NANOMATERIAŁY WYTWARZANE METODĄ INTENSYWNYCH ODKSZTAŁCEŃ PLASTYCZNYCH

Transkrypt

1 KOMISJA BUDOWY MASZYN PAN ODDZIAŁ W POZNANIU Vol. 27 nr 1 Archiwum Technologii Maszyn i Automatyzacji 2007 JAN KUŚNIERZ NANOMATERIAŁY WYTWARZANE METODĄ INTENSYWNYCH ODKSZTAŁCEŃ PLASTYCZNYCH W artykule przedstawiono wyniki badań mechanicznych i obserwacji mikrostruktury miedzi i technicznego tytanu poddanych plastycznej przeróbce metodą wyciskania w kanale kątowym (ECAP), walcowania pakietowego ze spajaniem (ARB) oraz skręcania pod wysokim ciśnieniem (HPT). Porównano rozdrobnienie ziarna uzyskane tymi trzema metodami. Największe rozdrobnienie ziarna uzyskano metodą skręcania (HPT) pod ciśnieniem 2 GPa. Słowa kluczowe: nanomateriały, odkształcanie plastyczne, rozdrabnianie ziarna 1. WSTĘP Intensywne odkształcanie plastyczne (w literaturze anglojęzycznej określane severe plastic deformation SPD) jest coraz powszechniej wykorzystywane do rozdrobnienia mikrostruktury, ponieważ umożliwia otrzymanie masywnych próbek metali gotowych do dalszego przerobu. Dotyczy to w szczególności przeciskania w kanale kątowym (Equal-Channel Angular Pressing ECAP) [4, 5, 12, 14, 15]. Były podejmowane próby wytworzenia ultradrobnokrystalicznego kompozytu na osnowie Al, żarowytrzymałych stopów na osnowie chromu, a także metali o sieci A2 jak żelazo oraz A3 jak Ti i jego stopy. Przyczyny tego zainteresowania należy upatrywać w wymiernych korzyściach płynących z wytworzenia takiej struktury, a przejawiających się w polepszeniu właściwości wytrzymałościowych, zwiększeniu twardości, ciągliwości, a także odporności na pękanie w metalach kruchych. Stwierdzono także w takich materiałach niskotemperaturowe płynięcie nadplastyczne, co pozwala na obniżenie temperatury kształtowania elementów. Innym sposobem wytwarzania materiałów nanokrystalicznych metodą dużych odkształceń plastycznych jest spajanie podczas walcowania pakietowego Prof. dr hab. Instytut Metalurgii i Inżynierii Materiałowej Polskiej Akademii Nauk.

2 132 J. Kuśnierz (Acumulative Roll-Bonding ARB) [3, 7, 13]. Polega ono na walcowaniu pakietu złożonego z dwóch fragmentów blachy do ich grubości początkowej, czyli z 50-procentową redukcją przekroju poprzecznego, następnie przepołowieniu tak otrzymanej blachy i powtórzeniu opisanego postępowania. Tak pomyślany proces może być kontynuowany teoretycznie bez ograniczeń. Najmniej rozpowszechniona jest trzecia z wymienionych metod, tj. metoda skręcania pod wysokim ciśnieniem HPT (High Pressure Torsion) [1, 2], ponieważ samo wytworzenie wysokiego ciśnienia jest trudne; w omawianym przypadku skręcanie prowadzono pod ciśnieniem 2 GPa. W tej metodzie uzyskano największe rozdrobnienie ziarna, przy czym jego wielkość była zależna od rodzaju metalu. Te trzy metody intensywnego odkształcania są wykorzystywane do rozdrobnienia mikrostruktury i otrzymania ultradrobnokrystalicznej (nanokrystalicznej) wielkości ziarna, prowadzącej do wzrostu wytrzymałości i ciągliwości tak przerobionego materiału. Niżej przedstawiono niektóre wyniki badań mechanicznych, obserwacji mikrostruktury oraz pomiarów krystalograficznej tekstury odkształcania miedzi, aluminium i jego stopów z miedzią oraz technicznego tytanu, poddanych plastycznej przeróbce metodami: ECAP, ARB lub HPT; uwzględniono przy tym występujące niejednorodności odkształcenia, a także ich rozłożenie. 2. METODY INTENSYWNEGO ODKSZTAŁCANIA 2.1. Przeciskanie w kanale kątowym (ECAP) Schemat urządzenia przedstawionego na rys. 1 pokazuje zasadę wyciskania w kanale kątowym. Parametry wykonanego prototypu przyjmują wartości: b = 10 mm, a = 30 mm, kąt α = 31,3 o lub α = 90. W odróżnieniu od alternatywnej metody otrzymywania materiałów o ultradrobnokrystalicznej strukturze za pomocą skręcania pod wysokim ciśnieniem zaletą proponowanego sposobu wytwarzania metodą dużych odkształceń plastycznych przez przeciskanie w kanale kątowym jest możliwość uzyskiwania litych próbek o znacznych wymiarach. Wartość odkształcenia zastępczego w warstwie środkowej wyciskanego pręta (w naszym przypadku o przekroju kwadratowym b b) można obliczyć z wyrażenia: n Φ +Ψ 1 Φ+Ψ ε n = 2ctg + Φ sin 3 2 2, (1) gdzie n jest liczbą przepustów, a parametry geometryczne odpowiadają oznaczeniom na rys. 1. Po wstawieniu wartości parametrów charakteryzujących po-

3 Nanomateriały wytwarzane metodą intensywnych odkształceń plastycznych 133 siadane urządzenie [5] dla α = 31,3 o przy jednym przepuście otrzymujemy odkształcenie zastępcze ε = 0,5922, czyli po n przepustach: ε =n 0,5922. (2) n Dla kąta Φ = 90 o oraz α = 0 otrzymujemy zależność: ε =n 0,9069. (3) n Rys. 1. Schemat przeciskania w kanale kątowym; ED kierunek wypływania materiału, PP kierunek nacisku stempla Fig. 1. Scheme of pressing in equal-channel angular pressing; ED extrusion direction, PP pressing direction Często wykorzystuje się przeciskanie w kanale kątowym na urządzeniach o konstrukcji przedstawionej na rys. 2, na którym wskazano też różne możliwości sekwencyjnego przeciskania, oznaczone: route A, czyli bez zmiany położenia próbki, route B z obrotem wokół osi próbki o 90 o po każdym przepuście i route C z obrotem próbki o 180 o po każdym przepuście. Odkształcenie zastępcze po jednym przepuście w takim urządzeniu ε = 1,15 [14]. Rys. 2. Schemat sekwencyjnego przeciskania w kanale kątowym (route A, route B i route C) Fig. 2. Scheme of ECAP processing. Routes A, B and C 2.2. Walcowanie akumulacyjne ARB Na rysunku 3 przedstawiono schematycznie technikę walcowania akumulacyjnego, czyli walcowania pakietowego ze spajaniem [3, 7, 13]. Oczyszczone i odtłuszczone powierzchnie dwóch blach są składane i mocowane, a następnie podgrzewane i walcowane do 50%. Otrzymana po walcowaniu blacha jest przecinana na połowy i poddawana opisanemu wcześniej postępowaniu. Procedura może być kontynuowana w następnych przepustach.

4 134 J. Kuśnierz Rys. 3. Schemat walcowania akumulacyjnego Fig. 3. Scheme of Accumulative Roll-Bonding Załóżmy, że blachę o grubości g 0 poddajemy kolejno 50-procentowemu walcowaniu, czyli po n przepustach grubość warstwy g n = g 0 /2 n. (4) Całkowity zgniot zn = ( g 0 g n ) g 0 po n przepustach z n = 1 1/2 n. (5) Przyjmując, że materiał uplastycznia się zgodnie z warunkiem plastyczności Hubera-Hencky ego- -Misesa [2] oraz odkształcenie podczas walcowania zachodzi w płaskim stanie odkształcenia, odkształcenie zastępcze ε n po n przepustach będzie wynosiło: czyli n n 2, ε = 0,8 n. (6) n Przykładowo [3, 7, 13], przy grubości początkowej g 0 = 1 mm po 5 przepustach ARB otrzymujemy grubość warstwy g 5 = 1/32 mm, tj. 31,25 μm, czyli zgniot całkowity z 5 = 96,875%, co odpowiada odkształceniu zastępczemu ε 5 = 4,0; po 10 przepustach otrzymujemy końcową grubość warstwy g 10 = 1/1024 mm, tj. 0,98 μm, oraz zgniot całkowity z 10 = 99,9% i odpowiadające mu odkształcenie zastępcze ε 5 = 8, Skręcanie pod wysokim ciśnieniem Z kolei poszukując metod pozwalających na wytworzenie ultradrobnokrystalicznych materiałów litych, zainteresowano się ponownie metodą skręcania pod wysokim ciśnieniem [14], którą Bridgman [1] stosował w latach trzydziestych do badania właściwości silnie zdeformowanych materiałów. Przyjmując, że próbka do skręcania (rys. 4) jest walcem o promieniu podstawy R i wysokości l, to maksymalne odkształcenia postaciowe γ po N obrotach możemy obliczyć z zależności: R γ = 2π N. (7) l

5 Nanomateriały wytwarzane metodą intensywnych odkształceń plastycznych 135 Rys. 4. Schemat skręcania pod wysokim ciśnieniem Fig. 4. Scheme of high pressure torsion (HPT) Odkształcenie zastępcze ε możemy obliczyć z warunku plastyczności Hubera-Hencky ego-misesa [2], wtedy ε = γ / 3. (8) 3. WYNIKI BADAŃ 3.1. Uwagi ogólne Dla zilustrowania różnorodności problematyki z licznych doświadczeń prowadzonych z metalami czystymi i stopami wybrano wyniki badań dla miedzi Cu 99,95, rekrystalizowanej w temperaturze 773 K, o początkowej średnicy ziarna d = 30 μm (CG) lub d = 150 μm (SG) [5], i tytanu [9]. Wybrano do badań miedź, gdyż polepszenie jej właściwości mechanicznych może się przyczynić do poszerzenia zakresu jej zastosowań (elektronika, przewody elektryczne), a także do zwiększenia jej użytecznego czasu pracy. Stosując elementy z miedzi o ultradrobnokrystalicznej mikrostrukturze, otrzymanej metodami intensywnego odkształcenia, musimy zdawać sobie sprawę z niejednorodności odkształcenia, która została wprowadzona w trakcie procesu wytwarzania, a także temperaturowej niestabilności silnie odkształconej mikrostruktury Przeciskanie w kanale kątowym (ECAP) Miedź przeciskaną w kanale kątowym [6] do ε = 7,2 i walcowaną do 95% (SGE8 na rys. 5) cechuje największa wytrzymałość i największe wydłużenie całkowite (e = 9%), które jest większe prawie o 50% w stosunku do zrekrystalizowanej i walcowanej do 95% miedzi, niezależnie od początkowego ziarna. Mikrostrukturę miedzi przeciskanej w kanale kątowym do ε = 7,2 i walcowanej do 70% charakteryzuje brak pasm ścinania i komórkowa struktura dyslokacji

6 136 J. Kuśnierz o średnicy komórek d = nm ze skupiskami komórek o d < 100 nm (rys. 6c). W walcowanej do 70% miedzi bez przeciskania obserwujemy komórkową strukturę dyslokacji z komórkami wydłużonymi w kierunku walcowania oraz liczne ślady pasm ścinania (rys. 6a i b) SG-r95 SGE8-r95 CG Naprezenie S [MPa] Wydluzenie e [%] Rys. 5. Krzywe rozciągania S e próbek miedzi o ziarnie d = 150 μm (CG), o ziarnie d = 30 μm (SG) oraz po procesie ECAP (SGE8), walcowanych do 95% Fig. 5. Tension stress S as depending on elongation e for 95% rolled copper samples: CG (grain size d = 150 μm), SG (d = 30 μm) and processed by ECAP (SGE8) CG SB G SB SGE8-r c R R R a b Rys. 6. Mikrostruktura miedzi walcowanej do 70%: a) CG, b) SG, c) SGE8; RD kierunek walcowania, SB pasmo ścinania; wskaźnik powiększenia 500 nm Fig. 6. Microstructure of copper samples rolled up to z = 70%: a) CG, b) SG i c) SGE8; RD rolling direction, SB shear band; Magnification mark 500 nm Po czterech przepustach przeciskania w temperaturze 723 K wielkość ziarna tytanu wynosiła nm [9], a jego wytrzymałość wzrosła do 663 MPa przy wydłużeniu całkowitym 21,3 % (tabl. 1). Po pierwszym przepuście w przekroju EDT, prostopadłym do kierunku poprzecznego, obserwowano strukturę dyslokacyjną jeszcze wyraźnie ukierunkowaną w kierunku wyciskania ED (rys. 6).

7 Próbka Nanomateriały wytwarzane metodą intensywnych odkształceń plastycznych 137 Odkształcenie zastępcze ε Wyniki próby rozciągania próbek Ti Tensile tests of Ti Granica plastyczności R 0.2 [MPa] Wytrzymałość R m [MPa] Tablica 1 Wydłużenie A [%] T ,9 T1 1, ,9 T4A 4, ,3 T4B 4, ,2 Oznaczenia: T0 stan dostawy, T1 jednokrotnie przeciśnięty w temperaturze 723 K, T4A czterokrotnie przeciśnięty sposobem A w temperaturze 723 K, T4B czterokrotnie przeciśnięty sposobem B w temperaturze 723 K. a) b) c) b BF EDP d) DF EDP EDP BF EDT EDT 10 mm EDL Rys. 7. Próbka Ti po jednym przepuście w temperaturze 723 K: a), b) i c) mikrostruktury w różnych cięciach; cięcia EDL i EDP są odpowiednio równoległe i prostopadłe do kierunku przeciskania ED, a EDT do nich prostopadłe (d) Fig. 7. Ti sample processed by 1 ECAP pass at 723 K: a), b) and c) microstructure in sections showed in d). Sections EDL and EDP are parallel and perpendicular to extrusion direction EDrespectively, EDT is perpendicular to both (d) 3.3. Walcowanie akumulacyjne ARB W aluminium Al 99,8%, odkształconym przez spajanie walcowaniem pakietowym do ε = 4,0, tj. po pięciu przepustach przy każdorazowym uprzednim podgrzaniu do temperatury 150 o C, uzyskano maksymalne wydłużenie przy maksymalnej wytrzymałości komórkowej struktury dyslokacyjnej o średnicy d = nm; zwiększenie odkształcenia powodowało rozdrobnienie ziarna, ale nie

8 138 J. Kuśnierz prowadziło do polepszenia właściwości wytrzymałościowych [8]. W miedzi poddanej procesowi ARB [11] uzyskano najlepsze rezultaty po 5 7 przepustach (ε = = 4,0 5,6) i podgrzewaniu pakietu w zakresie temperatury C (rys. 8). Wyznaczoną z obserwacji w transmisyjnym mikroskopie elektronowym wielkość komórek dyslokacyjnej struktury oszacowano na d = nm (rys. 9) Naprężenie S [MPa] A Wydłużenie e [%] Rys. 8. Krzywe rozciągania próbek miedzi po walcowaniu pakietowym ze spajaniem ARB; oznaczenia, np , informują o temperaturze podgrzewania (tu 250 o C), liczbie przepustów (tu 3) i numerze próbki (tu 2) Fig. 8. Tensile stress versus elongation curves for samples after roll-bonding (ARB) processing. Designation i.e informs about heating temperature (here 250 o C), number of passes (here 3 passes) and sample number (here 2) Rys. 9. Mikrostruktura miedzi Cu 99,95% po 5 przepustach ARB przy podgrzewaniu do 250 C (a) i po przypadkowym zdrowieniu zmniejszającym wytrzymałość (b) Fig. 9. Microstructure of Cu % after 5 passes roll-bonding at 250 C (a) and b) as (a) after accidental restoration diminishing ultimate strength

9 Nanomateriały wytwarzane metodą intensywnych odkształceń plastycznych Skręcanie pod wysokim ciśnieniem Pokazana na rys. 10 mikrofotografia miedzi skręcanej do odkształcenia ε = = 18,1 pod ciśnieniem 2 GPa przedstawia strukturę komórek dyslokacji o średnicy nm, a więc o rozmiarach porównywalnych z rozmiarami obserwowanych dyslokacyjnych komórek w blasze poddanej procesowi ARB. W przypadku Ti skręcanym do odkształcenia ε = 18,1 pod ciśnieniem 2 GPa uzyskano ziarno o średnicy d = nm (rys. 11). Uzyskane rozdrobnienie mikrostruktury znajduje odzwierciedlenie w pomiarach twardości (tabl. 2). Odnotowano znaczny wzrost twardości, szczególnie w przypadku tytanu. Rys. 10. Mikrostruktura miedzi skręcanej: a) w przekroju równoległym do powierzchni blachy po skręceniu do ε = 18,1 pod ciśnieniem 2,0 GPa (pole jasne BF), b) obraz z rysunku 9a w polu ciemnym, DF 002 refleks Fig. 10. Microstructure in sheet plane of HPT processed copper: a) equivalent deformation ε = 18.1 under pressure of 2 GPa (Bright Field BF) and b) as a) in Dark Field DF reflex 002 B D Rys. 11. Tytan skręcany metodą HPT pod ciśnieniem 2 GPa do odkształcenia ε = 18,1; wskaźnik powiększenia 100 nm; ciemne pole DF z refleksu 002; podziarna wielkości nm Fig. 11. Ti deformed by HPT processing up to ε = 18.1 under pressure 2 GPa. Magnification mark designates 100 nm. Dark Field DF reflex 002. Sub grain diameter nm

10 140 J. Kuśnierz Lp. Tablica 2 Twardość Vickersa HV próbek miedzi i tytanu po skręcaniu HPT pod ciśnieniem 2 GPa Vickers hardness HV of copper and titanium processed by HPT under pressure of 2 GPa Materiał Maksymalne odkształcenie skręcania ε Średnica komórek dyslokacji d [nm] Twardość HV [MPa] 1 Miedź Miedź 13, Tytan Tytan 18, OMÓWIENIE WYNIKÓW I WNIOSKI Badania pokazują, że przedstawione w pracy sposoby intensywnego odkształcenia prowadzą do rozdrobnienia mikrostruktury, niemniej, jak należało się spodziewać, każdy z nich ma swą specyfikę, która powinna być uwzględniona. Przeciskanie w kanale kątowym (ECAP) umożliwia wytworzenie ultradrobnokrystalicznego materiału litego, lecz wymaga specjalnego oprzyrządowania wytrzymującego znaczne naciski podczas wyciskania, a ponadto uzyskany materiał charakteryzuje się niejednorodnością wywołaną sposobem wytwarzania; w walcowanej po ECAP miedzi zanikają pasma ścinania. Walcowanie pakietowe ze spajaniem umożliwia wytworzenie ziarna submikronowej wielkości i wydaje się najbardziej odpowiednie do wytwarzania wyrobów płaskich gotowych do dalszego przerobu. Na przykładzie miedzi widać jednak, że metoda ta wymaga jeszcze udoskonaleń w celu ograniczenia występowania płaskich niejednorodności. Skręcanie pod ciśnieniem stwarza duże możliwości wytwarzania ultradrobnokrystalicznego, jednakże wysoce niejednorodnego materiału i raczej w ograniczonej ilości, a przy tym wymaga wytworzenia specjalnego oprzyrządowania. Zarówno metoda walcowania pakietowego ARB, jak i skręcania pod ciśnieniem 2 GPa dostarczają ultradrobnokrystalicznej miedzi o porównywalnej strukturze i wielkości komórkowego rozkładu dyslokacji ( nm). PODZIĘKOWANIE Autor składa podziękowanie za wsparcie finansowe z projektu zamawianego KBN nr PBZ-KBN-96/T08/2003, dzięki któremu możliwe było wykonanie niektórych niezbędnych prac.

11 Nanomateriały wytwarzane metodą intensywnych odkształceń plastycznych 141 LITERATURA [1] Bridgman P. W., Effects of high shearing stress combined with high hydrostatic pressure, Phys. Rev., 1935, 48, 825. [2] Hill R., The Mathematical Theory of Plasticity, Oxford, Clarendon Press [3] Huang X., Tsuji N., Hansen N., Minanimo Y., Microtexture of lamellar structure in Al heavily deformed by accumulative roll-bonding, Mat. Scie. Forum, 2002, , 715. [4] Kurzydłowski K. J., Richert M., Richert J., Zasadziński J., Effect of non-conventional large deformations on the formation of nanostructure in materials, Solid State Phenomena, 2005, vols , 31. [5] Kuśnierz J., Microstructure and texture evolving under Equal Channel Angular (ECA) processing, Archives of Metallurgy, 2001, 375. [6] Kuśnierz J., Baliga W., Bogucka J., Effect of pre-deformation by ECA pressing on shear banding and texture of cold rolled copper, in: Applied Crystallography, eds. H. Morawiec, D. Stróż, London, World Scie. Publ. Co. 2004, s [7] Kuśnierz J., Bogucka J., Effect of ECAP processing on the properties of cold rolled copper, Archives of Metallurgy, Archives of Metallurgy, 2003, 48, 173. [8] Kuśnierz J., Bogucka J., Accumulative roll-bonding (ARB) of Al 99.8%, Archives of Metallurgy and Materials, 2005, 50, [9] Kuśnierz J., Dutkiewicz J., Bieda M., Kurzydłowski K. J., Structure and properties of nanocrystalline titanium manufactured by ECAP processing, in: VIII Ogólnopolska Konferencja Tytan i jego stopy, , Warszawa/Serock 2005, s [10] Kuśnierz J., Kurowski M., Bogucka J., Niejednorodności odkształcenia w miedzi, odkształcanej intensywnie poprzez wyciskanie, walcowanie lub skręcanie, in: Seminarium poświęcone 70. rocznicy urodzin prof. Z. Jasieńskiego, Kraków 2005, s [11] Kuśnierz J., Mathon M-H., Bogucka J., Faryna M., Jasieński Z., Penelle R., Baudin T., Microstructure, texture and mechanical properties of copper under ARB processing, Archives of Metallurgy and Materials, 2006, 51, [12] Rosochowski A., Processing metals by severe plastic deformation, Solid State Phenomena, 2005, vols , 13. [13] Saito Y., Utsunomiya H., Tsuji N., Sakai T., Novel ulra-high straining process for bulk materials Development of the accumulative roll-bonding (ARB) process, Acta Mater., 1999, 47, 579. [14] Valiev R. Z., Ismagaliev R. K., Alexandrov I. V., Bulk nonostructured materials from severe plastic deformation, Progress in Materials Science, 2000, 45, 103. [15] Valiev R. Z., Recent progress in developing bulk nanostructured SPD materials with unique properties, Solid State Phenomena, 2005, vols , 3. Praca wpłynęła do Redakcji Recenzent: prof. dr hab. inż. Leopold Berkowski NANOMATERIALS MANUFACTURED BY INTENSIVE PLASTIC DEFORMATION Summary Three methods of intensive (severe) plastic deformation, i.e. Equal-Channel Angular Pressing (ECAP), Accumulative Roll-Bonding (ARB) and High Pressure Torsion (HPT), were used to

12 142 J. Kuśnierz manufacture of sub-micron grain size copper and titanium. ECAP method consists in successive extrusion steps of a sample through an angular die, which introduces cumulative severe plastic deformation without changing its shape. The ARB method consists in joining of the pack of two sheets during rolling up to 50% reduction. Then, the rolled material is sectioned into two halves, stacked and the procedure of roll-bonding is repeated, theoretically without limits. The HPT method enables torsion under hydrostatic pressure. It is very effective in grain refinement although rarely used because of difficulty in arranging of high pressure equipment. In the paper, the results for copper and titanium, obtained by these methods were compared. The torsion HPT under 2 GPa pressure produced the most grain refined titanium. Key words: nanomaterials, plastic deformations, manufacture of sub-micron grain