Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1 Состояние вопроса 13
1.1 Общие сведения о деформируемых алюминий-литиевых сплавах и
область их применения 13
1.1.1 Сплавы системы Al-Mg-Li 13
1.1.2 Сплавы системы Al-Cu-Li 19
1.2 Постановка задач исследований 33
ГЛАВА 2 Методика исследований 34
2.1 Исследуемые материалы 34
2.2 Плавка сплава В-1469 и отливка слитков 34
2.3 Методы исследований 36
2.3.1 Исследование структуры 36
2.3.2 Исследование ликвации и содержания водорода 39
2.3.3 Дифференциальная сканирующая калориметрия 39
2.3.4 Исследование теплофизических свойств 39
2.3.5 Исследование технологической пластичности 40
2.3.6 Листовая штамповка 40
2.4 Методы испытаний 42
ГЛАВА 3 Разработка режима гомогенизационного отжига слитков из сплава в-1469 46
3.1 Исследование плоских слитков из сплава В-1469 46
3.1.1 Исследование ликвации 47
3.1.2 Исследование структуры 48
3.1.3 Дифференциальная сканирующая калориметрия 50
3.2 Исследование влияния режимов гомогенизационного отжига на
структуру и механические свойства слитков при повышенных температурах 51
ГЛАВА 4 Разработка промышленной технологии рулонной прокатки листов из сплава в-1469 62
4.1 Разработка технологии горячей рулонной прокатки 62
4.1.1 Исследование технологической пластичности 62
4.1.2 Микротекстурные исследования горячекатаных листов 63
4.2 Разработка технологии холодной рулонной прокатки 68
4.3 Разработка режима упрочняющей термической обработки листов из сплава В-1469 70
4.3.1 Теплофизические свойства 70
4.3.2 Разработка режима нагрева под закалку 72
4.3.2.1 Исследование влияния режимов закалки на структуру и механические свойства листов 72
4.3.2.2 Исследование влияния правки растяжением после закалки на структуру и механические свойства листов 75
4.3.3 Разработка режима искусственного старения 76
4.3.3.1 Определение температурных интервалов фазовых превращений 76
4.3.3.1 Диаграмма фазовых превращений при старении 78
4.3.3.2 Исследование кинетики искусственного старения 81
4.3.4 Разработка режима искусственного старения, обеспечивающего
повышение вязкости разрушения 83
4.3.4.1 Исследование влияния режимов искусственного старения на структуру листов 85
4.3.4.2 Исследование влияния режимов искусственного старения на механические свойства листов 88
4.3.5 Исследование структуры и фазового состава листов 91
4.3.5.1 Кристаллографическая текстура 91
4.3.5.2 Зеренная структура 96
4.3.5.3 Фазовый состав 100
4.3.6 Механические свойства листов после длительных низкотемпературных нагревов 104
ГЛАВА 5 Промышленное опробование листов из сплава в-1469 применительно к изделиям авиационно-космической техники 107
5.1 Технологическая пластичность сплава В-1469 107
5.1.1 Технологическая пластичность при холодной штамповке 107
5.1.2 Кинетика естественного старения 108
5.2 Разработка технологии изготовления гнутых профилей методом стесненного изгиба 109
5.3 Исследование свариваемости сплава В-1469 113
5.3.1 Автоматическая аргонодуговая элекросварка 114
5.3.2 Электронно-лучевая сварка 117
5.3.3 Лазерная сварка 118
5.3.4 Сварка трением с перемешиванием 122
5.4 Комплексные исследования листов из сплава В-1469 125
5.5 Внедрение листов из сплава В-1469 130
Заключение 133
Используемые сокращения и обозначения 135
Список литературы
- Сплавы системы Al-Cu-Li
- Дифференциальная сканирующая калориметрия
- Исследование влияния режимов закалки на структуру и механические свойства листов
- Разработка технологии изготовления гнутых профилей методом стесненного изгиба
Сплавы системы Al-Cu-Li
Повышение весовой эффективности перспективных изделий авиационно-космической техники возможно за счет применения алюминиевых деформируемых сплавов пониженной плотности, легированных литием [1, с. 64; 2, с. 7].
В последние годы, как в России, так и за рубежом проблеме разработки перспективных алюминий-литиевых сплавов и технологий изготовления из них полуфабрикатов уделяют все больше внимания. На последних международных конференциях по алюминиевым сплавам ICAA (International Conference on Aluminum Alloys), в частности ICAA12, которая проходила в Йокогаме (Япония), большое количество докладов посвящено исследованиям в этой области [3; 4].
Литий принадлежит к первой группе периодической системы элементов и возглавляет подгруппу щелочных металлов. Он обладает следующими основными атомными характеристиками: атомный номер 3, атомный вес 6,94, атомный объем 13,0 см3/г-атом, атомный радиус 1,55 [5, с. 7].
Способность лития улучшать механические, коррозионные и физические свойства сплавов известна давно. Он является самым легким металлом, его плотность 0,53 г/см3. Температура плавления составляет (180,5 ± 0,1) С, кипения -(1327+10) C [5, с. 11-18]. Основное преимущество от легирования алюминия литием наряду с повышением механических свойств состоит в том, что каждый весовой процент лития снижает плотность сплава на 3 % [6, с. 50].
По величине предельной растворимости в твердом алюминии (при эвтектической температуре) литий среди всех металлов стоит на четвертом месте (после цинка, серебра и магния). Сильная зависимость растворимости его в алюминии от температуры говорит о том, что сплавы системы Al-Li способны упрочняться термической обработкой (рис. 1.1). Упрочнение обеспечивается выделением ме 14 тастабильной фазы 5 (Al3Li) с упорядоченной структурой Ы2, изоморфной матричной фазе и когерентной с ней. Введение в алюминиевые сплавы лития в сочетании с другими компонентами привело к получению сплавов с весьма ценным комплексом свойств [7, с. 119].
Единственным производителем алюминий-литиевых сплавов в России является Открытое акционерное общество «Каменск-Уральский металлургический завод» (ОАО «КУМЗ»), который основан в 1939 г., обладает высококвалифицированным персоналом, современным оборудованием для производства алюминий-литиевых сплавов. К 2016 г. ОАО «КУМЗ» планирует ввести в эксплуатацию прокатный комплекс для производства широких обшивочных листов (до 3200 мм) из алюминиевых сплавов [9]. За рубежом основными разработчиками и производителями этих сплавов являются фирмы Alcoa (США) и Alcan (Канада).
В 1964 г. Фридляндером И.Н., Шамраем В.Ф., Ширяевой Н.В. был открыт эффект упрочнения при термической обработке обширной группы сплавов в тройной системе Al-Mg-Li (эффект Фридляндера). Литий обладает чрезвычайно низким модулем упругости (4,9 ГПа), а при введении в алюминий не снижает, а повышает модуль упругости сплавов на 6 % каждый весовой процент лития, чем была опровергнута установленная до этого академиком Курнаковым Н.С. извест 15 ная закономерность: модуль упругости сплава есть среднее между модулями элементов, входящих в него [10].
На этой основе в 1968 г. впервые в мире был создан сплав 1420, который на 11 % легче широко применяющихся среднепрочных сплавов класса дуралюмин (Д16, 1163). К тому же этот сплав обладает высокой коррозионной стойкостью, хорошей свариваемостью, повышенным модулем упругости при достаточной статической прочности. Сплав 1420 является самым легким (d = 2,47 г/см3) и не имеет аналогов в мире [11; 12].
На стадии его внедрения были проведены большие работы (1984-1988 г.г.) по совершенствованию технологии металлургического производства, методов получения полуфабрикатов и их термообработки. Был уточнен химический состав сплава, разработаны технологические процессы, обеспечивающие получение слитков и полуфабрикатов с регламентированным содержанием водорода, гарантированным уровнем свойств [13]. Из него было произведено более двухсот партий штамповок более 50 наименований, что позволило определить оптимальные технологические режимы получения и термической обработки штамповок [14]. Были проведены комплексные исследования механических свойств и ресурсных характеристик сварных соединений в сравнении с основным материалом [15].
В 1970-1971 гг. началось серийное производство самолетов вертикального взлета Як36 и Як38 с клепаными фюзеляжами из сплава 1420. На КБ Микояна был изготовлен сварной фюзеляж нового истребителя МиГ-29М (одна из модификаций МиГ-29). До этого никто в мире не изготавливал сварные самолеты из алюминиевых сплавов. Выигрыш в весе составил 24 %. Сплав в большом объеме применен в конструкции изделия 1-44 (прототип МФИ) (рис. 1.2). К сожалению, новый истребитель оказался не востребованным. Сплав также используется в истребителе-перехватчике Су-27 в ненагруженных зонах (до 800 деталей), ТУ-204, МИ-26Т, специальных изделиях разового действия (рис. 1.3) [1, с. 8-10].
В 2006 г. для ОАО «Компания «Сухой» была проведена научно-исследовательская работа по оценке возможности использования штамповок из сплава 1420 в конструкции изделия Sukhoi Super Jet (SSJ). На ОАО «КУМЗ» была изготовлена опытно-промышленная партия штамповок (окантовок иллюминаторов) (рис. 1.4) [16]
При испытании штамповки показали высокий уровень механических и коррозионных свойств (таблица 1.1). Рекомендовано их применение в изделиях нового поколения: МС-21, «Самолет-2020», широкофюзеляжный самолет и др.
Из сплава 1420 также изготавливают листы и прессованные профили, механические и коррозионные свойства которых приведены в таблице 1.1 [17, с. 86-101; 18]. Следует отметить низкую технологическую пластичность сплава 1420 при холодной деформации, вследствие чего листы изготавливают карточным методом с применением неоднократных промежуточных закалок [19, с. 116].
Дифференциальная сканирующая калориметрия
Способность сплава к листовой штамповке характеризуется его технологической пластичностью при операциях гибки, вытяжки, отбортовки и выдав-ки. Коэффициенты штампуемости (Квыт, Котб, Квыд, Rmin) при холодной штамповке определяли на образцах из листов в отожжённом и свежезакаленном состояниях по ПИ 1.2.343-87. Испытания проводили на прессе мощностью 75 тс по методике «ВИАМ».
Технологическую пластичность материала при гибке определяли минимально допустимым относительным радиусом изгиба. Величина минимального радиуса изгиба характеризует способность материала к гибке в пределах от низкой до высокой технологической пластичности.
Испытания проводили на образцах размером 30-40х80 мм с соотношением ширины к толщине более 8 в матрице с углом гиба 90 пуансонами с радиусами от 0,5 S до 10S методом постепенного приближения. Максимальную степень деформации образца при гибке определяли по формуле: щ (2.1) где S - толщина материала, мм; Rг - радиус скругления пуансона, мм.
Испытание материала на способность к вытяжке проводили в цилиндрических матрицах с радиусом закругления (6-8)S цилиндрическими пуансонами с радиусами скругления (4-6) S при величине зазора между матрицей и пуансоном (1,2-1,4)S на плоских цилиндрических образцах диаметром от 75 до 105 мм и зазоре между матрицей и прижимом в пределах (1,05-1,15) S.
Допустимый коэффициент вытяжки определяли по формуле: (2.2) где Dmax - максимальный диаметр цилиндрического образца, мм; dn - диаметр пуансона, мм; Z - величина одностороннего зазора между пуансоном и матрицей, мм. Максимальная степень деформации при вытяжке: , (2.3) Коэффициент вытяжки от 1,5 до 2,2 характеризует способность материала к вытяжке от низкой до высокой технологической пластичности.
Испытание материала на способность к отбортовке проводили в цилиндрических матрицах радиусом закругления (6-8)-S цилиндрическим пуансоном с радиусом скругления (4-6) S или сферическим пуансоном при величине зазора между матрицей и пуансоном (1,20-1,25)S на плоских образцах диаметром 100 мм с диаметром отверстий 40-43 мм.
В соответствии с п. 25.603 Авиационных правил, часть 25 на оборудовании Испытательного центра ФГУП «ВИАМ» проведены комплексные испытания с целью общей квалификации листов, а также испытания слитков в Центральной заводской лаборатории (ЦЗЛ) ОАО «КУМЗ».
Методы испытаний:
Химический состав сплава В-1469 определяли: методом атомно-эмиссионной спектроскопии на установке «Spectro» в пробе, отобранной из лотка при отливке слитков последнего залива, по ГОСТ 7727 (ОАО «КУМЗ»), а также проводили контроль химического состава на полуфабрикатах на установке Varian 43
Механические свойства при растяжении образцов из слитков (в, 0,2, , ) при комнатной (20 С) и повышенных температурах (350-480 С) определяли на образцах, отобранных в осевом направлении, в соответствии с требованиями ГОСТ 1497 и ГОСТ 9651.
Механические свойства при растяжении образцов из листов (в, 0,2, ) при комнатной (20 С), пониженной (минус 150 и 70 С) и повышенных температурах (125, 150, 175 С) определяли в соответствии с требованиями ГОСТ 1497, ГОСТ 11150 и ГОСТ 9651, соответственно.
Все испытания механических свойств проводили на испытательных машинах с цифровым программным управлением: сервогидравлических универсальных машинах компаний MTS System Corporation (США) и Walter+Bai AG Testing Machines (Швейцария), электромеханических универсальных машинах компаний Zwick/Roell (Германия) и Instron (США), оснащенными экстензометрами, термокабинетами и печами для проведения испытаний в диапазоне температур от минус 80 С до 1200 С.
Определение ударной вязкости образцов с U-образным концентратором напряжений (KCU) проводили по ГОСТ 9454.
Испытания малоцикловой усталости (МЦУ) с построением кривых Велле-ра проводили в соответствии с требованиями ГОСТ 25.502 при частоте нагруже-ния f = 5 и 40 Гц, коэффициенте асимметрии цикла нагружения R=0,1, максимальном напряжении цикла атахнетто = 24 кгс/мм2 (235 МПа), 20 кгс/мм2 (196 МПа), 16 кгс/мм2 (157 МПа). В качестве образца использовали полосу с отверстием шириной 30 мм с центральным отверстием диаметром 5 мм (Kt = 2,6) и 10 мм (Кt = 2,3).
Определение критического коэффициента интенсивности напряжений в условиях плосконапряженного состояния образцов листов шириной 100, 200 и 750 мм, скорости развития трещины усталости (СРТУ) проводили на образцах с центральной трещиной по ГОСТ 25.506 и ОСТ 1 90268. Длина центрального пропила составляла 6 мм. Определение СРТУ проводили до полного разрушения образцов при постоянной циклической нагрузке. При этом атахбрутто было принято 8 кгс/мм2 (78,5 МПа), что обеспечивало получение К=100 кгс/мм3/2 (К = 31 МПаVм).
Предел длительной прочности определяли по ГОСТ 10145, предел ползучести по допуску 0,2 % остаточной деформации - по ГОСТ 3248.
Влияние параметров сварки на коэффициент трещинообразования при лазерной сварке исследовали на образцах типа «рыбий скелет» (проба Хоулкрофта) размерами 130х90 мм без и с применением присадочной проволоки. Коэффициент трещинообразования определяли по формуле:
При лазерной сварке с присадочной проволокой для увеличения доли участия металла присадочной проволоки в формировании шва на образце пробы «рыбий скелет» по оси выполнялась канавка глубиной 1,5 мм и шириной 1,5 мм [76, с. 393-411]. Выводы по главе 2
1. Материалом для исследований в диссертации служили промышлен ные плоские слитки и листы, изготовленные в условиях ОАО «КУМЗ»; гнутые профили, изготовленные из лент методом стесненного изгиба на ОАО «Ульянов ский НИАТ»; сварные соединения листов (ОАО «РСК «МиГ»).
2. Все исследования в работе проведены с использованием современного сертифицированного оборудования в соответствии с действующими стандартами и методиками РФ.
Исследование влияния режимов закалки на структуру и механические свойства листов
В главе 1 было отмечено, что в настоящее время существует проблема изготовления тонких листов из алюминий-литиевых сплавов холодной рулонной прокаткой ввиду их пониженной технологической пластичности. Поэтому листы из большинства алюминий-литиевых сплавов изготавливают карточным методом. Рулонная прокатка обеспечивает повышенную производительность, снижение трудоемкости, получение листов необходимой длины с высоким качеством поверхности. При карточной прокатке максимальная длина листов составляет 4 м.
При холодной прокатке важно правильно выбрать допустимую степень деформации за проход, а также режим промежуточного смягчающего отжига [78, с. 75-83]. Смягчающим отжигом является отжиг при температурах, которые обеспечивают протекание рекристаллизационных, а также диффузионных процессов распада твердого раствора и коагуляции частиц вторых фаз – продуктов распада. Его цель – сделать материал пластичнее. Он широко применяется в качестве промежуточного технологического процесса при изготовлении листов: для снятия эффекта частичной закалки (подкалки), возникающего вследствие ускоренного охлаждения на воздухе горячекатаных рулонов с температуры горячей прокатки, а также снятия нагартовки, полученной в результате холодной пластической деформации.
Большинство термически упрочняемых алюминиевых сплавов подвергают полному смягчающему отжигу при температуре 380-420 С в течение 10-60 мин с последующим охлаждением со скоростью не более 30 С/ч до температуры 260 С, затем на воздухе [84, с. 33].
Для подтверждения использования серийного режима смягчающего отжига было проведено исследование зависимости механических свойств при растяжении от различных режимов отжига. Были выбраны режимы: 380, 400, 420 и 440 С, выдержка при всех температурах составляла 1 ч. Результаты исследования приведены в таблице 4.3.
Полученный уровень механических свойств говорит о том, что сплав после отжига при температуре 380-440 С обладает высокой технологической пластичностью. Максимальные значения предела текучести достигаются после отжига при температуре 400 С.
В результате проведенных исследований проведена холодная прокатка горячекатаного рулона толщиной 7,0 мм, используя схемы обжатий, как для сплава 1441 соответствующих толщин в соответствии с ТИ 303.02.0534, по схеме: 7,0 3,0 мм промежуточный отжиг при 380-420 С, 1 ч 1,0 мм (рис. 4.7). Была опробована холодная рулонная прокатка до толщины 0,5 мм. Сплав при прокатке показал повышенную технологическую пластичность, что позволило получить листы толщиной до 0,5 мм без применения дополнительных промежуточных отжигов и технологической плакировки. теплофизических свойств (удельной теплоёмкости, теплопроводности и температурного коэффициента линейного расширения (ТКЛР)) от нагревов в температурном интервале от 20 до 500 С указывают на то, что в интервале 140-320 С происходит увеличение объёмной доли выделений фаз, содержащих медь. При температурах 380-480 С изменение объёма сплава, по-видимому, обусловлено выделением-растворением фаз.
Изменение теплофизических свойств сплава В-1469 при нагреве: удельная теплоёмкость (а); теплопроводность (б); ТКЛР (в) Обращает на себя внимание то, что коэффициент теплопроводности сплава В-1469, как и для других алюминиевых сплавов с литием, ниже в полтора раза, чем в сплавах без лития, что следует учитывать при выборе продолжительности выдержек при нагревах на различных этапах технологического процесса изготовления полуфабрикатов. При пластической деформации происходит выделение тепла, приводящее к значительному повышению температуры в локальных объёмах. Из-за пониженной теплопроводности сплава за счёт уменьшения теплоотво-да локальный разогрев может достигать больших значений, приводя к формированию неоднородной структуры и появлению расслоений.
Сплав В-1469 является деформируемым сплавом, упрочняемым термической обработкой, и применяется в конструкции в состоянии Т1 – закалка + искусственное старение.
Закалка – это термическая обработка, заключающаяся в нагреве сплава до максимально высокой температуры, выдержке и последующем быстром охлаждении с целью получения пересыщенного твердого раствора, что обеспечивает возможность дальнейшего упрочнения старением.
Температура нагрева под закалку зависит от природы сплава и скорости растворения упрочняющих фаз. Ориентиром для ее выбора служит температура неравновесного солидуса, нагрев выше которой может вызвать пережог.
Выдержка при температуре нагрева под закалку должна обеспечить растворение избыточных фаз, поэтому она зависит от величины частиц и характера их распределения. Охлаждение при закалке следует проводить с такой скоростью, которая обеспечит отсутствие распада твердого раствора в процессе охлаждения [7, с. 32-34; 84, с. 22-24, 32].
В разделе 3.3.3 показано, что температура плавления эвтектики гомогенизи 73 рованных слитков составляет 565 С. Во избежание пережога и получения более пересыщенного твёрдого раствора при охлаждении, а также учитывая максимальную температуру нагрева в селитровой ванне (540-550 С), при дальнейшем исследовании верхний предел температуры нагрева под закалку ограничили 540 С [77, с. 174-176].
Температура нагрева под закалку варьировалась в пределах от 510 до 540 С. Минимальное время выдержки в воздушной печи в соответствии с производственной инструкцией ПИ 1.2.699 составляет 30 мин, охлаждение в воде комнатной температуры. Были выбраны следующие выдержки: 30, 40, 50 и 60 мин. После закалки образцы подвергались искусственному старению при температуре 160 С в течение 30 ч.
Разработка технологии изготовления гнутых профилей методом стесненного изгиба
В листах А текстура по сечению, как правило, неоднородная (рис. 4.20 а, б). В срединной его части она определяется преимущественно компонентом типа латуни (Bs), в то время как на поверхности обычно доминирует компонент типа меди (Cu). В промежуточной области на графиках ФРО наблюдается монотонное изменение ориентационной плотности этих компонентов при переходе от текстуры одного типа к другому. В зависимости от степени деформации, температуры и продолжительности промежуточных отжигов и заключительной термообработки соотношение между этими компонентами может изменяться и в качестве дополнительных фиксируются компоненты типа S {123} 634 и {113} hkl промежуточного характера. Максимум ориентационной плотности на сечении ФРО при значениях углов Эйлера 1 = 30 , = 50 и 2 = 5 , соответствующий компоненту {186} 211 , можно рассматривать в качестве индивидуальной ориентировки. Его учет приближает картину распределения ориентационной плотности, рассчитанной с использованием методики [92], с той, которая получена экспериментально по результатам рентгеновского анализа. Французский ученый Contrepois наблюдал формирование аналогичной текстуры в листах из сплава 2050 системы Al-Cu-Li [93].
На обратных полюсных фигурах для нормали к направлению прокатки (ОПФ), построенной после восстановления ФРО, сгущения полюсной плотности образуют отчетливо выраженную полосу, распространяющуюся от направления 110 к срединной точке границы 100 – 111 стереографического треугольника (рис. 4.21 а). Распределение ориентировок кристаллитов в срединных слоях листов, полученное из экспериментов по обратному рассеянию электронов (EBSD), заметно отличается по своему характеру от того, которое получено рентгеновским методом (рис. 4.21 б). Как видно на ОПФ, построенной по результатам этого эксперимента, выделяются три области усиленной полюсной плотности. Первая область (P1) расположена в пределах полосы, проявившейся на рис. 4.21 а, однако максимум плотности несколько смещен относительно выхода нормали (011) к центру стереографического треугольника. Вторая область (P2) характеризуется усилением плотности вблизи выхода нормали (012) с размытием вдоль границы (001)– (011). Третью (P3) можно представить как размытие максимума, соответствующего (113), в направлении границы треугольника 001 – 011 . Эти расхождения, очевидно, обусловлены тем, что в результатах, полученных EBSD-методом, содержится информация об ориентировках в слоях толщиной до 10 нм. Эксперименты, выполненные методами ассиметричной рентгеновской съемки, позволяющей получить информацию о структурных состояниях в тонких слоях 5 мкм, согласу ются с заключением о доминирующем вкладе в текстуру материала срединных
Распределение ориентационной плотности на ФРО исследованных материалов, в целом, соответствует представлению о развитии ориентировок при пластической деформации в алюминиевых сплавах, согласно которому образуется трубка ориентационной плотности вокруг р-скелетной линии, характеризуемой постоянным углом наклона к плоскости (p2=const в Эйлеровском параллелепипеде (рис. 4.22) [94]. Отличие состоит в том, что в срединных слоях достаточно стабильным оказался компонент типа Bs, и при высоких степенях деформации формирования монокомпонента Си не наблюдается. Компонент {186} 211 при таком представлении, так же как и компоненты S-типа, находится в области усиления ориентационной плотности, определяемой трубкой, относящейся к р-скелетной линии.
Ориентировки, отвечающие усилению полюсной плотности на ОПФ вблизи {311} и {021}, наблюдаемые методом EBSD (дифракции обратно рассеянных электронов) в тонких слоях, согласно работе [95], могут формироваться в условиях плоской деформации при выраженной зависимости деформационного упрочнения от скорости деформации.
Главные текстурные компоненты в пространстве Эйлеровых углов (срединная часть листов из сплава В-1469)
Текстура листов серии В заметно отличается от листов серии А. Как видно из таблицы 4.8, где приведены компоненты, сформировавшиеся в срединной части листов В, она носит отчетливо выраженный многокомпонентный характер. Как наиболее сильные, в них, проявились компоненты типа: {034} 100 , {043} 100 и {139} 682 . Наиболее распространенными в исследованных материалах оказались ориентировки, несколько отклоненные от ориентировок типа {113} hkl : {239} 681 , {339} 675 , {393} 756 , {923} 077 . Ориентировки {311} hkl часто относят к рекристаллизационному типу. В то же время, они рассматриваются, как промежуточные, образующиеся в процессе формирования текстуры сплава при прокатке. Таблица 4.8
Исследования методом EBDS позволили выявить «двухуровневый» характер микроструктуры материала листов серии А. Она образована протяженными, взаимопроникающими в высотном направлении областями, вытянутыми в направлении прокатки, характерного размера – до нескольких миллиметров, ассоциирующимися в исследованиях методами оптической микроскопии с зернами (рис. 4.23 а). Эти области фрагментированы на достаточно мелкие зерна размером 5-20 мкм, также слегка вытянутые в направлении прокатки (рис. 4.23 б). Характерная особенность такой микроструктуры состоит в том, что зерна в пределах каждой из областей имеют близкие кристаллографические ориентировки. Рис. 4.23. Микроструктура листов серии А из сплава В-1469Т1
Из графика взаимной разориентировки , построенного для массива зерен на участке площадью 5109 нм2, видно, что для их основной части величина ра-зориентировки не превышает 12 (рис. 4.24). В то же время имеется фракция зерен, разориентированных друг относительно друга на 60 , по-видимому, расположенных на границах различно ориентированных областей. Такая микроструктура обладает признаками ячеистой структуры, при формировании которой фрагментация происходит в процессе нагрева под закалку материалов, подвергнутых холодной деформации. В процессе этого нагрева протекают процессы возврата и полигонизации, стимулирующие образование скоплений дислокаций на малоугловых субграницах или формирование большеугловых границ деформационного или термического происхождения, ограничивающих субзерна. Неоднородность разориентировки субзерен в пределах областей обусловлена тем, что на их границах в процессе пластической деформации действуют аккомодационные системы, активированные контактными напряжениями, возникающими из-за несовместности деформаций соседних областей [96]. Рис. 4.24. Диаграмма распределения межзеренных границ по углу разориентировки в листах серии А из сплава В-1469Т1
Чувствительность текстурированных материалов к распространению трещин оценивается на основе моделирования механизмов кристаллографического разрушения. Согласно этой модели при кристаллографическом разрушении трещина распространяется в плоскости (100) вдоль направления 110 за счет последовательной активации двух связанных между собой систем скольжения. Эти системы скольжения и соответствующие факторы Шмида определяются из условий ориентировки текстурированного образца и действующих напряжений [97].
Для оценки сопротивления конструкционного материала пластической деформации (текучести) часто используют соотношения типа Холла-Петча, содержащие два слагаемых: первое – характеризующее сопротивление решетки движению дислокаций; второе – определяемое размером зерен и параметром блокировки, учитывающим вклад границ зерен в упрочнение (торможение дислокаций). В структуре листов серии А микрозерна в пределах достаточно больших областей слабо разориентированы друг относительно друга, что делает возможным в них реализацию механизма кристаллографического разрушения, как это было показано для плит из сплава 1441 [97; 98]. Основное рассеяние микротрещина претерпевает на границах областей с сильно разориентированными границами, вносящих наибольший вклад в параметр блокировки. Протяженность этих границ в листах серии А относительно невелика.
