Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Обзор литературы 8
1.1 Явление сверхпластичности и механизмы сверхпластического течения 8
1.2 Сверхпластичность алюминиевых сплавов и методы получения структуры с ультра мелким зерном 17
1.3 Способ, основанный на торможении роста зерна 19
1.4 Способ, основанный на создании мест предпочтительного зарождения центров рекристаллизации 22
1.5 Способы, использующие низкотемпературную и статическую рекристаллизацию 24
Выводы по обзору литературы 31
Глава 2. Материалы и методика исследований 33
2.1 Материалы - объекты исследования 33
2.2 Методы изучения структуры 35
2.2.1 Структурный анализ титанового сплава ВТ6 36
2.2.2 Электронная микроскопия тонких фолы 37
2.3 Определение показателей сверхпластичности 38
2.4 Аппаратура 41
Глава 3. Экспериментальная часть 43
3.1 Исследование влияния концентрации магния и хрома на структуру и показатели сверхпластичности сплавов системы Al-Mg-Mn 43
3.1.1 Влияние магния на размер зерна и показатели сверхпластичности сплавов системы Al-Mg-Mn-Cr 44
3.1.2 Влияние хрома на размер зерна и показатели сверхпластичности сплавов системы Al-Mg-Mn-Cr 50
Выводы по главе 3.1 57
3.2 Влияние хрома на фазовый состав, размеры и распределение дисперсоидов переходных металлов 58
3.2.1 Структура литых магналиев. 58
3.2.2 Влияние гомогенизации на структуру сплава АМгбсп 64
3.2.3 Влияние горячей прокатки на структуру сплава АМгбсп 70
3.2.4 Исследования зеренной структуры сплава АМгбсп при нагреве до температуры СПД и во время сверхпластической деформации 74
Выводы по главе 3.2 79
3.3 Разработка режимов получения листов из сплава АМгбсп с повышенными показателями сверхпластичности 81
3.3.1 Влияние режимов гомогенизации на показатели сверхпластичности сплава АМгбсп 81
3.3.2 Влияние отжига после горячей прокатки на показатели сверхпластичности сплава АМгбсп 83
3.3.4 Выбор режимов холодной прокатки и рекристаллизационного отжига 85
3.3.5 Влияние примесей на показатели сверхпластичности сплава АМгбсп 97
3.3.6 Влияние вылеживания холоднокатаного листа на показатели сверхпластичности сплава АМгбсп 100
Выводы по главе 3.3 102
3.4 Разработка математической модели описания течения материала в условиях сверхпластичности 104
3.4.1 Сверхпластическая формовка модельных деталей из листа сплава АМгбсп 123
Выводы по главе 3.4 126
Выводы по работе 128
Список использованной литературы 130
- Сверхпластичность алюминиевых сплавов и методы получения структуры с ультра мелким зерном
- Способ, основанный на создании мест предпочтительного зарождения центров рекристаллизации
- Определение показателей сверхпластичности
- Влияние хрома на фазовый состав, размеры и распределение дисперсоидов переходных металлов
Сверхпластичность алюминиевых сплавов и методы получения структуры с ультра мелким зерном
В последние два десятилетия детали из алюминиевых сплавов все более часто находят применение в автомобилестроении. Так вице-президент дивизиона промышленных и автомобильных продуктов корпорации Алкан Tomas P. Gannon свидетельствует, что в США в производстве спортивных легковых автомобилей в 2003 г. использовалось 128 кг алюминия, тогда как десять лет назад только 87 кг [27]. Предполагается, что к 2006 г. доля алюминия превысит по объему применения в автомобилях объем деталей из пластмасс и выйдет на второе место после стали. Интерес к использованию алюминия в автомобилестроении обусловлен перспективами снижения веса и, соответственно, экономии топлива. Реализация сверхпластичных алюминиевых сплавов и сверхпластической формовки деталей из них занимает в этом направлении не последнее место [28]. Сверхпластическая формовка (СПФ) признается жизнеспособной и эффективной в ценовом отношении альтернативой многостадийной холодной штамповке для деталей малого и среднего объема производства (до 12000 шт./год) с эквивалентной деформацией, превышающей 40%. При этом большое значение имеет то, что стоимость инструмента для СПФ составляет около 1/10 стоимости инструмента холодной штамповки. А возможность использования одностороннего инструмента с перспективой выбора позитивной или негативной формовки дает требуемое качество отделки поверхности деталей.
Однако применение СПФ в производстве повышенных объемов массово производимых моделей автомобилей сдерживается тем, что легкодоступные в настоящее время сверхпластичные алюминиевые сплавы не обладают необходимыми повышенными скоростями сверхпластической деформации (СПД) [28]. Действительно, из множества разработанных в последние 2 — 3 десятилетия сверхпластичных алюминиевых сплавов для применения в авиа космическом комплексе нашли реальное использование лишь несколько сплавов, этим сплавам свойственны скорости СПД в диапазоне 10"4 - 10"3 с 1 [29]. В 90% случаев используются сплавы: 2004 (Supral 100) - система Al-Cu-Zr, высокопрочный сплав 7475 (его российский аналог - В95) и магналий АА5083 (марка США, отечественный аналог АМг4). Первые два сплава термически упрочняемые и используются, в основном, в авиа космическом комплексе, где весовая отдача намного важнее производительности. А третий сплав, магналий АА5083, кроме деталей авиационного назначения, используется в производстве строительных панелей и корпусных панелей автомобилей, но его оптимальная скорость СПД составляет 10"3 с"1. Это означает, что формовка средней по сложности детали займет от 15 до 60 мин. Нужны сплавы со скоростью СПД близкой к 10"2 или лучше к 10"1 с"1 [30, 31].
Эту задачу последние 5-10 лет многие исследователи решают с привлечением разнообразных технологий, таких как механическое легирование, равноканальное угловое прессование (РКУП) и т.п., включающих интенсивную деформацию, технологии композиционных материалов, гранульной технологии и др. [30, 31]. Если сейчас затраты на создание ультрамелкозернистой (УМЗ) структуры сверхпластичного состояния повышают стоимость обычных несверхпластичных листов из алюминиевых сплавов (2,5 - 3 $ за кг.) в 2 - 3 раза [30], то применение выше перечисленных экзотических технологий может свести на нет всю эффективность высокоскоростной СПФ.
Первые работы, касающиеся сверхпластичности алюминиевых сплавов с матричной структурой, появились еще в начале 60-х годов [32]. Однако подробное изучение этого вопроса началось лишь 10 лет спустя. В конце 70-х годов был опубликован ряд статей [33, 34], в которых проводился подробный анализ проявления сверхпластичности в сплавах системы Al - Zn - Mg с добавками циркония. Были исследованы механизмы сверхпластической деформации и определены показатели сверхпластичности сплавов этой системы с различным содержанием легирующих элементов. Так, например, для сплава А1 - 10,72% Zn - 0,93% Mg - 0,42% Zr показатель скоростной чувствительности в оптимальных условиях (520 С, 1,7-10"4 с"1) равен 0,9, а относительное удлинение 1600% (при постоянной скорости деформирования).
Рассмотрим способы получения оптимальной структуры сплава, обеспечивающей высокие показатели сверхпластичности.
Способ, основанный на создании мест предпочтительного зарождения центров рекристаллизации
Как любой термически активируемый процесс, размер зерна при рекристаллизации, зависит от скорости зарождения центров рекристаллизации и линейной скорости этих центров. Суть способа получения зерна размером меньше 10 мкм для производства сверхпластичных листов из стандартных сплавов типа В95 (Al-Zn-Mg-Cu), 1420 (Al-Mg-Li-Zr), Д20 (Al-Cu-Mni), АК6 (Al-Cu-Mn-Si) заключается в увеличении числа центров рекристаллизации.
В сплаве 7075 зерно измельчают при помощи термомеханической обработки по способу, разработанному в научном центре Rockwell International [40]. Характер влияния, оказываемого частицами на рекристаллизацию, зависит от их диаметра. Крупные частицы способствуют зарождению рекристаллизованных зерен, обеспечивая появление мест их зарождения. Высокая плотность мест зарождения рекристаллизованных зерен может быть получена за счет присутствия высокой плотности частиц микронного размера. Большие частицы увеличивают количество рекристаллизованных зерен, в связи с увеличением плотности центров их зарождения. Результаты Humphrey [41] на Al - Si сплавах говорят о том, что плотность рекристаллизованных зерен почти равна плотности больших частиц [42]. Было найдено, что маленькие частицы уменьшают плотность рекристаллизованных зерен (в некоторых случаях) препятствуя зародышеобразованию зерен рекристаллизации, тем самым, уменьшая обшую скорость зародышеобразования [40].
Применение способов измельчения зерна, в которых используются частицы для управления рекристаллизацией, не ограничивается сплавами 7000 серии. Подобные способы распространены на другие классы дисперсионно - твердеющих сплавов, например сплавы Al - Li с добавками Zr, Mg, Си [43] ИЛИ сплавы системы А1 - Си - Мп [44]. В работе [45] исследовалась сверхпластичность сплава 7475 (Al - Zn -Mg - Си) вблизи температуры плавления. Авторы отмечают, что максимальное удлинение при скорости деформации 5,6-10"4c" сплав 7475 имеет при температуре всего на 10К ниже температуры солидуса (809К). Максимальные скорости деформации наблюдаются при более низких температурах. Энерго - дисперсионный анализ излома деформированных образцов обнаружил сегрегацию Zn, Mg, Си на границах зерен, что объясняется вязко - жидким состоянием границ.
В работе [46] изучали микрозеренную сверхпластичность сплава Д19 (А1 - 4 % Си - 2,2 % Mg - 0,7% Мп - 0,1% Ті - 0,005% Be). Было найдено, что характерной особенностью сплава Д19 является повышенная стабильность его структуры. Нагрев до температуры СПД не приводит к изменению размера зерна. При деформации в оптимальных условиях до разрыва размер зерна увеличивается с 6,6 до 11,6 мкм
Оптимальная скорость деформации для листов толщиной 1 и 2 мм составляла (1- 2) «10"4 с"1, но с возрастанием скорости деформации на порядок удлинение резко падало (примерно в 3 раза). Максимальное удлинение при оптимальной температуре (490 С) и скорости деформации составило 640 и 440% для листов толщиной 1 и 2 мм, соответственно.
Необычной особенностью поведения сплава при СПД являлось слабое развитие пористости, поры выявлены только перед разрушением образцов при максимальном удлинении. Слабое развитие ЗГС в сплаве Д19 (менее 10%), по-видимому, обусловлено сильным блокированием границ зерен частицами Т-фазы. Показано, что диффузионная ползучесть в сплаве Д19 проявляется формированием зон, свободных от выделений на поперечных границах и скоплений частиц на продольных. Кроме того, установлено, что диффузионная ползучесть сопряжена с растворно - осадительными процессами, из-за которых частицы S-фазы (A CuMg) образуют отростки по границам а-фазы. Такая специфическая диффузионная ползучесть может приводить к залечиванию микронесплошностей при деформации сплава, и эта ее аккомодационная функция способствует снижению пористости. Коэффициент вытянутости зерен при деформации 400 — 600% близок к 1,3. Такую стабильность формы зерен и их слабое укрупнение исследователи объясняют прохождением динамической рекристаллизации при СПД.
Низкотемпературная деформация в сочетании с рекристаллизацией является простейшим и наиболее эффективным способом получения УМЗ структуры в алюминиевых сплавах.
Интерес к магналиям как к основе для получения ультрамелкозернистого сплава, можно объяснить следующим. Возможно из-за пониженной энергии дефекта упаковки, магналии легко упрочняются и рекристаллизуются, по сравнению с другими алюминиевыми сплавами, которые при нагреве обычно разупрочняются в результате полигонизации. Это означает, что сильной деформацией магналиев и рекристаллизацией, прерываемой сразу после образования новых мелких зерен можно измельчить зерно. Легирование же переходными металлами (ПМ) необходимо, чтобы замедлить рост этих зерен, и, возможно, уменьшить их начальный размер в момент образования. Ввиду этого появляются работы по сверхпластичности двойных магналиев, а позже магналиев, легированных переходными металлами (ПМ).
В 1985 г. проявление сверхпластичности было выявлено у двойного сплава Al - 6% Mg [47]. Так после холодной прокатки с обжатием 83% и отжига в расплаве селитры по режиму 490 С, 5 мин. в листах из этого сплава была получена структура с размером зерна 93 мкм. Такой размер зерна на порядок больше, чем тот, при котором обычно проявляется эффект сверхпластичности. Однако, испытания на растяжение при 390 - 480 С и скоростях деформации 5-10" — 3-10" с" исследуемого сплава показали, что несмотря на столь крупное зерно, он проявляет аномально высокую пластичность (200 - 230 % при скорости деформации 2-Ю"4 - 10"2 с 1), сравнительно низкое напряжение течения (7 — 40 МПа) и показатель т, равный 0,3.
Определение показателей сверхпластичности
Под показателями сверхпластичности материала понимают: напряжение течения а, показатель скоростной чувствительности напряжения течения т, относительное удлинение (до разрыва) 5 при фиксированной скорости деформации є и температуре Т [72].
В настоящей работе испытания проводились на образцах, изготовляемых по чертежу (рисунок 3), имеющих ширину рабочей части 6 мм, толщину, определяемую толщиной проката, а расстояние между заплечиками, являющееся расчетной длиной L0, в миллиметрах, вычисляют как: где F0 - начальная площадь поперечного сечения рабочей части образца, в мм.
Вычисленную расчетную длину L0 округляют до ближайшего целого числа. Однако эта расчетная длина не должна быть меньше удвоенной ширины образца. Для листа толщиной 1 мм, рабочая часть образца имеет размеры 14 х 6 х 1 мм.
При испытаниях на растяжение со ступенчатым изменением скорости деформирования образец на каждой скорости деформировали на 2 - 3 % после чего скорость деформирования увеличивали в 1,5-2 раза. Для сплава ВТ6 более корректны испытания, со ступенчатым уменьшением скорости деформации. Такие испытания целесообразно использовать для оценки сверхпластичности материалов, в которых структурные изменения (формирование зеренной структуры после обработки давлением и/или рост зерна, например) в начальный период испытания при деформации с малыми скоростями обусловливают сильное деформационное упрочнение или разупрочнение. Испытания таких материалов со ступенчатым увеличением скорости деформации могут давать завышенные значения показателя скоростной чувствительности m при низких скоростях деформации. Основные характеристики, рассчитываемые по данным испытаний со ступенчатым изменением скорости деформации - истинное напряжение течения а, показатель скоростной чувствительности m и скорость деформации є, определяли по формулам: где W — объем рабочей части образца, мм3; V,-. - скорость деформирования, мм/мин; Pj - усилие деформирования, кгс/мм ; Li — текущая длина образца, мм.
При испытании с постоянной скоростью растяжения скорость деформации є, являющаяся одной из главных характеристик сверхпластичности, непрерывно понижается по мере увеличения длины образца в соответствии с выражением (8). Поэтому для анализа пластичности материала и процессов упрочнения - разупрочнения более корректны испытания с постоянной скоростью деформации. В результате испытаний с постоянной скоростью деформации вычисляли действующее напряжение течения а (формула 1) и истинную деформацию:
Затем по зависимости напряжения течения от степени деформации строили зависимость коэффициента деформационного упрочнения п от степени деформации для анализа процессов упрочнения. Коэффициент деформационного упрочнения рассчитывали по формуле:
Математическая обработка данных, полученных в разных видах испытаний, включает вычисление целого ряда параметров, являющихся производными. Такими параметрами являются показатель т, определяемый по результатам испытаний со скачковым (ступенчатым) изменением скорости растяжения. При испытаниях с постоянной скоростью деформации коэффициент деформационного упрочнения п также является производной логарифма напряжения по деформации. Во всех этих случаях использовали описание первичной зависимости сглаживающей сплайн функцией [73], которая сочеталась с дифференцированием.
Для обеспечения равномерной деформации рабочей части образца в процессе испытания перепад температур по длине образца в процессе растяжения не должен превышать 10 С. Этому требованию удовлетворяет разъемная трех секционная печь с раздельно-совместным управлением секциями. Для проведения испытаний в защитной среде аргона использовалась в данной работе неразъемная трубчатая печь с переменным шагом намотки нагревательной проволоки для обеспечения зоны равномерного нагрева длиной « 200 мм. Для предотвращения окисления титановых образцов испытания проводили в среде аргона, нижний конец трубчатой печи вокруг подвижного захвата уплотняли коалиновой ватой, при этом воздух вытеснялся более тяжелым газом через верхнее отверстие.
В данной работе использовалась универсальная испытательная машина 1231-У 10 производства НИКИМП, дополнительно оснащенная компьютерной системой управления - регистрации на базе компьютера IBM PC. Конструкция испытательной машины и программное обеспечение компьютера позволяли проводить испытания с постоянной скоростью деформации в диапазоне 5-Ю"6 - 2-Ю"1 с"1 с точностью поддержания постоянных скоростей деформации + 0,3 - 1%. В диапазоне усилий на образце до 100 кгс нагрузка фиксировалась в памяти компьютера с точностью 0,1%.
Установленный в захватах испытательной машины и помещенный в печь образец нагревали до заданной температуры. Время нагрева должно быть по возможности коротким, но обеспечивающим равномерный нагрев образца. Обычно это время составляло для листовых образцов 15-20 мин.
Температуру листовых образцов измеряли на концах их рабочей части двумя хромель - алюмелевыми термопарами. Отклонения от заданной температуры в любой момент времени в течение всего испытания не превышали ± 5 С.
Влияние хрома на фазовый состав, размеры и распределение дисперсоидов переходных металлов
Структура слитка из сплава АМгбсп, полученного литьем в медную водоохлаждаемую изложницу, представляет собой твердый раствор легирующих компонентов в алюминии с прослойками бета фазы из вырожденной эвтектики. На рисунке 13 (а) приведена литая структура сплава АМгбсп, полученная на сканирующем электронном микроскопе (СЭМ-JSM).
Для получения пересыщенного твердого раствора хрома в алюминии необходимо, чтобы скорость охлаждения была достаточной для предотвращения выпадения первичных кристаллов алюминида. Для определения необходимой скорости охлаждения изучали структуру слитков, отлитых в медную водоохлаждаемую изложницу размерами полости 100x40x20 мм и в стальную с внутренним диаметром 64 мм нагретую до 20, 100 и 300 С.
Средний размер дендритной ячейки d (рисунок 14 (а)), определенный по методу секущих, при литье в медную водоохлаждаемую изложницу составлял 25 ± 0,9 мкм. Это соответствует по формуле [78]: скорости охлаждения V равной 15 К/с. После кристаллизации с такой скоростью охлаждения твердость, определенная по методу Бринелля составляла НВ93 ± 2.
В структуре слитков, отлитых в стальную изложницу, нагретую до 100 и 300 С, наблюдались грубые первичные выделения (рисунок 13 (б) и (в)). Размеры дендритных ячеек в слитках составляли 45 и 50 (рисунок 14 (б)) мкм соответственно. По формуле (11) скорость охлаждения соответствовала 3,5 и 2,5 К/с, а твердость НВ85 ± 2 и НВ82 ± 2 соответственно. Первичные кристаллы, скорее всего, являются алюминидами переходных металлов. Матричный раствор таких слитков после затвердевания получается менее пересыщенным и при дальнейшей гомогенизации из него выделяется меньшее количество дисперсных частиц, а также сильно падает технологичность материала (растрескивание слитков уже при горячей деформации). При изучении структуры периферии и центра слитка из сплава АМгбсп, отлитого в стальную изложницу комнатной температуры, было замечено, что в середине слитка наблюдаются грубые первичные выделения, в то время как в поверхностных слоях их не наблюдалось. Размер дендритной ячейки при появлении первичных кристаллов в данном сплаве составлял примерно 30 мкм, что соответствует скорости охлаждения менее 10 К/с (твердость НВ87 ± 2). При промышленных масштабах литья слитков из сплава АМгбсп можно контролировать появление первичных кристаллов по твердости слитка. Если твердость слитка, определенная по методу Бринелля, не ниже НВ90, то в структуре слитков не должно быть первичных кристаллов.
По результатам анализа структуры сплавов после литья при разных условиях охлаждения был построен график зависимости размера дендритной ячейки от скорости охлаждения для сплава АМгбсп (рисунок 15), вертикальной чертой отмечена скорость охлаждения, ниже которой в структуре выявляются первичные кристаллы. Появление в структуре первичных кристаллов происходит при скорости охлаждения меньше 10 К/с, которая соответствует скорости охлаждения при полунепрерывном литье слитков средних размеров промышленных алюминиевых сплавов [79]. Это говорит о возможности получения пересыщенного твердого раствора без образования первичных кристаллов в сплаве АМгбсп при масштабах промышленного полунепрерывного литья.
Особенностью легирования алюминиевых сплавов ПМ является их относительно небольшая растворимость в твердом растворе, которая резко снижается с понижением температуры [80]. Переходные металлы имеют большую склонность к образованию аномально пересыщенных твердых растворов, даже при достаточно малых скоростях охлаждения во время кристаллизации: 10 10 град/мин, что определяется их диаграммой состояния [80 - 82]. Максимальный эффект пересыщения наблюдается в системах с малым интервалом кристаллизации и характерен для сплавов А1 - Мп и А1 - Сг [83]. Для них характерно также наличие внутрикристаллитной ликвации. Подтверждением этому может служить наличие дендритного рисунка на оксидированном шлифе сплава АМгбсп, снятого в поляризованном свете (рисунок 16).
В результате неравновесной кристаллизации внутри каждой дендритной ячейки алюминиевого твердого раствора возникает градиент концентраций, в первую очередь магния. Поскольку атомный радиус магния значительно больше, чем алюминия, в переферийных областях дендритных ячеек, где этот градиент особенно велик, возникают значительные "концентрационные" напряжения [81], которые приводят к образованию большого количества дислокаций уже в процессе кристаллизации, а также при охлаждении ниже линии солилуса (рисунок 17 (а)). На рисунке 17 (б) видны субграницы (СГ), которые образовались при охлаждении слитка путем выстраивания дислокаций в стенки. Высокая плотность даслокаций, образовавшаяся во время кристаллизации, является стимулом для прохождения рекристаллизации во время охлаждения путем выбрасывания одним зерном в тело другого так называемых "языков" (рисунок 17 (в)).
Дендритная ликвация является причиной ухудшения большинства конечных свойств отливки и деформированного полуфабриката: пластичности, прочности, коррозионной стойкости, а также приводит к увеличению анизотропии свойств [84] и т.д. Для устранения вредных последствий дендритной ликвации слитки деформируемых алюминиевых сплавов подвергают гомогенизации. Основным, но не единственным процессом, происходящим при гомогенизации, является растворение избыточных фаз и устранения внутрикристаллитной химической неоднородности.
