрошлаковая наплавка, комбинированные способы (литье + прокатка, сварка взрывом + прокатка и т.д.), накопительная пакетная прокатка с соединением слоев (ARB-процесс) и равноканальное угловое прессование (РКУП). Последние два способа согласно [32] относятся к процессам интенсивной пластической деформации (severe plastic deformation) или мегапластической деформации по терминологии А.М. Глезера [33], обеспечивающей получение в металлах и сплавах объемных субмикро- и нанокристаллических структур.

При выборе материалов для создания СМКМ необходимо исходить из возможной совместимости их друг с другом. В работе [34] приведена классификация материалов по характеру взаимодействия друг с другом (металлы с ограниченной или полной нерастворимостью друг с другом; металлы с хорошей растворимостью и металлы, образующие интерметаллидные соединения), основываясь на которой определяется оптимальный способ изготовления слоистых композитов на металлической основе.

По данным [9] применение сварки взрывом в качестве способа получения СМКМ способствует получению более высокой прочности сцепления слоев металлических слоев (сц=300-500 Н/мм2) по сравнению с пакетной прокаткой (сц=150-330 Н/мм2) и литейным плакированием (сц=150-310 Н/мм2). Принято считать [35], что прочность связи между однородными и разнородными слоями должна быть в пределах 0,4-0,6 прочности основного компонента композита.

Сварка взрывом

В работе [36] сварка взрывом описывается как высокоинтенсивное кратковременное воздействие, сопровождающееся явлениями волнообразования, кумуляции и схватывания тел и по своему воздействию сравнима с процессами интенсивной пластической деформации (ИПД), реализующимися в узкой приконтактной области и ведущие к фрагментации структуры. Физические основы формирования прочного соединения, путем высокоскоростного соударения, подробно описаны также в работах [37-39] и др.

Сварка взрывом по мнению авторов [36, 40] и др. относится к наиболее эффективным методам создания высококачественных композиционных материалов различных типов и назначения. Благодаря своей быстротечности процесс сварки взрывом препятствует развитию активных диффузионных процессов в зоне соединения и позволяет получать равнопрочные композиции практически из любых разнородных металлов. В работах [31, 41] отмечается, что сварка взрывом незаменима для получения высокопрочных композитов из разнородных материалов, таких как алюминий-сталь, алюминий-медь, алюминий-титан, титан-сталь, цирконий-сталь и других, которые склоны к формированию хрупких интерметаллидов, резко снижающих прочность соединения. По данным работ [42-45], посвященных изучению полученных методом сварки взрывом СМКМ с микро- и наноразмерными слоями, количество слоев в пакете за одно взрывное нагружение может достигать 50. К преимуществам сварки взрывом, как технологии получения СМКМ, относится возможность сохранения исходной структуры слоев составляющих композита. В ходе изготовления СМКМ по технологии сварки взрывом помимо создания прочного соединения слоев в качестве побочного эффекта достигается упрочнение слоев композита, вызванное распространением ударных волн в объеме металла [39, 46]. Достигнутое упрочнение отражается в увеличении микротвердости в околошовной зоне с последующим постепенным его снижении по мере удаления от границы шва. При этом возможно и разупрочнение металла, вызванное его разогревом вследствие увеличения тепловой составляющей ударной волны при высоком давлении.

Диффузионную сварку прессованием при получении СМКМ осуществляют при температуре ниже температуры плавления свариваемых металлов с приложением давления, необходимого для пластической деформации приконтактных слоев и образования химических связей вследствие взаимной диффузии между атомами соединяемых поверхностей [5, 47]. Прессование СМКМ методом диффузионной сварки включает в себя подготовку соединяемых поверхностей, нагрев, приложение сжимающих нагрузок, изотермическую выдержку и охлаждение. Для создания прочного неразъемного соединения в СМКМ диффузионную сварку рекомендуется проводить в вакууме или в защитных и восстановительных атмосферах [13, 48].

Пакетная прокатка

Основы получения СМКМ высокотехнологичным методом горячей и теплой пакетной прокатки подробно изложены в работе [1]. Данный метод ориентирован на многомасштабное производство и его использование позволяет добиться высоких деформационных обжатий. Несмотря на ряд преимуществ, пакетная прокатка имеет и некоторые недостатки, которые упоминаются в работах [14, 49, 50]. К ним относятся трудоемкость подготовки пакета перед обжатием, нестабильность качества соединения, неоднородная деформация разнородных материалов и их окисление в процессе прокатки.

Деформирование СМКМ на основе низкоуглеродистых сталей прокаткой с высокими степенями деформации может привезти к охрупчиванию материала, резкому исчерпанию ресурса пластичности материала и, соответственно, расслоению материала под действием значительных остаточных напряжений как по границе раздела слоев, так и по центральной части наиболее прочного слоя [14, 51].

Результаты исследований [12] показывают, что попытки получить многослойную структуру путем горячей прокатки на основе только слоев железа приводит к формированию монозаготовки без видимых признаков многослойной ламинарной структуры. Для получения СМКМ с достижением высоких показателей прочности и без нарушения его слоистой архитектуры нужно учесть следующие моменты. В работе А.Г. Колесникова, А.И. Плохих и др. [52] показано, что сохранение слоистой структуры в заготовке возможно в том случае, если в исходной композиции участвовали стали, имеющие различное кристаллографическое строение (ОЦК- и ГЦК-решетки). Длительная выдержка пакета и высокая температура горячей прокатки свыше 1050 С, как показано на примере слоистых композитов на основе сталей 40Х13 и 08Х18Н10, в результате активного протекания при горячей деформации диффузионных процессов проводит к нарушению ламинарного строения межслойных границ, и понятие слоистого материала теряет физический смысл.

В работах [53, 54] внимание уделяется тому факту, что при достижении прокаткой определенной степени деформации СМКМ возможно локальное утонение более пластичных слоев, и дальнейшее деформирование может привести к фрагментации слоев и, следовательно, нарушению ламинарности структуры и переходу композита из слоистого типа в матричный. Пакетная прокатка может быть использована в качестве одного из этапов комбинированной технологии получения СМКМ (диффузионная сварка + пакетная прокатка; сварка взрывом + пакетная прокатка) [47, 13]. Методы интенсивной пластической деформации

Метод ИПД, заключающийся в деформировании с большими степенями деформации при относительно низких температурах (0,3…0,4Тпл) в условиях высоких приложенных давлений, обеспечивает получение объемных беспористных нано- и субмикрокристаллических металлов и сплавов [32]. Среди основных методов ИПД, используемых для получения СМКМ в твердофазном состоянии, можно выделить:

РКУП. Возможность использования этого широко распространенного метода ИПД для получения СМКМ была предложена авторами [55], а затем получила развитие в более поздних работах [56, 57]. Однако технология РКУП не получила достаточного распространения в промышленном производстве из-за ограничений в размерах и форме получаемых образцов. . Накопительная пакетная прокатка с соединением слоев (accumulative roll bonding (ARB) process). ARB-процесс является разновидностью пакетной прокатки, предложенной авторами [58], и представляет собой процесс многопроходной прокатки, в каждом цикле которой листовая заготовка обжимается на 50 %, а затем разрезается и собирается в пакет для последующего прохода. При этом исходная толщина листа с увеличение числа проходов остается неизменной, а суммарная степень обжатия после п циклов рассчитывается по формуле 1.1

Механические свойства композита «медь М1-сталь 20» и его исходных составляющих

Результаты замера микротвердости по толщине композита, представленные на рисунке 3.6, показали, что значения HV исходных образцов меди М1 и стали 20 составляют соответственно HV 0,05 125 и HV 0,05 171. После сварки взрывом микротвердость меди не изменилась, а стали – повысилась на 25 %. Деформационное упрочнение после прокатки, оцениваемое по приросту величины микротвердости, для центрального слоя стали 20 также оказывается более значительным (30 %), чем для меди (17 %). Полученные данные по микротвердости свидетельствуют о более ускоренном исчерпании ресурса пластичности стали по сравнению с медью в составе композита в процессе прокатки.

Результаты испытаний образцов на одноосное растяжение при комнатной температуре1 показали, что свойства трехслойного сварного композита близки к свойствам центрального слоя стали 20 (Таблица 3.1). Теоретическое значение временного сопротивления отрыву сварного композита рассчитывалось по правилу аддитивности (1.1) с учетом того, что объемная доля меди в композите составляет 67 %, а стали - 33 % [164]. Расчетное значение временного сопротивления отрыву в 1,4 раза ниже экспериментальных данных, что свидетельствует о дополнительном упрочнении слоев в ходе взрывного нагружения.

Прочностные свойства сварного композита близки по величине более прочному исходному материалу (стали), а пластические свойства сохраняются на достаточно высоком уровне. Холодная прокатка сварного композита с обжатием 50 % приводит к заметному росту прочностных свойств до уровня (В=530 МПа, о,2=500 МПа) при существенном снижении относительного удлинения с 42 % до 7 %. При этом величина относительного сужения , наоборот, несколько увеличивается с 49 % до 57 %. Полученные данные свидетельствуют о том, что композит обладает улучшенным комплексом механических свойств по сравнению с исходными материалами. Анализ экспериментальных данных показывает, что вид кривых растяжения стали 20, меди М1 и композита на их основе как после сварки взрывом, так и после дополнительной холодной прокатки существенно различаются (Рисунок 3.7).

Полученные при комнатной температуре значения ударной вязкости композита1 при ориентации линии надреза по тормозящему типу выше значений, характерных для стали 20 (Таблица 3.2), что связано с торможением распространяющейся трещины на межслойной

Выполнено совместно с к.т.н. Бородиным Е.М. границе и ее отклонением от первоначального направления магистрального роста при вхождении трещины в новый слой. Эти данные коррелируют с результатами, полученными в работах [165, 166], согласно которым наибольшей ударной вязкостью обладают образцы слоистых композитов с ориентации надреза по тормозящему типу, перпендикулярно плоскости сопряжения пластин. Показатели ударной вязкости сварного композита снижаются в 2 раза при смене ориентации надреза от тормозящего (KCV=1,09 МДж/м2) к разветвляющему типу (KCV=0,42 МДж/м2).

Анализ диаграмм ударного нагружения показал, что процессы зарождения и распространения трещин в чистой меди марки М1 и в композите существенно различаются. На ударных диаграммах композита отчетливо наблюдается осцилляция (скачки нагрузки), которые могут быть связаны с прохождением трещины по границе раздела слоев.

Фрактографические особенности разрушения стального и медных слоев в сварном композите после испытаний на растяжение, а также в холоднокатаном сварном композите после испытаний на ударный изгиб при комнатной температуре можно наблюдать на рисунке 3.9. Отдельные участки А и В, выделенные на рисунке 3.9, представлены при большем увеличении на рисунке 3.10. Микрофрактографический анализ позволил установить, что в сварном композите разрушение по механизму отрыва формирует в медном сплаве почти бесструктурные участки рельефа, но с хорошо выраженными вязкими ямками (Рисунок 3.10 а). Заметное скопление ямок в медном слое наблюдается на границе сварного шва, что свидетельствует о повышении энергоемкости процесса разрушения на этом участке (Рисунок 3.10 б). Разрушение центрального стального слоя также происходит по высокоэнергоемкому вязкому механизму с формированием ямочного рельефа. Продольные участки микрорасслоения в стальном слое, сформированные в процессе изготовления исходного листа стали 20 методом прокатки, можно наблюдать в верхней части микрофрактограммы (Рисунок 3.10 б).

Анализ особенностей микростроения излома ударного образца позволяет установить, что последующая холодная прокатка со степенью обжатия 50 % усиливает развитие микрорасслоения в стальном слое, которое сопровождается появлением вторичных мелких трещин, которые наблюдаются на СЭМ-изображениях и оптических профилограммах композита (Рисунки 3.10 в, 3.11). Эволюция особенностей разрушения в слое стали 20 после прокатки композита свидетельствует о постепенном исчерпании способности материала к дальнейшему пластическому деформированию.

Микростроение межслойных границ и микроструктура сварных и горячекатаных слоистых композитов

Композиты, полученные сваркой взрывом

Как показал проведенный в продольном сечении образца анализ макроструктуры неразъемного соединения, при сварке взрывом в 5-слойных композитах «09Г2С-ЭП678» формируются как волнообразные, так и прямолинейные границы соединения слоев с разной интенсивностью перемешивания используемых сталей (Рисунок 5.2).

Волнообразные сварные соединения наблюдаются между первым и вторым, вторым и третьим, а также третьим и четвертым слоями. Переход от безволнового течения к волновому описывается в рамках теории Л.Д. Ландау [172] о развитии неустойчивости течения вязкой жидкости и определяется несколькими параметрами, одним из которых является число Рейнольдса Re. Критическое значение Re, при котором осуществляется волнообразование, составляет Re 10 [92]. При этом считается [37, 160], что форма границы не влияет на качество соединения при сварке взрывом, но граница раздела сложной формы благоприятно сказывается на уровне ударной вязкости композита. Все исследуемые в настоящей работе сварные соединения композитов характеризуются повышенной чистотой границ. На границах отсутствуют неметаллические включения и такие дефекты сварки как поры, непровары и несплошности (Рисунок 5.3 а). Вблизи межслойных границ со стороны 09Г2С наблюдаются зоны локального расплавления (Рисунок 5.3 б), строение и расположение которых нерегулярно относительно границы раздела. В ходе исследования сварного шва композита 1 (УМЗ МСС) методом микрорентгеноспектрального анализа была выявлена достаточно узкая диффузионная зона шириной 5-7 мкм (Рисунок 5.4 и 5.5 а).

Влияние последующей после сварки взрывом термической обработки на распределение легирующих элементов на границе слоев сварных композитов было оценено по результатам микрорентгеноспектрального анализа (Рисунки 5.5 б). Резкое изменение содержания основных легирующих элементов составляющих композитов сталей (Cr, Ni, Mn, Si) на границе соединения слоев сталей 09Г2С и ЭП678 происходит в достаточно узкой области, составляющей примерно 5-7 мкм. Это указывает на то, что дополнительная термическая обработка не вызывает существенную активизацию диффузионных процессов на межслойных границах.

Анализ изображений микроструктуры составляющих слоев композитов показал, что вне околошовной зоны стали 09Г2С сохраняется исходная равноосная феррито-перлитная структура со средним размером зерна 12 мкм (Рисунок 5.6 а). На границе раздела слоев в стали 09Г2С имеется зона с равноосной рекристаллизованной структурой шириной до 5 мкм с размером кристаллитов 0,5-1 мкм (Рисунки 5.3 а и 5.7 а).

Микроструктурный анализ слоев МСС с МЗ структурой показал, что вне околошовной зоны структура стали представлена пакетным мартенситом (Рисунок 5.6 б). Согласно работам [173, 174], посвященным изучению структуры и свойств МСС, известно, что остаточный аустенит в закаленной структуре стали ЭП678 присутствует в количестве не более 10 %. На границе сварных соединений в стали ЭП678 с МЗ структурой выявлено наличие фрагментированной структуры протяженностью до 10 мкм (Рисунок 5.7 б). Средний размер зерна в приграничном диспергированном слое ЭП678 составляет около 200 нм.

В слоях сварного композита из стали ЭП678 после проведенной предварительной термопластической обработки практически на всех участках формируется однородная УЗМ структура с размером зерна аустенита в пределах 50-200 нм (Рисунок 5.6 в и 5.7 в). При этом идентифицировать структурные составляющие в стали ЭП678 после термопластической обработки в виду их высокой дисперсности стали с помощью используемых в данной работе методов микроструктурных исследований не представилось возможным.

Целью термической обработки готовых слоистых композитов является достижение максимального уровня прочностных свойств с сохранением высокой ударной вязкости композита, реализация которой возможна за счет упрочнения стали ЭП678 при сохранении пластичности стали 09Г2С. Упрочняющая термическая обработка для сварных композитов заключалась в нагреве до 500 С и выдержке в течение 3 часов. Даная термическая обработка для стали 09Г2С является высоким отпуском, в ходе которого микроструктура стали меняется незначительно, а размер ферритных зерен сохраняется в пределах 12 мкм, для стали ЭП678 выдержка при 500 С вызывает дисперсионное старение. В МСС данного типа при температуре старения свыше 400 С происходит образование метастабильной фазы -МзТі (400-480 С), а затем стабильной фазы - МзТІ (480-560 С) [173, 174]. Основными упрочняющими фазами в сталях типа 03Х11Н10М2Т являются интерметаллидная фаза NiзTi с ГПУ решеткой и фаза Лавеса -Fe2(Ti, Mo). Остаточный аустенит, присутствующий в исходной закаленной стали, в процессе охлаждения при старении за счет образования новых фаз обедняется легирующими элементами и превращается в мартенсит охлаждения. Таким образом, микроструктура ЭП678 в сварных композитах по завершению термообработки состоит из пакетного мартенсита и дисперсных упрочняющих интерметаллидных частиц.

Слоистые композиты, полученные горячей прокаткой

Анализ макроструктуры 7-слойных композитов «09Г2С-ЭП678», полученных по технологии горячей прокатки показал наличие четких прямолинейных межслойных границ без видимых крупных дефектов (Рисунок 5.8). Использование метода РЭМ позволило выявить на границе раздела слоев наличие пор круглой формы диаметром от несколько сот нанометров до 2 мкм и включения вытянутой формы протяженностью до 10 мкм.

Микрорентгеноспектральный анализ межслойных соединений показал (Рисунок 5.9), что вытянутые включения имеют сложный химический состав, включающий легирующие элементы смежных слоев (Mn, Si, Сг, Ті). Возможно, эти включения являются оксидами и карбидами, которые сильно коагулировали в результате активных диффузионных процессов, инициируемых термическим и деформационным воздействием на поверхности соединяемых слоев. Диффузионная зона составляет до 25 мкм.

Последующая термообработка горячекатаных композитов (закалка 920 С + старение/отпуск 500 С, 3 ч) не вызвала заметного расширения диффузионной зоны. Однако активизируются термодиффузионные процессы, протекающие на межслойных границах 09Г2С-ЭП678 и стремящиеся к выравниванию химического состава, поэтому концентрация наиболее подвижных легирующих элементов Cr и Ni повышается в слое 09Г2С. На графиках межслойного распределения легирующих элементов наблюдаются пики повышенной концентрации Cr, Ni и Mn, указывающие на возможность образования новых вторичных фаз. Судя по изменениям микроструктуры и микротвердости в приграничных зонах соединений (Рисунки 5.12 и 5.15) миграция углерода на межслойной границе в ходе горячей прокатки композита наиболее активно протекала в направлении противоположной диффузии Cr и Ni. Аналогичные результаты диффузионных перемещений на границе горячекатаных композитов отмечены в работах [175, 176].

Микроструктурные исследования горячекатаных 7-слойных композитов показали, что по окончании прокатки с охлаждением на воздухе слои из низкоуглеродистой стали 09Г2С имеют ферритно-перлитную структуру со средним размером зерна феррита 10 мкм (Рисунок 5.11 а). Близкая к полигональной форма ферритных зерен указывает на протекание статической рекристаллизации по окончании горячей прокатки. На границе раздела слоев со стороны 09Г2С наблюдается зона феррита с обедненным количеством перлита глубиной до 50 мкм и зона, обогащенная углеродом, со стороны стали ЭП678 (Рисунок 5.12 а). Наличие указанных зон является результатом восходящей диффузии углерода из 09Г2С к ЭП678. Структура мартенситно-стареющих стальных слоев состоит из пакетного мартенсита и остаточного аустенита. Размер пакетов реек мартенсита меняется от 20 мкм в центральной части слоя до 10 мкм на границе раздела слоев (Рисунок 5.13 а).

Для горячекатаных композитов проводили двухэтапную термообработку, которая заключалась в закалке при температуре 920 С в течение 30 минут с охлаждением в воде и нагреве при температуре 500 С в течение 3 часов с охлаждением на воздухе. Известно [177], что получение структуры пакетного мартенсита в малоуглеродистых низколегированных сталях при закалке от стандартных температур аустенитизации затруднительно, поскольку в этом случае не удается полностью подавить образование феррита и троостита. Микроструктурные исследования закаленного горячекатаного композита показали, что после закалки 920 С стали 09Г2С формируется смешанная троостито-ферритная структура в центральной части слоя и ферритная структура в приграничной зоне. Обезуглероженная зона с ферритной структурой имеет протяженность глубиной до 100 мкм и плавно переходит в троостито-ферритную структуру с уменьшающейся долей феррита от 80 % до 20 % по мере удаления от границы слоев. Различие в структуре по ширине слоя связано с активной диффузии углерода из слоя 09Г2С в слой, активная стадия которой пришлась на момент горячей прокатки композита. Феррит в смешанной структуре имеет полиэдрическую и игольчатую форму размером 12 мкм. На границе слоев ферритные зерна имеют форму близкую к полигональной, размером 12 мкм. Структура ЭП678 после закалки представляет собой пакетный мартенсит (Рисунок 5.13 б) и остаточный аустенит в объеме не более 10 % [173, 174]. Выдержка при температуре 500 С в закаленной МСС вызывает выделение дисперсных частиц интерметаллидов, что приводит к максимальному упрочнению сталей этого класса, а у низкоуглеродистых низколегированных сталей вызывает разупрочнение за счет перераспределения углерода и коагуляции карбидов и формирования сорбито-ферритной структуры.

Механические свойства при растяжении и микростроение изломов слоистых Al/B4C композитов

Анализ данных распределения микротвердости HV 0,025 по ширине Al/B4C-композитов показал, что микротвердость внешних слоев композита существенно превышает исходные значения HV 0,025 сплавов АВ и АМг3, а также значения микротвердости центрального слоя из смеси порошков алюминия и карбидом бора (Рисунок 6.8). Наличие более прочной оболочки обеспечивает целостность и жесткость слоистого бороалюминиевого композита.

Механические свойства полученных 3-слойных Al/B4C-композитов1 (Таблица 6.2) зависят от ряда параметров: уровня прочностных и пластических свойств алюминиевых сплавов, применяемых для изготовления слоистых композитов, соотношения толщины слоев, содержащих B4C и слоев из алюминиевых сплавов, размеров частиц B4C – нано- или микрофракции и их объемной доли, а также условий деформационно-термической обработки. В модельные Al/B4C-композитах, указанных в таблице 6.2 под номерами № 1-3, содержание B4C составляет 20 %, а в Al/B4C-композитах под номерами № 4-6 – 25 %. Композиты, указанные в таблице 6.2 под номерами №1-5, были подучены в ИМАШ УрО РАН, а №6 - в условиях ПО «Уралмаш». По результатам анализа данных механических испытаний Al/B4C-композитов было установлено, что бороалюминиевый композит на основе сплава АМг3 с наноразмерным карбидом бора (№ 2 в таблице 6.2), имеет наибольшие значения предела текучести 0,2, временного сопротивления в, и наименьшее значение относительного удлинения . В группе композитов на основе сплава АМг3 с одинаковой объемной долей порошковой прослойки в композите наименьшую прочность имеет композит с прослойкой, содержащей частицы В4С в микродиапазоне ( 20 мкм) (№ 1 в таблице 6.2). Полученный результат соответствует данным работы [187] о более низкой прочности и пластичности при растяжении алюмоматричных дисперсно-упрочненных композитов по сравнению с матричными сплавами. Это связано с тем, что преимущественное зарождение трещин происходит на поверхностях раздела или в участках скопления крупных частиц армирующего вещества. В случае применения наноразмерного борсодержащего порошка в структуре композита такого явления не наблюдается. Достоинством наноразмерного порошка помимо повышения прочностных свойств является обеспечениt композиту наиболее высоких нейтронозащитных свойств [65].

Сравнение данных измерения микротвердости и механических испытаний (Рисунок 6.8 и Таблица 6.2) показывает, что при сопоставимой прочности и микротвердости внешних слоев наличие более тонкого центрального слоя в композите на основе сплава АМг3 по сравнению с композитом на основе сплава АВ позволяет получить повышенные прочностные свойства композита при несколько меньших показателях пластичности. Увеличение соответственно объемной доли порошковой прослойки в композите с 14 до 75 % приводит к понижению прочностных свойств композита практически в 2,2-2,7 раза (№ 4 в таблице 6.2). По результатам сравнительного анализа данных механических испытаний (Таблица 6.2) установлено, что в прочностных свойствах слоистый Al/B4С-композит уступает нейтронозащитной стали ЧС82 в 2,6-2,8 раза. В то же время удельная прочность полученного слоистого Al/B4C-композита с учетом объемный доли и удельного веса как центральной защитной прослойки (=2,52 г/см3), так и внешних слоев из сплава АМг3 (=2,7 г/см3), по своему уровню выше (В/=61,6 МПасм3/г), чем удельная прочность стали ЧС82 (В/=56,4 МПасм3/г).

Фрактографический анализ разрывных образцов А1/В4С-композита на основе смеси порошков (ПА-4 + В4С состава 2) показал, что разрушение протекает по вязкому механизму с формированием характерного ямочного излома (Рисунок 6.9).

Наличие вязких составляющих в изломах, в виде ямок и перемычек, говорит о протекании рекристаллизационных процессов в ходе деформационно-термической обработки и формировании монолитной алюминиевой матрицы с включениями наполнителя карбида бора. По результатам карт распределения элементов Al и B, построенных на выбранном участке излома, определили, что частицы карбида бора выступают концентраторами разрушения при деформации и могут служить центрами зарождения ямок в алюминиевой матрице. Пластическая деформация протекает исключительно в алюминиевой матрице, частицы карбида бора сохраняются в неизменном виде или раскалываются в ходе разрушения.