Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Структура и свойства металлов и сплавов, подвергнутых внешним воздействиям в жидком и твердом состояниях 10
1. 1. Общие сведения об алюминиевых сплавах 10
1.2. Влияние пластической деформации на распад пересыщенных твердых растворов в алюминиевых сплавах 14
1.3. Термодеформационные методы воздействия на сплавы 23
1.3.1. Низкотемпературная термомеханическая обработка 24
1.3.2. Высокотемпературная термомеханическая обработка 30
1.4. Методы воздействия на расплавы 32
1.4.1 .Ультразвуковая обработка 33
1.4.2. Температурно-временная обработка 38
1.4.3. Обработка низкочастотными колебания 43
1.4.4. Обработка наносекундными электромагнитными импульсами (НЭМИ) 49
1.5. Постановка задачи и цели исследования 52
Глава 2. Материал, оборудование и методики исследования 53
2.1. Материал исследования и его обработка 53
2.2. Установка для обработки расплавов 57
2.3. Методики исследования структуры и свойств 59
Глава 3. Влияние пластической деформации на структуру и свойства литейных алюминиевых сплавов 63
3.1. Формирование структуры и свойств литейного алюминиевого сплава АМ5, подвергнутого термомеханической обработке 64
3.1.1. Влияние пластической деформации на структуру и свойства сплава АМ5 64
3.1.2. Влияние деформационной обработки на кинетику старения, свойства и характер разрушения высокопрочного литейного алюминиевого сплава АМ5 70
3.2. Структура и свойства сложнолегированного литейного алюминиевого сплава ВАЛІ4, деформированного в широком интервале температур 80
3.3. Термомеханическая обработка литейного сплава АК7ч 88
3.3.1. Влияние деформации в широком интервале температур на структуру ,и свойства литейного алюминиевого сплава АК7ч 88
3.3.2. Влияние термомеханической обработки на кинетику старения и свойства литейного алюминиевого сплава АК7ч 96
3.3.3. Стабильность термомеханически упрочненного состояния при повышенных температурах старения сплава АК7ч 105
Выводы 111
Глава 4. Обработка расплавов алюминия и алюминиевых сплавов электромагнитными импульсами 112
4.1. Обработка ЭМИ алюминия и модельных сплавов на его основе 112
4.2. Влияние комбинированной обработки ЭМИ и ТМО на структуру и свойства сплавов А1 - 4 мас.% Си, А1-6 мас.% Si 129
4.3. Гипотеза о механизме влияния ЭМИ на расплавы металлов и сплавов 143
Выводы 149
Глава 5. Реализация результатов работы в промышленных условиях 150
5.1. Термомеханическая обработка конусных литых деталей из сплава АК7ч(АЛ9) в промышленных условиях 150
5.2. Электроимпульсная обработка промышленного сплава АМ5 155
Выводы 156
Литература 157
Приложение 1 175
Приложение 2
- Влияние пластической деформации на распад пересыщенных твердых растворов в алюминиевых сплавах
- Влияние пластической деформации на структуру и свойства сплава АМ5
- Влияние деформации в широком интервале температур на структуру ,и свойства литейного алюминиевого сплава АК7ч
- Влияние комбинированной обработки ЭМИ и ТМО на структуру и свойства сплавов А1 - 4 мас.% Си, А1-6 мас.% Si
Введение к работе
Актуальность работы. Улучшение комплекса свойств алюминиевых сплавов, широко распространенных в промышленности и обладающих уникальным сочетанием свойств, представляет собой важнейшую научно-техническую задачу.
Для деформируемых, дисперсионно-твердеющих сплавов на основе алюминия могут быть использованы различные схемы термомеханической обработки. К основным видам такой обработки относят низкотемпературную и высокотемпературную термомеханические обработки (НТМО и ВТМО). Из дисперсионно-твердеющих алюминиевых сплавов, подвергнутых ТМО, наиболее подробно изучены сплавы традиционно используемых систем (Al–Cu, Al–Cu–Mn, Al–Cu–Mg и др.).
Поскольку в промышленности широкое применение находят литейные алюминиевые сплавы, представлялось важным установить возможность осуществления термомеханической обработки этих сплавов, отличающихся от деформируемых легированием, особенностями формирования структуры и склонностью к дисперсионному твердению.
Исследования последних лет показывают, что регулировать свойства готового металла возможно уже на начальных стадиях приготовления. Варьируя режимы и методы обработки расплава можно в широких пределах изменять структуру и свойства металла. Кроме того, обнаружена наследственная связь состава и структуры шихтовых материалов со свойствами расплавов и структурами, формирующихся из них слитков и отливок.
В соответствии с современными представлениями различные виды физических воздействий способствуют изменению структурного состояния расплава. В качестве внешнего воздействия на расплав в диссертации рассматривается обработка электромагнитными импульсами (ЭМИ).
Продолжение и развитие исследовательских работ по двум указанным тематикам: воздействию на цветные металлы и сплавы в твердом и жидком состоянии, перспективны и актуальны, так как они направлены на решение современной проблемы физического металловедения – разработку научных основ для создания новых технологий производства и обработки конструкционных материалов.
Целью работы являлось исследование общих закономерностей формирования структуры и свойств при термомеханической обработке литейных алюминиевых сплавов как промышленной выплавки, так и модельных алюминиевых сплавов, предварительно подвергнутых обработке электромагнитными импульсами в расплавленном состоянии.
В соответствии с этим в работе были поставлены следующие задачи:
– изучить возможность использования термомеханической обработки для улучшения структуры и свойств литейных алюминиевых сплавов;
– исследовать влияние различных режимов термомеханической обработки на структуру, кинетику старения и свойства литейных алюминиевых сплавов;
– разработать практические рекомендации по термомеханической обработке литейных алюминиевых сплавов;
– изучить структуру и свойства алюминия и сплавов на его основе после обработки расплавов электромагнитными импульсами;
– исследовать влияние предварительной обработки расплава электромагнитными импульсами на кинетику старения и свойства алюминиевых сплавов, подвергнутых последующей термической и термомеханической обработкам.
Научная новизна работы определяется совокупностью результатов теоретических и экспериментальных исследований и состоит в следующем:
1. Показана возможность использования термомеханической обработки для улучшения комплекса свойств литейных алюминиевых сплавов.
2. Установлены основные особенности формирования структуры и свойств литейных алюминиевых сплавов при термомеханической обработке.
Определены температурно-деформационные параметры ТМО, обеспечивающие улучшение механических и служебных свойств литейных сплавов на алюминиевой основе.
3. Впервые установлены изменения в структуре алюминиевых сплавов при воздействии на расплав электромагнитными импульсами. Показано, что влияние предварительной электромагнитной импульсной обработки расплава алюминиевых сплавов на структуру и свойства литейных сплавов после ТМО и типовых режимов термообработки не проявляется.
Практическая ценность и реализация работы в промышленности.
Выявленные закономерности формирования структуры и свойств алюминиевых сплавов, подвергнутых деформации в широком интервале температур, создают возможность целенаправленного подхода к выбору объектов и режимов термомеханического упрочнения литейных сплавов.
На основании результатов проведенных исследований разработаны оснастка и технологический процесс изготовления изделий из литейного сплава АК7ч. Опытно-промышленное опробование разработанной технологии, включающей НТМО, показало, что она позволяет улучшить комплекс свойств изделий из литейных алюминиевых сплавов.
Результаты работы могут быть использованы при обработке расплавов алюминия и его сплавов электромагнитными импульсами с целью улучшения их технологических свойств.
На защиту выносятся следующие основные положения.
1. Закономерности формирования структуры и свойств литейных алюминиевых сплавов, подвергнутых термомеханической обработке.
2. Особенности формирования структуры и свойств алюминия и сплавов на его основе после обработки расплава электромагнитными импульсами.
3. Результаты исследования комплексной обработки литейных алюминиевых сплавов электромагнитными импульсами с последующей термической и термомеханической обработками.
Личный вклад автора. Диссертация представляет собой обобщение результатов исследований, выполненных при непосредственном участии автора.
Автором выполнена подготовка образцов и проведение экспериментальных исследований, а так же обработка полученных результатов.
Все приведенные в диссертации основные положения, теоретические результаты и выводы получены автором или при его непосредственном участии.
Апробация работы. Материалы диссертации доложены и обсуждены: на VII международной научно-практической конференции «Наука и образование 2005» (Днепропетровск, 2005 г.), VI Международной конференции «Действия электромагнитных полей на пластичность и прочность материалов». (Воронеж, 2005 г.), ХХV–ХХVII Российских школах по проблемам науки и технологии (Миасс, 2005–2007 гг.), Межотраслевой научно-технической конференции «Автоматизация и прогрессивные технологии» (Новоуральск, 2005 г.), Научно-практической конференции «Современные направления теоретических и прикладных исследований» (Одесса, 2006 г.), V Международной научной конференции «радиационно-термические эффекты и процессы в неорганических материалах» (Томск, 2006 г.), 67–69-й Научной конференции (Челябинск, ЮУрГУ, 2005–2007 гг.), Научно-практическая конференция «Разработки Челябинской области по приоритетным направлениям развития науки, технологий и техники Российской Федерации» (ЮУрГУ, Челябинск, 2007 г.).
Публикации. По теме диссертации опубликовано 14 печатных работ.
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, общих выводов и содержит 176 страниц машинописного текста, 40 рисунков, 8 таблиц, список литературы из 170 наименований и 2 приложения.
Влияние пластической деформации на распад пересыщенных твердых растворов в алюминиевых сплавах
Многочисленными исследованиями установлено что, пластическая деформация ускоряет процессы распада твердых растворов [8-10], а во многих случаях и вызывает распад. В некоторых сплавах, например в Al-Si и Cu-Si [11], пластическая деформация вызывает распад при низких температурах, при которых без деформации он не происходит. Последнее обстоятельство использовалось и для уточнения диаграмм состояния. Пластическая деформация способствует более быстрому приближению закаленных неравновесных сплавов к равновесному состоянию.
При изучении влияния пластической деформации на кинетику распада С. Т. Конобеевский [12-15] пришел к выводу, что деформация «расстраивает» кристаллическую решетку раствора и этим ускоряет диффузионные явления. В тонких пластинках, состоящих из слоев никеля и меди, он обнаружил, что коэффициент диффузии в деформированных областях может в сотни раз превосходить нормальный. СТ. Конобеевский считает, что пластическая деформация действует сходно с повышением температуры: облегчая условия передвижения атомов в решетке, она ускоряет образование первых центров кристаллизации, в дальнейшем обеспечивает их укрупнение. Этим определяют и положительные и отрицательные стороны деформирования технических сплавов.
Влияние деформации на старение сплава Al-Cu подробно было изучено [16]. Согласно [16], пластическая деформация ускоряет старение при комнатной и более высокой температурах; ускорение распада определяется степенью деформации. Отмечается, что искажения кристаллической решетки, возникшие при старении снимаются дальнейшей рекристаллизацией и образованием субмикроскопических (или микроскопических в зависимости от предыстории сплава и температуры старения) «кристаллов» нового твердого раствора и одновременным выделением субмикроскопических частиц, богатых медью. Это явление происходит вначале в областях, имеющих наиболее сильные искажения. Механизм снятия искажений, вызванных деформацией, представляется подобным же образом: т.е. образуются кристаллики нового твердого раствора и частицы фазы выделения. Однако деформированная матрица создает меньшее сопротивление образованию новых кристаллитов. По существу в работах [12—16], ускоряющее влияние пластической деформации связывают с увеличением коэффициента диффузии.
Р.Граф и А.Гинье [17] изучали влияние деформации растяжением (4%), волочением (от 11% до 90%) и деформации, возникающей при измельчении в порошок, на распад сплава алюминия с 4% Си. Они пришли к заключению, что очень сильная деформация может сразу привести к выделению стабильной фазы 0. По их данным, 90% волочения вызывает появление 0-фазы при 150 С через пять минут. При этом частицы стабильной фазы появляются раньше, чем метастабильной 0 , в то время как зонная стадия старения вовсе не обнаруживается. В сплаве, измельченном в порошок напильником, фаза 0 так же появляется раньше, чем фаза 0 даже при более низких температурах отпуска (25 и 75 С). Последний эффект объясняется трудностью зарождения 0 фазы в сильно деформированном сплаве, ввиду искажения плоскостей матрицы, с которыми должны быть когерентно связаны зародыши этой фазы. В деформированном сплаве разупрочнение при отпуске наступает тем раньше, чем выше степень деформации. В дальнейшем эта работа была продолжена [18, 19] на монокристаллах, подвергнутых прокатке не более чем на 30%. При умеренных деформациях (до 30%) зонная стадия старения в сплаве сохраняется, но развивается быстрее. Увеличивается количество зон Г.П., однако их дисперсность уменьшается. Более значительные деформации подавляют зонную стадию и способствуют выделению новой фазы.
Проведенные исследования свидетельствуют, что в большинстве случаев пластическая деформация ускоряет распад. Однако действие деформации зависит от ее величины и способа, а также от структурного состояния сплава. Ускоряющее влияние деформации на распад большинство исследователей объясняет увеличением коэффициента диффузии в результате деформации. Наряду с этой точкой зрения появилась новая [19] . Согласно которой влияние деформации связывается с распределением искажений и дефектов в сплавах и их плотностью. Последняя точка зрения вызвана в основном развитием теории дислокаций. Неравномерное распределение выделений в деформированных сплавах объясняется неравномерным распределением деформации и дефектов (дислокаций) по объему сплавов.
Экспериментальные данные [9-19] свидетельствуют о том, что пластическая деформация ускоряет распад в сплавах в значительной мере за счет увеличения количества центров распада. Этими центрами должны быть дислокации, плотность которых резко возрастает при деформации металлов. Зейтц Ф. [20] и Набарро Ф.Р. [21] высказали две различные точки зрения на причину ускорения распада деформацией. Зейтц Ф. считает, что пластическая деформация увеличивает концентрацию вакансий в сплавах. Концентрация вакансий ничтожна по сравнению с общим количеством атомов, но вакансии обладают большой подвижностью (Зейтц принимает, что энергия активации вакансий равна половине энергии активации самодиффузии в алюминии) и каждая из них многократно участвует в «переносе» атомов меди к частицам выделения, таким образом, ускоряется распад. В подтверждение своей точки зрения Зейтц оценивает по данным [16] изменение скорости распада и концентрации вакансий в сплаве Al-Cu при обжатии его на 96% и приходит к выводу, что обе величины возрастают примерно в тысячу раз (число вакансий возрастает от 3-Ю16 до 3-Ю19 на см3) [20].
Согласно Набарро, повышение скорости выделения с увеличением деформации без изменения энергии активации связано с увеличением плотности центров вторичной кристаллизации, т.е. плотности дислокаций.
Какая из этих точек зрения является наиболее правильной, можно выяснить, сравнивая размеры выделившихся частиц в деформированных и не деформированных образцах. Если прав Набарро, то с увеличением деформации, а, следовательно, и плотности центров для образования частиц новой фазы, последние должны быть более дисперсными. Если справедлива точка зрения Зейтца, то размеры частиц выделяющейся фазы деформированных образцах должны быть крупнее, чем в недеформированных. Проведенные опыты свидетельствуют в пользу представлений, развиваемых Набарро. Однако вакансии способствуют более быстрому превращению зон Г.П. в частицы метастабильных фаз, а последних - в частицы стабильной фазы выделения.
Результаты исследования влияния пластической деформации на распад сплавов дают возможность более сознательно подойти к применению термической обработки в сочетании с деформацией для получения высоких свойств промышленных сплавов. Применение комбинированной обработки требует, однако, тщательного подбора предварительной деформации и температуры последующего старения (последняя должна быть ниже температуры старении, применяемой при деформации).
В большинстве случаев, когда необходимо получить максимальную прочность сплава, сочетание пластической деформации и отпуска, по-видимому, нежелательно. Особенно это относится к сплавам, частично отпущенным или состаренным перед деформацией, так как последняя в этом случае приводит к появлению стабильных выделений, понижающих прочность.
Влияние пластической деформации на структуру и свойства сплава АМ5
Материалом исследования служил литейный алюминиевый сплав, применяемый в качестве конструкционного материала для изготовления ряда деталей и элементов летательных аппаратов.
Как показали микроструктурные исследования (рис.3.1) отлитые заготовки имели структуру типичную для сплавов системы Al-Cu-Mni: ос-твердый раствор + СиАЬ + TMn(Ali2Mn2Cu) + А13Ті. В литом состоянии фаза Тмп(А1і2Мп2Си) располагается в основном по границам зерен, имеет довольно разветвленную форму и при травлении 0,5% раствором плавиковой кислоты окрашивается в черный цвет. Фаза СиАЬ хорошо очерченная, неокрашенная, располагается по границам зерен в виде разветвленных образований. Фаза А13Ті (серого цвета) кристаллизуется в форме пластин и крестиков.
При нагреве под закалку по ступенчатому режиму (535±5 С - выдержка 7ч, повышение температуры до 545±5 С и выдержка течение 7 ч) фаза СиАЬ полностью растворяется и переводится в твердый раствор. Фазовый состав сплава в закаленном состоянии: ос-твердый раствор, легированный медью и марганцем за счет растворения фазы СиА12 и частичного растворения марганца в процессе кристаллизации, фаза TMn(Ali2Mn2Cu) и фаза А13Ті. В термообработанном состоянии фаза ТМп располагается как по границам зерен в виде разветвленных образований, так и внутри зерен твердого раствора в виде мелкодисперсных точечных выделений.
Существенное уменьшение значения сопротивления деформации (до 15...37 МПа) происходит при повышении температуры деформирования до 545 С в результате конкуренции процессов упрочнения и разупрочнения и возрастающего вклада последних. При этой температуре характер изменения кривых сопротивления деформации сплавов в литом состоянии типичен для кривых горячекатаных материалов: после незначительного повышения as, соответствующего малым степеням деформации (5... 10%), обусловленного деформационным упрочнением, наблюдается пологий спад кривой упрочнения. Для закаленных образцов зависимости аналогичны.
Важно отметить, что образцы при проведении вышеописанного эксперимента не разрушились при всех степенях деформации, вплоть до 40...45%. Дополнительно была оценена пластичность с определением критической степени деформации, вызывающей появление первой трещины на образце.
Проведенные испытания на осадку цилиндрических образцов (диаметром 20 и высотой 30 мм) показали, что в литом состоянии трещина на боковой поверхности образцов появляется при осадке на 49%. На закаленных образцах трещины не наблюдаются при деформации со степенями до 60%.
Повышение температуры деформации до 250...450 С в значительной мере интенсифицирует распад твердого раствора во время проведения обработки, который в отличие от прокатки при более низких температурах сопровождается выделением малодисперсных фаз. В результате твердость деформированных образцов падает до уровня близкого к твердости, соответствующей закаленному состоянию.
Дальнейшее увеличение температуры до 500...545 С исключает развитие процессов распада при прокатке и деформация вновь вызывает упрочнение сплава, однако заметно меньшее, чем при холодном и теплом наклепе (20... 170 С). В данном случае упрочнение сплава определяется, в основном, степенью наклепа матрицы, который невелик, судя по физическому уширению (рис. 3.3, табл.3.1).
Отметим, что высокотемпературная термомеханическая обработка сплава приводит к образованию четко выраженной зубчатости на границах зерен (рис. 3.1. г). Амплитуда зубчатости не превышает 0,8...1,5 мкм и мало зависит от степени деформации. Коэффициент неравноосности зерен в деформированных образцах меняется от 0,50 до 0,38 при степенях деформации 15 и 30% соответственно. Снижение температуры прокатки с 545 до 500 С и, тем более, до 450 С уменьшает уровень прочности сплава, что обусловлено развитием процессов распада пересыщенного твердого раствора во время- подстуживания и деформации с выделением малодисперсных продуктов.
Таким образом, сплав АМ5 может быть упрочнен как холодной деформацией, так и теплой деформацией при температурах 150... 170 С, когда распад твердого раствора, в основном, ограничивается зонной стадией. А так же деформированием при температуре 500...545 С, при которой распад твердого раствора исключен, а режим обработки обеспечивает протекание лишь начальных стадий рекристаллизации.
Влияние деформации в широком интервале температур на структуру ,и свойства литейного алюминиевого сплава АК7ч
Основное назначение сплава - литье тонкостенных и сложных по конфигурации деталей, несущих средние по величине нагрузки. Как показали микроструктурные исследования (рис. 3.11, а), отлитые заготовки имели типичную для сплава АК7ч структуру: а-твердый раствор, эвтектика (a+Si) и пластинчатые выделения, которые являются соединением AlSiFe [143]. Наличие в структуре сплава до 30...35% эвтектики обуславливает высокие литейные свойства (хорошую жидкотекучесть и пониженную литейную усадку) и одновременно резко уменьшает пластичность. Микроструктура сплава АК7ч после различных видов термообработки, х170: а - литое состояние, б - после закалки После термической обработки по режиму Т4 (закалка 535 С ±5 С - 7 ч -вода с температурой 70 С) в структуре (рис. 3.11, б) наблюдается сфероидизация частиц кремния в эвтектике и, по-прежнему видны фазы, содержащие железо. Фаза Mg2Si с помощью оптического микроскопа не выявляется.
Для выяснения возможности деформирования литейного сплава АК7ч были проведены эксперименты по оценке склонности сплава к пластическому деформированию и определению сопротивления деформации при различных температурах.
Определение сопротивления деформации проводилось в литом и закаленном состояниях при средней скорости деформации 1 с" и температурах, соответствующих холодной (20 С), теплой- (100 и 200 С) деформациям (НТМО) и ВТМО (535 С).
Установлено, что характер упрочнения в литом и закаленном состояниях существенно зависит от температуры деформирования (рис.3.12). При холодной деформации интенсивное упрочнение сплава происходит до ЄІ—0,45...0,5, а затем процесс деформационного упрочнения замедляется. Отметим, что при 20 С кривая упрочнения закаленных образцов алюминий-кремнистого сплава идет заметно выше кривой упрочнения литого сплава, начиная со степеней деформации 0,1...0,15, что объясняется более высокими прочностными свойствами закаленных образцов.
При 100 и 200 С характер кривых упрочнения литого и закаленного образцов сплава близок между собой. Наиболее интенсивное упрочнение сплава наблюдается до 8j=0,2, а затем начинает проявляться влияние динамического разупрочнения, которое снижает эффект деформационного упрочнения сплава.
Кривые упрочнения сплава АК7ч в литом (а) и закаленном (б) состоянии Сравнивая величину сопротивления деформации сплава в литом и закаленном состояниях, следует отметить, что закалка приводит к росту сопротивления деформации только при температуре испытания 20 С и степенях деформации более 10%.
При температурах испытаний, соответствующих теплой и горячей (ВТМО) деформациям исходное состояние не оказывает существенного влияния на характер упрочнения сплава при исследованных степенях деформации.
Кроме того, была оценена пластичность сплава в литом и закаленном состояниях при тех же температурах деформирования осадкой на пластометре образцов 020 мм и высотой 30 мм по появлению первой макротрещины на образующей образца. Полученные результаты свидетельствуют о возможности деформирования силумина АК7ч со степенями- деформации 45...50% без нарушения сплошности во всем исследованном интервале температур, как в литом, так и закаленном состоянии. Эти данные в совокупности с результатами по сопротивлению деформации позволяют сделать вывод о возможности применения термомеханической обработки и для литейного сплава АК7ч со степенями деформации до 30...40%, несмотря на присутствие в- структуре сплава эвтектики.
Пластическая деформация при термомеханической обработке осуществлялась методом прокатки на двухвалковом прокатном стане со скоростью деформации 1 с-1 при температурах 20, 100, 150, 170, 200, 250, 500 и 535 С и степенями деформации 15 и 30%.
Установлено, что упрочнение сплава, так же как и для сплавов других систем, сложным образом зависит от температуры и степени пластической деформации (рис. 3.13). Как и следовало ожидать, холодная прокатка способствует повышению твердости сплава. Этот эффект тем больше, чем выше степень обжатия. Прирост прочности, обеспечиваемый прокаткой при 100... 150 С с малыми степенями деформации (15%) заметно больше, чем в случае аналогичной холодной деформации. Увеличение степени деформации до 30% при этих температурах в отличие от холодного наклепа незначительно увеличивает твердость.
Пластическая деформация в интервале 200...250 С хотя- и приводит к уменьшению эффекта упрочнения, однако твердость деформированных образцов заметно выше, чем недеформированных. Отметим, что при этих температурах деформация со степенью 15% обеспечивает несколько большее упрочнение, чем с обжатием 30%. Что можно объяснить интенсификацией распада пересыщенного ос-твердого раствора при этих температурах и переходом от зонной стадии к выделению метастабильной Р -фазы и стабильной (3-фазы [143].
Деформация при 500 и 535 С приводит к заметно меньшему упрочнению сплава, чем при холодном и теплом наклепе (20...200 С). При этом величина упрочнения слабо зависит от степени деформации.
Как показали рентгеноструктурные исследования, с увеличением степени холодной пластической деформации от 15 до 30% наблюдаются увеличение физического уширения линии (422) с 7,8 10 3 до 8,6х10 3 рад (рис! 3.13, б) и рост удельного электросопротивления с 0,0469 до 0,0475 мкОм-м. Рост удельного электросопротивления обусловлен не только наклепом матрицы, НО и развитием зонной стадии распада пересыщенного твердого раствора во время деформирования. О протекании зонной стадии распада при холодной деформации свидетельствуют данные работы [7].
С повышением температуры прокатки до 100 С процессы распада твердого раствора протекают более интенсивно. Это подтверждает как дальнейший рост удельного электросопротивления (до 0,0495 мкОм-м), так и дальнейшее уменьшение параметра решетки а-твердого раствора образцов сплава (с 4,0495 А при холодной деформации до 4,0485 А деформированных при 100 С с обжатием 30%).
Влияние комбинированной обработки ЭМИ и ТМО на структуру и свойства сплавов А1 - 4 мас.% Си, А1-6 мас.% Si
В главе 3 настоящей работы было показано, что литейные алюминиевые сплавы АМ5, ВАЛ 14 и АК7ч могут деформироваться как в холодном, так и в горячем состоянии со степенями деформации до 40% без образования трещин, а в разделе 4.1. установлено положительное влияние ЭМИ на некоторые свойства алюминиевых сплавов в литом состоянии.
Представляло интерес выяснить влияние комбинированной обработки, сочетающей воздействие ЭМИ на расплав и ТМО металла на структуру, свойства и процессы стареншьэтих сплавов.
Комбинированная обработка сплава А1 — 4 мас.% Си. Эксперимент проводился на образцах сплава того же химического состава, что и в разделе 4.1. По методике, описанной в разделе 2.1, проводилось две плавки - с обработкой и без обработки расплава ЭМИ, после чего- они подвергались обычной термической и термомеханической обработкам, режимы которых приведены в разделе 2.1.
Структура подвергнутого обработки ЭМИ сплава и без нее приведены на рис. 4.4, 4.5, 4.6. На основании приведенных в разделе 4.1 данных по изменению свойств, отметим, что в литом состоянии твердость образцов, подвергнутых при плавке воздействию ЭМИ значительно выше твердости стандартных образцов. Так, для литых стандартных образцов твердость составляет 49 НВ, для обработанного ЭМИ металла - 65 НВ.
После закалки от 505-510 С в воде обработанные ЭМИ и стандартные образцы, имеют практически одинаковые значения твердости - 73 и 75 НВ соответственно, что подтверждает уже высказанную идею о том, что в основе эффекта обработки ЭМИ лежит твердорастворное упрочнение.
Старение образцов осуществлялось при температурах 100 С, 130 С и 160 С. Видно, что низкотемпературное старение (100 С) в обоих случаях не позволило достичь максимума твердости за все время старения (рис. 4.12). Однако, если для необработанного ЭМИ образца характерно равномерное повышение твердости, то для образцов, подвергнутых воздействию ЭМИ наблюдается площадка. Во всем временном интервале появления площадки значения твердости обработанного образца практически не изменяются. Образование площадки при старении обусловлено, по-видимому, либо частичным растворением зон Б\П. и началом образования- частиц метастабильных фаз, либо затуханием процесса образования зон при большом инкубационном периоде появления метастабильных фаз 1162].
С повышением температуры старения до 130 С и 160 С характер зависимости твердости от времени старения изменяется: на кривых появляются максимумы, связанные с переходом от зонного старения к образованию метастабильных и стабильных: выделений (см. рис. 4.12). Рост температуры старения от 130 С до 160 С сопровождается уменьшением эффекта старения (прироста твердости относительно твердости закаленного образца) и сокращением времени достижения максимума. Причем, предварительная обработка ЭМИ не изменяет общей закономерности процессов старения.
Для изучения кинетики старения проводились измерения удельного электросопротивления образцов сплава А1 .- 4 мас.% Си. Судя? по изменению удельного электросопротивления процессы старения получают наибольшее развитие при температурах 130 С и 160 С. Отметим, что значения электросопротивления гомогенизированных закаленных, обработанных и необработанных ЭМИ образцов практически совпадают (0,0615 и 0,0618 мкОм-м соответственно), а при температурах старения 130С и 160С и выдержках 18-20 и 10-12 часов достигается наибольший прирост данного показателя (0,0648 и 0,0670 мкОм-м;
На сплаве исследуемого состава была проведена оценка влияния деформационной обработки на распад пересыщенного твердого раствора как исходного, так и обработанного ЭМИ металла при температуре 160С. Установлено, что холодная пластическая деформация интенсифицирует процессы распада пересыщенного твердого раствора. Непосредственно после холодной деформации наблюдается повышение электросопротивления по сравнению с закаленным состоянием как для обработанных ЭМИ, так и исходных образцов. Так, удельное электросопротивление исходных образцов возрастает на 0,0015 мкОм-м и составляет 0,0630 мкОм-м, а для обработанного ЭМИ - 0,0627 мкОм-м.
Пластическая деформация металла в режиме НТМО с деформацией 15%, предшествующая старению, существенно повышает прочностные свойства (твердость непосредственно после деформации возрастает на 36 НВ для обработанного ЭМИ и необработанного металла). Помимо начального повышения твердости деформация интенсифицирует процессы старения. Максимум твердости необработанного образца (128 НВ) наблюдается через 8 часов старения, а для обработанного ЭМИ образца (125 НВ) - через 10 часов старения. Тогда как, для образцов после закалки максимум твердости достигается через 18 часов старения (см. рис. 4.13). Через 20 часов-выдержки при температуре старения твердости образцов исходных и подвергнутых обработке ЭМИ совпадают.
Обработка в режиме ВТМО (пластическая деформация на 15% при 505-510 С, предшествующая старению) повышает твердость в меньшей мере, чем НТМО. Вместе с тем, предварительная деформация образцов при температуре гомогенизации на степень 15%, незначительно повышая эффект старения, приводит к значительной интенсификации процессов старения.
