Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1 Обзор литературы 8
1.1 Природа и свойства Al-Mg-Sc сплавов 8
1.2 Методы интенсивной пластической деформации для формирования ультрамелкозернистой структуры в металлах и сплавах 10
1.3 Формирование зеренной структуры в процессе РКУ прессования 16
1.3.1 Эволюция структуры при РКУ прессовании 16
1.3.2 Факторы, оказывающие влияние на формирование структуры при РКУ прессовании 18
1.4 Влияние мелкозернистой структуры на механические свойства металлов и
сплавов 26
1.4.1 Механические свойства при комнатной температуре 26
1.4.2 Механические свойства при повышенных температурах: сверхпластичность...33
1.5 Постановка задач исследования 36
ГЛАВА 2 Материалы и методы исследования 38
2.1 Выбор материалов и их химический состав 38
2.2 Методы эксперимента 39
2.2.1 Методы получения ультрамелкозернистой структуры в сплавах 1570 и 1570С 39
2.2.2 Методы получения тонких листов из сплавов 1570 и 1570С 40
2.2.3 Механические испытания 41
2.2.3.1 Испытания на растяжение 41
2.2.3.2 Определение микротвердости 41
2.2.3.3 Испытания на циклическую трещиностойкость 42
2.2.3.4 Испытания на формуемость в условиях сверхпластичности 44
2.2.4 Методы исследования структуры 45
2.2.4.1 Металлографический анализ 45
2.2.4.2 Электронно-микроскопический анализ 47
ГЛАВА 3 Формирование ультрамелкозернистой структуры в массивных заготовках сплавов системы Al-Mg-Sc 49
3.1 Формирование новых зерен в сплаве 1570 при температурах РКУ прессования 0,5-0,8 Тпл 49
3.1.1 Микроструктуры, формирующиеся в сплаве 1570 при температурах ~ 0,5-0,8 Тпл после больших степеней деформации 51
3.1.2 Эволюция микроструктуры сплава 1570 в процессе РКУ прессования при температурах 250 и 450С 53
3.1.3 Эволюция микроструктуры сплава 1570 в процессе РКУ прессования при температуре 300С (~0,6ТПЛ) 59
3.1.4 Механизмы формирования новых зерен в сплаве 1570 при температурах РКУ прессования 0,5-0,8 Тпл 71
3.1.5 Факторы, обусловливающие развитие статической рекристаллизации в процессе РКУ прессования при температуре 300С 76
3.1.6 Выбор режима РКУ прессования для сплава 1570 79
3.2 Формирование зеренной структуры в сплаве 1570С в процессе
РКУ прессования 83
3.3 Выводы по главе 87
ГЛАВА 4 Механические свойства прессованных полуфабрикатов из al-mg-sc сплавов с ультрамелкозернистой структурой 89
4.1 Влияние ульрамелкозернистой структуры на механические свойства сплава 1570 при комнатной температуре 89
4.2 Механические свойства сплава 1570С в условиях статического и циклического деформирования при комнатной температуре 97
4.3 Выводы по главе 107
ГЛАВА 5 Получение сверхпластичных листов из al-mg-sc сплавов и их механические свойства 109
5.1 Получение тонких листов из сплава 1570 109
5.1.1 Холодная прокатка 109
5.1.2 Изотермическая прокатка 111
5.2 Механические свойства листов из сплава 1570 при комнатной температуре 116
5.3 Механические свойства листов из сплава 1570 при повышенных температурах: сверхпластичность 117
5.4 Получение листов из сплава 1570С и их свойства 133
5.5 Выводы по главе 145
Общие выводы 147
Список использованных источников
- Методы интенсивной пластической деформации для формирования ультрамелкозернистой структуры в металлах и сплавах
- Методы получения ультрамелкозернистой структуры в сплавах 1570 и 1570С
- Микроструктуры, формирующиеся в сплаве 1570 при температурах ~ 0,5-0,8 Тпл после больших степеней деформации
- Механические свойства листов из сплава 1570 при комнатной температуре
Введение к работе
Несмотря на постоянное увеличение доли композиционных материалов и титановых сплавов в конструкциях планеров и двигателей самолетов, основным конструкционным материалом в самолетостроении остаются алюминиевые сплавы. Поэтому повышение их прочности, технологичности и надежности является важной и актуальной задачей.
В настоящее время фюзеляж самолета представляет собой клепаную конструкцию, выполненную, в основном, из дуралюминов Д16ч, 1163 и АА2524. Однако данные сплавы обладают низкой коррозионной стойкостью, а из-за применения упрочняющей термообработки приходится решать вопросы устранения коробления и обеспечения размеров изделия из них. Отрицательным фактором также является плохая свариваемость дуралюминов, препятствующая изготовлению сварных конструкций. В этой связи одним из перспективных направлений современного самолетостроения является разработка технологических процессов изготовления сложных сварных конструкций повышенной прочности из новых алюминиевых сплавов. Замена клепаных конструкций фюзеляжей на более легкие сварные позволит получить выигрыш в весе 20 - 30 %. Очевидно, что такая замена возможна лишь при наличии коррозионно-стойких свариваемых сплавов, не уступающих дуралюминам по характеристикам прочности и надежности. К ним в полной мере относятся термически неупрочняемые Al-Mg-Sc сплавы с содержанием Mg 5%, которые условно могут быть отнесены к категории высокопрочных. Однако применение указанных сплавов в промышленности ограничивается в основном двумя причинами:
1 Низкой технологичностью при холодной штамповке, что связано с высоким пределом текучести и низким ресурсом пластичности сплавов;
2 Пониженной трещиностойкостью этих сплавов в предполагаемых условиях эксплуатации изделий.
Возможным решением этих вопросов может быть формирование в сплавах ультрамелкозернистой (УМЗ) структуры (размер зерен меньше 10 мкм) методом интенсивной пластической деформации (ИПД), а также модификация их химического состава. Эти направления могут обеспечить повышение технологической пластичности сплавов и использование в формообразующих операциях эффекта высокоскоростной сверхпластичности (ВССП).
На момент постановки работы сведений об особенностях и механизмах измельчения зеренной структуры в труднодеформируемых и высоколегированных алюминиевых сплавах в процессе ИПД было недостаточно. Кроме того, слабо было изучено влияние получаемой в процессе ИПД УМЗ структуры на служебные и технологические свойства Al-Mg-Sc сплавов. Вышеуказанные обстоятельства обусловили цель и задачи настоящей работы.
Цель работы заключается в оценке потенциала повышения технологических и служебных свойств высокопрочного Al-Mg-Sc сплава путем формирования УМЗ структуры методом ИПД и модификации его химического состава.
В качестве материалов исследования были выбраны промышленный сплав 1570 системы Al-Mg-Sc и его модифицированная версия - сплав 1570С. ИПД этих материалов осуществляли методом равноканального углового (РКУ) прессования.
В работе установлено, что в сплаве 1570 даже при температурах горячего РКУ прессования ( 0,8ТПЛ) формируется УМЗ структура с размером зерен 3 мкм. В интервале температур РКУ прессования 0,5-0,8ТПЛ новые мелкие зерна образуются в результате развития непрерывной динамической рекристаллизации, при которой малоугловые границы деформационных полос, формирующиеся на начальных степенях деформации, с повышением степени деформации постепенно трансформируются в большеугловые границы. Стабильность дислокационной и зеренной структуры деформационного происхождения обеспечивается когерентными AbSc частицами.
Установлено, что вблизи линии сольвуса Al-Mg фазы в сплаве 1570 существует температурная область, в которой при РКУ прессовании одновременно с мелкими зернами ( 1 мкм) образуются более крупные зерна ( 8 мкм), объемная доля которых достигает 0,6. Выявлено, что такие крупные зерна формируются в результате развития статической рекристаллизации, когда накопленная энергия деформации обеспечивает высокую движущую силу для миграции границ зерен. При этом тормозящая сила от AbSc частиц уменьшается в результате срыва их когерентности и последующей коагуляции.
Показано, что изменение схемы деформации с РКУ прессования на изотермическую прокатку при температуре предшествующего РКУ прессования позволяет дополнительно измельчить нерекристаллизованные области исходных зерен, сохраняющиеся после РКУ прессования, и практически не оказывает влияния на размер мелких зерен в структуре материала. Дополнительное измельчение таких нерекристаллизованных областей протекает за счет изменения механизма формирования новых зерен при развитии процессов, сходных с «геометрической» динамической рекристаллизацией. Новые мелкие зерна формируются вследствие интенсивного вытягивания нерекристаллизованных областей в направлении прокатки с последующим смыканием противоположных участков их границ.
Показано, что высокая стабильность УМЗ структуры, сформированной в сплаве 1570 РКУ прессованием и последующей изотермической прокаткой, обеспечивает достижение высоких сверхпластических удлинений 2300% при высоких скоростях деформации 1,4x10" с" . Такие же удлинения были получены в холоднокатаном сплаве 1570С при скоростях сверхпластической деформации 5,6x10 V1, в котором мелкозернистая структура формировалась на ранних стадиях сверхпластической деформации за счет непрерывной динамической рекристаллизации.
Показано, что скорость распространения усталостной трещины в сплаве с УМЗ структурой выше, чем в крупнозернистом состоянии только на начальной стадии ее роста и обусловлена интеркристаллитным разрушением материала. По мере дальнейшего распространения трещины интеркристаллитное разрушение сплава с УМЗ размером зерен постепенно изменяется на транскристаллитное, что обусловливает увеличение сопротивления росту усталостной трещины.
Практическая значимость результатов диссертации заключается в следующем:
1 На основе проведенных исследований влияния температуры, степени и схемы РКУ прессования на параметры зеренной структуры определен режим РКУ прессования, позволяющий получать однородную УМЗ структуру в массивных заготовках высокопрочных Al-Mg-Sc сплавов.2 Показано, что формирование УМЗ структуры в массивных заготовках Al-Mg-Sc сплавов приводит к повышению их статической прочности при сохранении пластичности по сравнению с крупнозернистым состоянием.
3 Показано, что сплав 1570С с УМЗ структурой обладает характеристиками трещиностойкости, сравнимыми с характеристиками трещиностойкости сплава АА2524, применяемого в гражданском самолетостроении.
4 Разработаны основы метода получения сверхпластичных листов из сплава 1570 РКУ прессованием в матрице с прямоугольной формой каналов и последующей изотермической прокаткой.
5 Разработаны основы метода получения листов из сплава 1570 с УМЗ структурой, которые по характеристикам статической прочности при комнатной температуре не уступают холоднокатаным листам из высокопрочных алюминиевых сплавов.
6 Показано, что сплав 1570С после холодной прокатки со степенью деформации 80% демонстрирует высокие сверхпластические удлинения 2000-2300% при скоростях деформации - 5,6х10"2 с"1 в интервале температур 475-520°С.
Продемонстрирована возможность получения изделий сложной формы из листовых заготовок алюминиевого сплава 1570С путем формообразования в условиях высокоскоростной сверхпластичности.
Автор выражает глубокую благодарность к.ф.-м.н. Ситдикову О.Ш. за практическое содействие в работе и плодотворное обсуждение результатов, а также Громову Д.А., Никулину И.А., Тагирову Д.В. и Казакулову И.Я. за участие в проведении некоторых экспериментов.
Методы интенсивной пластической деформации для формирования ультрамелкозернистой структуры в металлах и сплавах
Методами ИПД были названы механические схемы деформирования, позволяющие формировать УМЗ структуру за счет достижения больших (интенсивных) пластических деформаций материалов при относительно низких температурах. В литературе такую структуру называют по-разному [11]. В данном случае, под УМЗ структурой подразумеваются такие структуры как: микрокристаллическая (МК), в которой средний размер зерен находится в пределах от 1 до 10 мкм; субмикрокристаллическая (СМК), когда средний размер зерен принадлежит интервалу от 0,1 до 1 мкм; наноструктурная или нанокристаллическая (НК), если средний размер зерен составляет от 0,01 до 0,1 мкм [11]. Под интенсивными пластическими деформациями подразумеваются истинные степени деформации є 5 [12]. Сущность известных методов ИПД заключается в пластической деформации, преимущественно сдвигом, обрабатываемого материала до Е 5 [12].
В настоящее время наиболее распространенными методами ИПД являются: кручение под высоким давлением, многократная прокатка, всесторонняя ковка и РКУ прессование. Рассмотрим эти методы более подробно.
Деформация кручением под высоким давлением. Образцы в форме дисков диаметром 10-20 мм и толщиной 0,3-1 мм деформируют кручением в условиях высокого приложенного гидростатического давления. Образец помещается внутрь полости, выполненной в нижнем бойке (рис. 1.1), и к нему прилагается гидростатическое давление (Р) величиной от 1 до 7 ГПа [13]. Пластическая деформация кручением образца осуществляется за счет вращения одного из бойков. Использование гидростатического давления способствует предотвращению разрушения образцов при деформации и позволяет достичь больших степеней деформации. Большие степени деформации образцов при данном методе ИПД достигаются путем сдвиговой деформации в результате изменения угла поворота нижнего бойка. В этой связи при расчете степени деформации обычно используют формулу, применяемую в случае деформирования кручением для расчета степени сдвиговой деформации у на расстоянии R от оси образца [13]:
Для сопоставления степени сдвиговой деформации при кручении со степенью деформации, достигаемой при использовании других схем деформирования, ее значение преобразовывают в так называемую эквивалентную деформацию (еэкв.)- Согласно критерию Мизеса:
Недостатком метода кручением под высоким давлением является возможность обработки дисковых заготовок довольно малых размеров. Тем не менее, он получил широкое применение в лабораторных исследованиях для анализа микроструктурных изменений, протекающих во время деформации в металлах и сплавах, а также для исследований влияния полученных структурных состояний на физические и механические свойства материалов. С помощью деформации кручением под высоким давлением было получено УМЗ структурное состояние в таких металлических материалах, как Си, Ni [14-16], Fe [17,18], стали [19-21], магниевые [22,23] и алюминиевые сплавы [24,25].
Многократная прокатка. Данный метод получения УМЗ структуры в длинномерных листовых заготовках был предложен в 1999 г. Y. Saito и др. [26] (рис. 1.2). Суть метода заключается в прокатке нескольких слоев листовых заготовок, т.е. после каждого цикла деформационной обработки, прокатанный лист режется на две части и складывается в пакет.
Повторное пакетирование на каждом последующем цикле обработки позволяет деформировать заготовку до больших степеней деформаций и сохранить ее исходный размер к моменту завершения обработки. Этот метод был опробован на чистом алюминии [27,28] и низколегированных алюминиевых сплавах [29,30]. В работах [26,29] было показано, что для надежного соединения (сваривания) пластин в пакете необходима деформация в изотермических условиях при температурах ниже температуры рекристаллизации с обжатием за проход не менее 50%. Для получения сравнительно однородного строения сплавов, с размером зерна 0,7-0,9 мкм, обработку проводят 7-10 раз (е 5,6-8). Основной недостаток данного метода заключается в его пригодности только для обработки высокопластичных материалов, которые не разрушаются при прокатке со степенью обжатия 50% за один проход заготовки через клеть прокатного стана.
Всесторонняя ковка. Метод всесторонней ковки для формирования УМЗ структуры в массивных образцах был предложен Г.А. Салищевым и его соавторами [31 -33]. Суть метода (рис. 1.3) заключалась в проведении многоэтапной деформации в изотермических условиях. Каждый этап обработки состоял из нескольких высотных осадок заготовки со степенью деформации 40-60% и последующей ее протяжки на исходный размер. Поворот заготовки после каждого цикла осадки осуществляется так, чтобы ось ее симметрии была повернута на 90 по отношению к оси предыдущего цикла. Температурно-скоростной интервал деформации выбирается таким образом, чтобы обеспечить на каждом этапе обработки, формирование однородной структуры за счет прохождения в материале фрагментации и динамической рекристаллизации [33,34].
Как правило, ковку осуществляют в интервале температур 0,5-0,7Тпл и скоростей деформации 10 -10" с" . Метод всесторонней ковки позволил получить УМЗ структуру в таких материалах, как титан и его сплавы [31-33], медь [35], сталь [36], алюминиевые сплавы [37,38] и др. Важное преимущество метода состоит в возможности равномерно прорабатывать все стороны заготовки и отсутствии необходимости изготовления специального инструмента для деформирования. Недостатком метода является ограничение степени деформации, вносимой в материал за одну операцию осадки, связанное с необходимостью сохранения начальной формы объемной заготовки.
РКУ прессование. Метод РКУ прессования для формирования УМЗ структуры в массивных образцах был разработан В. Сегалом [39,40]. При реализации метода РКУ прессования заготовка многократно продавливается в специальной оснастке через два канала с одинаковыми поперечными сечениями (рис. 1.4). Деформация образцов осуществляется путем сдвига в зоне пересечения каналов. При реализации одного цикла прессования (при допущении отсутствия трения и острых углов в матрице) приращение деформации (Де,) в материале составляет [40]:
Методы получения ультрамелкозернистой структуры в сплавах 1570 и 1570С
Прутки из сплава 1570 подвергали РКУ прессованию в изотермических условиях по маршруту А (без поворота заготовки) в интервале температур 150-450С до 1, 2, 4, 8 и 12 проходов.
Прессование плит из сплавов 1570 и 1570С проводили при температуре 325С по маршруту Bcz (D), т.е. при переходе от одного прохода РКУ прессования к другому, плиты последовательно поворачивали на угол +90 вокруг нормали к наибольшей площади сечения заготовки [160]. Дополнительно, для повышения однородности структуры, заготовки вращали на 180 вокруг продольной оси. Это обеспечивало попеременное чередование верхней и нижней граней плиты при каждом последующем проходе и, соответственно, вело к более полной проработке материала. Сплав 1570 деформировали до 8 проходов; сплав 1570С до 3 и 8 проходов. Межоперационные нагревы заготовок проводили в печах типа СНОЛ с точностью поддержания температуры не более + 5С.
Прокатку плит из сплава 1570 с СМК структурой проводили в изотермических условиях при комнатной температуре и 325С.
Прокатку при комнатной температуре проводили на двухвалковом стане с рабочими валками 0 300x310 мм. Заготовки размером 60x25x10 мм прокатывали до толщины 1,9 мм со степенью деформации за проход 5%. Суммарная степень деформации при прокатке составляла -80%.
Изотермическую прокатку при температуре 325С проводили на шестивалковом стане с рабочими валками 0 65x250 мм. Нагрев валков и заготовок осуществляли с точностью поддержания температуры не более ± 10С. Заготовки размером 60x25x12 мм прокатывали до толщины 1,6 мм со степенью деформации за проход 18%. Суммарная степень деформации при прокатке составляла 87%.
Сплав 1570С подвергался прокатке при комнатной температуре без предварительной подготовки структуры. Прокатку проводили на двухвалковом стане с рабочими валками 0 300x310 мм. Размеры заготовок и суммарная степень деформации при прокатке сплава 1570С были аналогичны сплаву 1570.
Статические испытания на растяжение проводили при комнатной и повышенных температурах на универсальном динамометре «Instron 1185». По результатам испытания образцов при комнатной температуре оценивали предел текучести (ао.г), предел прочности (о"в), относительное сужение (у) и относительное удлинение (5). Испытания на растяжение проводили на плоских образцах с размером рабочей части 1,5x3x6 мм. Длина рабочей части образцов была параллельна направлению последнего прохода РКУ прессования и/или направлению прокатки. Сверхпластические характеристики сплавов определяли при растяжении образцов в интервале температур 350-550С и скоростей деформации 1,4x10" -1,4x10" с" . Время нагрева образца до температуры испытания составляло 20 мин. Температура в трехсекционной печи контролировалась во всех трех зонах. Градиент температуры по объему печи не превышал ± 3С. В процессе испытаний вели запись диаграмм в координатах нагрузка - перемещение. Скоростную чувствительность напряжения течения (т) определяли методом переключения скорости деформации [95]. Для получения достоверных результатов испытывали не менее 3 образцов на точку.
Микротвердость сплава 1570, обработанного РКУ прессованием, измеряли на микротвердомере ПМТ-3. В качестве индентора использовали четырехгранную алмазную пирамиду. Для получения наиболее достоверных результатов микротвердость образцов определяли при использовании нагрузок от 50 до 5 г. Время выдержки образцов под нагрузкой составляло 10 секунд. Значения микротвердости определяли по формуле: HV = 1,854— (2Л) d2 где, Р — нагрузка, кгс; d — средняя арифметическая величина диагоналей отпечатка, мкм. Для каждого образца проводили не менее 30 измерений микротвердости. Оценку среднего квадратичного отклонения результатов рассчитывали по формуле: S = ±J —- — (2-2) V и-1 п НУ„ = -ІНУ, (2-3) где, п — количество отпечатков; HVcp — среднее арифметическое значение микротвердости; HVi— значение микротвердости г -го отпечатка. Абсолютную статистическую погрешность значений определяли как: = txS, (2.4) где, t - нормированное отклонение, связанное с доверительной вероятностью Р. Определение микротвердости проводили с вероятностью Р=0,9, при этом абсолютная ошибка измерений не превышала 10%.
Испытания на циклическую трещиностойкость проводили на компактных образцах с боковой сквозной прорезью (рис. 2.3). Образцы для испытаний вырезали из плит, деформированньк РКУ прессованием таким образом, что направление распространения фронта усталостной трещины совпадало с направлением последнего прохода РКУ прессования. Перед испытаниями поверхности образцов полировали на алмазных пастах с уменьшением зернистости. Испытания проводили при комнатной температуре на гидравлической машине «Shenk hidropuls PSA». Нагружение образцов осуществляли по синусоидальной форме цикла с частотой 5 Гц и коэффициентом ассиметрии цикла R = 0,1. Испытания всех образцов проводили при начальном размахе коэффициента интенсивности напряжений АК-5,5 МПахм . За развитием трещины наблюдали визуально с двух противоположных поверхностей образца. Погрешность измерения длины трещины не превышала 0,1 мм. Расчет размаха коэффициента интенсивности напряжений проводили согласно ASTM Е647-95 [161]:
Микроструктуры, формирующиеся в сплаве 1570 при температурах ~ 0,5-0,8 Тпл после больших степеней деформации
РКУ прессование до є 13,8 в интервале температур 200-450С приводит к измельчению зеренной структуры сплава (рис. 3.2). Наличие отдельных мелких рефлексов в виде концентрических окружностей на электронограммах, соответствующих произвольно выбранным участкам фолы деформированных образцов (рис. 3.2 (а )-(д )), указывает на формирование диспергированных, сильно разориентированных микроструктур [12]. Гомогенность структуры сплава повышается с увеличением температуры деформации, за исключением температуры 300С (рис. 3.2). При температуре РКУ прессования 300С вместо ожидаемой однородной УМЗ структуры неожиданно формируется грубая бимодальная структура, состоящая из полос мелких зерен размером 1 мкм и областей крупных зерен размером 8 мкм (рис. 3.2 (в)). Размер крупных зерен при температуре 300С значительно выше размера зерен формирующихся даже при максимальной температуре РКУ прессования, т.е. 450С. Области крупных зерен доминируют в структуре сплава, их объемная доля составляет 0,6. В отличие от других исследованных температур прессования, при температуре 300С в микроструктуре сплава практически отсутствуют участки исходных вытянутых крупных зерен.
На рисунке 3.3 представлены зависимости (а) размера и (б) объемной доли новых зерен от температуры деформации. По результатам оптической металлографии (ОМ), сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) средний размер (суб)зерен составляет порядка 0,4 и 2,8 мкм при температурах 200 и 450 С, соответственно. Интенсивное увеличение объемной доли новых мелких зерен наблюдается при повышении температуры прессования от 200 до 325С (рис. 3.3 (б)). В интервале температур РКУ прессования 325-450С удельный объем мелких зерен слабо зависит от температуры и составляет порядка 0,83-0,85.
Таким образом, представленные выше результаты свидетельствуют о том, что в сплаве 1570 измельчение зеренной структуры до (суб)микрокристаллического размера возможно при РКУ прессовании в широком температурном интервале 200-450С (0,5 0,8Тпл). Даже при температуре 0,81", средний размер мелких зерен не превышает 3 мкм. Непрерывное увеличение размера и объемной доли мелких зерен при повышении температуры деформации, вероятно, обусловлено увеличением скорости динамического возврата, способствующей более быстрой перестройке дислокационных субструктур и, соответственно, ускорению процессов структурообразования в труднодеформируемом сплаве 1570 [77,78].
При 300С объемная доля новых крупных и мелких зерен в сплаве после 12 проходов РКУ прессования может достигать 0,95 (рис. 3.3 (б)). При этом размер мелких зерен в формирующейся бимодальной структуре соответствует общей зависимости размера новых мелких зерен от температуры, как показано на рис. 3.3 (а), тогда как точка, соответствующая размеру крупных зерен, лежит на графике значительно выше этой зависимости. Это позволяет предположить, что основные механизмы формирования мелкозернистой структуры во всем исследованном интервале температур остаются постоянными и не изменяются с увеличением температуры деформации. Однако структурные изменения, протекающие в сплаве при температуре 300С, по-видимому, обусловлены действием дополнительных, специфических механизмов структурообразования, ведущих к образованию крупных зерен. Чтобы подтвердить данное предположение и проанализировать действующие механизмы структурообразования, в следующих разделах будут рассмотрены в деталях процессы эволюции структуры при граничных температурах РКУ прессования из исследованного интервала температур, а также особенности структурных изменений, протекающих при температуре 300С.
Микроструктурные изменения в прогрессе РКУ прессования при температуре 250е С. Типичные микроструктуры сплава, формирующиеся при температуре 250С после 1, и 4 проходов РКУ прессования, приведены на рисунке 3.4. Видно, что в процессе деформации исходные зерна вытягиваются в направлении РКУ прессования. После первого прохода заготовки через каналы РКУ матрицы в теле некоторых исходных зерен появляются новые границы, которые расположены под углом 45 к оси прессования (рис. 3.4 (а)). При дальнейшей деформации количество этих границ увеличивается (рис. 3.4 (б)). Вблизи исходных зеренных границ появляются новые мелкие зерна. После четырех проходов РКУ прессования в сплаве формируется неоднородная структура, состоящая из областей новых мелких зерен и вытянутых исходных зерен (рис. 3.4 (в)). Исследование микроструктуры при большем увеличении показало, что новые мелкие зерна формируются в приграничных областях и теле исходных вытянутых зерен вдоль дислокационных границ деформационного происхождения (рис. 3.5). Результаты ПЭМ подтверждают данные ОМ. В тонкой структуре сплава наблюдаются полосовые структуры, внутри которых часто присутствуют кристаллиты с границами, имеющими четкие контура экстинкции (рис. 3.5). Такая полосовая структура после 12 проходов РКУ прессования замещается достаточно равноосными кристаллитами (рис. 3.2 (б )) EBSP анализ микроструктур после различных степеней деформации показал (рис. 3.6), что после первого прохода РКУ прессования неоднородная сдвиговая деформация приводит к формированию сильно разориентированных областей и развитию деформационных полос под углом 45 к оси прессования (рис. 3.6 (а)). При дальнейшей деформации большинство таких полос ориентируется в направлении течения материала (рис. 3.6 (б)). В то же время наблюдается развитие деформационных полос в различных направлениях. На начальных стадиях деформации границы таких полос слабо выявляются на EBSP-картах. Это предполагает, что они являются диффузными («размытыми») дислокационными стенками [52]. В приграничных регионах исходных зерен появляются новые мелкие кристаллиты с болылеугловой разориентировкой границ (рис. 3.6 (б)). После четырех проходов РКУ прессования количество полос, ориентированных в различных направлениях, увеличивается. Одновременно большинство полос приобретает четко выраженные мало- и болылеуглоловые границы (рис. 3.6 (в)). Пересечение деформационных полос приводит к формированию в исходных зернах отдельных разориентированных областей, некоторые из которых трансформируются в новые мелкие зерна с границами болынеугловой разориентировки (рис. 3.6 (г)).
Механические свойства листов из сплава 1570 при комнатной температуре
При остальных температурно-скоростных условиях после достижения в образцах максимальных значений напряжений течения следует стадия разупрочнения, завершающаяся разрушением образцов. Интенсивное разупрочнение, наблюдаемое при температуре 350С (рис. 5.10 (г)), связано с локализацией деформации и образованием шейки в рабочей части образцов (рис. 5.11 (б)). При Т 350С образцы разрушаются без образования шейки.
Влияние скорости деформации на напряжения течения и показатели сверхпластичности листовых заготовок из сплава 1570 приведено на рисунках 5.12 и 5.13. Зависимость напряжений течения от скорости деформации образцов сплава 1570, полученных РКУ прессованием и ХП, в исследуемом интервале температур, за исключением температуры 450С, имеет сигмоидальную форму (рис. 5.12 (а)), где можно выделить три типичных для сверхпластичных материалов скоростных интервала [11,95]. Вид кривых, наблюдаемых при температуре 450С на рисунке 5.12, характерен для обычной деформации, а не СПД материалов [11,95]: значение коэффициента скоростной чувствительности т во всем исследованном интервале скоростей деформации составляет 0,3 (рис. 5.12 (б)), удлинения до разрушения не превышают 300 % (рис. 5.12 (в)). При повышении температуры деформации значения коэффициента т увеличиваются. Максимальные значения коэффициента т наблюдаются при скорости деформации 1,4 х 10" с" и составляют 0,4 и 0,44 при температурах 475 и 500 С, соответственно (рис. 5.12 (б)). Однако, несмотря на такие достаточно высокие значения коэффициента скоростной чувствительности, относительные удлинения до разрушения при температурах 475 и 500 С оказываются меньше 350 % (рис. 5.12 (в)). Ранее [179],
Скорость деформации, с" Рисунок 5.12 - Влияние скорости деформации на напряжения течения (а), коэффициент скоростной чувствительности (б) и удлинения до разрушения (в) сплава 1570 после РКУ прессования и холодной прокатки исследуемый сплав после РКУ прессования при скоростях деформации - 10"2 с" и соответствующем коэффициенте т 0,44 демонстрировал относительные удлинения до разрушения 1000 %. Это свидетельствует о том, что применение после РКУ прессования (Т=325С, маршрут D, 8 проходов) ХП приводит к посредственным сверхпластическим (СП) свойствам сплава.
Во всем исследованном интервале температур деформации в процессе испытания образцов, полученных РКУ прессованием и последующей изотермической прокаткой, на S-кривых третья область СПД не наблюдается (рис. 5.13 (а)). Коэффициент т и относительное удлинение до разрушения 5 с увеличением скорости деформации 10"» ю-1 ю-1 10 10 Скорость деформации, с 1
Рисунок 5.13 -Влияние скорости деформации на напряжения течения (а), коэффициент скоростной чувствительности (б) и удлинения до разрушения (в) сплава 1570 после РКУ прессования и изотермической прокатки непрерывно растут (рис. 5.13 (б) и (в)). Наибольшие удлинения до разрушения 2300 % наблюдаются при температуре 450С в интервале скоростей деформации 5,6 х 1(Г - 1,4 х Ю"1 с"1 (рис. 5.13 (в)). Коэффициент скоростной чувствительности т при этом составляет 0,5 - 0,58 (рис. 5.13 (б)). Скорость деформации, при которой могут наблюдаться максимальные значения 8 и т при температурах выше 350С, в данной работе не была достигнута в силу ограниченных возможностей испытательной машины. Это предполагает, что листовые заготовки сплава 1570, полученные РКУ прессованием и последующей ИП, при температурах выше 350С могут демонстрировать высокие СП удлинения при скоростях деформации даже выше, чем 1,4 х 10"1 с"1.
Зависимость относительного удлинения до разрушения от температуры испытания листовых заготовок сплава 1570 приведена на рисунке 5.14. Максимальные удлинения до разрушения листовых заготовок сплава, полученных РКУ прессованием и последующей ХП, составляют 340 % при температуре 475С и скорости деформации 1,4 х Ю"2 с"1. При таких же температурно-скоростных условиях удлинения до разрушения листовых заготовок, полученных РКУ прессованием и последующей ИП, составляют 1000 %. Наибольшие значения 5 2000 % в сплаве после такой обработки наблюдаются при температурах 450 и 475С и скорости деформации 1,4 х і О"1 с"1. Стоит отметить, что исследуемый сплав после РКУ прессования [179] демонстрировал максимальное удлинение до разрушения 2000% при температуре 450С и скорости деформации 5,6 х Ю"2 с"1. Это свидетельствует о том, что применение после РКУ прессования изотермической прокатки приводит к смещению наибольших величин СП удлинений в сторону больших скоростей деформации.
Зависимость коэффициента скоростной чувствительности т от степени деформации сплава 1570, подвергнутого РКУ прессованию с последующей прокаткой, показана на рисунке 5.15. Коэффициент скоростной чувствительности сплава, обработанного РКУ прессованием и ХП, непрерывно уменьшается от 0,42 до 0,3 с увеличением степени деформации. Значения коэффициента т сплава 1570, подвергнутого РКУ прессованию и ИП, до степени деформации е 1,5 изменяются слабо и составляют 0,42. При дальнейшем увеличении степени деформации значения коэффициента скоростной чувствительности снижаются. Высокие значения коэффициента скоростной чувствительности (т 0,4) листовых заготовок сплава 1570, полученных РКУ прессованием + ИП, и слабое разупрочнение при Т 400С (рис. 5.10 (в)) приводят к повышению сопротивления развитию шейки в рабочей части образцов и, как следствие, к высоким удлинениям.
Влияние степени деформации на коэффициент скоростной чувствительности листовых заготовок сплава 1570 в интервале температур 350-500 С (ё 1,4 10 с" )
Влияние отжига и серхпластической деформации на микроструктуру листов из сплава 1570. Микроструктуры сплава, наблюдаемые в области захватов (после отжига) и рабочей части образцов (после СПД) представлены на рисунках 5.16, 5.17 и 5.18. Размер зерен после отжига и СПД, а также коэффициент формы зерен представлены в таблице 5.2. В образцах, микроструктура которых была сформирована РКУ прессованием и последующей ХП, при отжиге наблюдается аномальный рост зерен, приводящий к формированию неоднородной микроструктуры, состоящей из крупных и мелких зерен (рис. 5.16 (а)). Крупные зерна доминируют в структуре сплава. Большинство таких зерен имеют вытянутую форму, их размер составляет - 18-30 мкм в продольном и 12-22 мкм в поперечном направлениях (табл. 5.2). Мелкие зерна имеют достаточно равноосную форму. их размер составляет -4-7 мкм (табл. 5.2). Исследование тонкой структуры сплава показало, что крупные зерна практически свободны от дислокаций, а внутри некоторых мелких кристаллитов может наблюдаться достаточно высокая плотность решеточных дислокаций 2,5x10м м"2 (рис. 5.16 (б)). Это предполагает, что движушей силой статического роста зерен является запасенная в процессе деформации высокая плотность решеточных дислокаций. Крупные зерна растут, поглощая мелкие. Подобная картина ранее наблюдалась после РКУ прессования при температуре 300С (раздел 3.1.3). Стоит отметить, что внутри крупных зерен, как и после РКУ прессования при температуре 300С, присутствует большое количество крупных AbSc дисперсоидов размером порядка 50-200 им (рис. 5.16 (б)). Отсутствие нулевого контраста, характерного для когерентных частиц, указывает на то. что такие AI Sc дисперсоиды являются некогерентными. Как уже было рассмотрено в разделе 3.1.3, потерявшие когерентность дисперсоиды могут расти в результате коагуляции [175] и приводить к уменьшению тормозящей силы рекристаллизации. В результате при отжиге может быстро развиваться статическая рекристаллизация, обусловленная запасенной при холодной прокатке высокой плотностью
