Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Формирование структуры и свойств сплавов системы алюминий—магний при деформационной обработке и оценка стабильности их упрочненного состояния при длительных выдержках 13
1.1. Структура и свойства сплавов АМгб и 01570, подвергнутых отжигу и холодной пластической деформации 14
1.2. Изменение свойств упрочненных холодной деформацией сплавов АМгб и 01570 в процессе вылеживания и последеформационных нагревов 30
1.3. Прогнозирования изменения механических характеристик алюминий-магниевых сплавов, подвергнутых деформационному упрочнению, во время длительного хранения или эксплуатации изделий 37
1.3.1. Разработка методики прогнозирования изменения механических свойств в процессе длительных выдержек упрочненных холодной деформацией сплавов системы алюминий—магний 38
1.3.2. Прогнозирование изменения прочностных характеристик изделий из сплава АМгб при длительном хранении или эксплуатации при комнатной температуре и в неизотермических условиях 63
1.3.3. Прогнозирование возврата предела текучести сплава АМгб в рамках уточнённой теории 70
1.3.4. Прогнозирование изменения предела текучести изделий из сплава 01570, подвергнутого холодной деформации, в процессе длительного хранения при комнатной температуре и в неизотермических условиях 80
Выводы 87
ГЛАВА 2. Влияние термомеханической обработки на структуру и свойства дисперсионно-твердеющих сплавов системы А1—Mg—Li 90
2.1. Влияние температуры пластической деформации на структуру, кинетику старения и упрочнение сплавов 1420 и 1421 94
2.2. Свойства сплавов 1420 и 1421, подвергнутых термомеханической обработке 105
Выводы 116
ГЛАВА 3. Термомеханическое упрочнение литейных алюминиевых сплавов 117
3.1. Структура и свойства литейных алюминиевых сплавов, деформированных в широком интервале температур 118
3.2. Влияние термомеханической обработки на кинетику старения, свойства и характер разрушения высокопрочных литейных алюминиевых сплавов 128
Выводы 144
ГЛАВА 4. Влияние термомеханической и деформационной обработок на формирование структуры и свойств магний-литиевых сплавов 146
4.1. Термомеханическая обработка сплава МА21 с исходной горячештампованной структурой 147
4.1.1. Изменение фазового состава, структуры и свойств сплава МА21 в зависимости от температурно-временных параметров нагрева и выдержки 150
4.1.2. Влияние термомеханической обработки на механические характеристики и стабильность упрочненного состояния сплава МА21 163
4.2. Термическое и термомеханическое упрочнение сплава МА21 с исходной литой структурой 173
4.3. Термомеханическая обработка и стабильность упрочненного состояния сплава системы Mg—Li—Y 184
Выводы 189
ГЛАВА 5. Высокотемпературная термомеханическая обработка литых конструкционных и штамповых сталей 191
5.1. Свойства литых сталей, подвергнутых ВТМО 194
5.2. Влияние ВТМО на особенности разрушения и хрупкость литых сталей 213
Выводы 232
ГЛАВА 6. Реализация результатов экспериментальных исследований в промышленных условиях 233
6.1. ВТМО штамповок из сплава АК6 233
6.2.Термомеханическая обработка конусных тонкостенных литых деталей из алюминиевых сплавов 236
6.3. Способ изготовления изделий из высокопрочных литейных алюминиевых сплавов с использованием НТМО 245
6.4. Высокотемпературная термомеханическая обработка оправок из стали 4Х8В2 249
6.5. Применение ВТМО при изготовлении лопаток для дробемётов 251
Выводы 253
Заключение 254
Литература 258
Приложения 291
- Изменение свойств упрочненных холодной деформацией сплавов АМгб и 01570 в процессе вылеживания и последеформационных нагревов
- Прогнозирование возврата предела текучести сплава АМгб в рамках уточнённой теории
- Свойства сплавов 1420 и 1421, подвергнутых термомеханической обработке
- Влияние термомеханической обработки на кинетику старения, свойства и характер разрушения высокопрочных литейных алюминиевых сплавов
Введение к работе
Актуальность проблемы. Улучшение комплекса свойств металлов и сплавов, обеспечивающих надежность и долговечность работы машин и механизмов, является важнейшей научно-технической задачей. В авиакосмической технике и ракетостроении, для которых снижение собственного веса конструкции летательных аппаратов при высокой удельной прочности и жесткости имеет большое значение, широко применяются легкие и сверхлегкие сплавы на алюминиевой и магниевой основах [1—5 и др.]. С целью повышения прочностных характеристик этих сплавов могут быть использованы деформационная и термомеханическая обработки.
Деформационной упрочняющей обработке, в основном, подвергаются сплавы, практически не склонные к дисперсионному твердению. Для повышения прочностных свойств деформируемых алюминиевых сплавов чаще всего применяется умеренная холодная пластическая деформация (до 20...40%). В процессе длительного хранения (эксплуатации) может происходить снижение прочностных характеристик упрочненных элементов конструкций, что приводит к уменьшению эксплуатационной надежности изделий [6]. Поэтому актуальным является прогнозирование изменения уровня механических свойств упрочненных сплавов в процессе длительных выдержек с учетом изменения их структурного состояния.
Для дисперсионно-твердеющих цветных сплавов на основе алюминия и магния могут быть использованы различные схемы термомеханической обработки. К основным видам такой обработки относят низкотемпературную и высокотемпературную термомеханические обработки (НТМО и ВТМО).
В случае НТМО [7-13 и др.] сплав после закалки подвергается холодной деформации и последующему естественному или искусственному одно- или двухступенчатому старению. При оптимально подобранных режимах деформации и старения можно получить повышенные прочностные характеристики при сохранении достаточно высокой пластичности. Данную схему иногда видоизменяют и холодной деформации подвергают предварительно состаренные сплавы [14, 15]. Пластическая деформация при НТМО может осуществляться и в температурном интервале интенсивного развития процессов старения [16, 17 и др.]. Такая схема обработки часто обеспечивает более высокий уровень прочности, чем НТМО с использованием холодной деформации.
Некоторое увеличение прочностных характеристик при одновременном повышении пластичности и ударной вязкости дисперсионно твердеющих сплавов обеспечивается ВТМО [7, 17-21 и др.], которая предполагает пластическую деформацию при температуре нагрева под закалку или несколько ниже неё и последующее быстрое охлаждение с целью получения не только пересыщенного твердого раствора, но и исключения рекристаллизации деформированной матрицы. Окончательной операцией является старение деформированного сплава.
Из дисперсионно-твердеющих алюминиевых сплавов, подвергнутых ТМО, наиболее подробно изучены сплавы традиционно используемых систем (Al-Mg-Si, Al-Cu-Mg, Al-Cu-Mn, Al-Zn-Mg-Cu). В значительно меньшей степени исследована ТМО (особенно с деформацией при повышенных температурах) сплавов систем Al-Mg-Li, в которых распад пересыщенного твёрдого раствора происходит без образования зон Гинье — Престона [22]. Недостаточно изучена и термомеханическая обработка сверхлегких двухфазных магний-литиевых сплавов, имеющих рекордно малую для конструкционных металлических материалов плотность и высокую удельную прочность.
Подавляющее большинство исследований по термомеханической обработке выполнено на полуфабрикатах и изделиях, которые на стадии металлургического передела подвергались пластической деформации. В то же время в промышленности широкое применение находят литейные алюминиевые сплавы. Представлялось важным выяснить возможность осуществления термомеханической обработки этих сплавов, отличающихся от деформированных особен- ностями легирования, склонностью к дисперсионному твердению и типом выделяющихся фаз.
Проблема повышения прочности является весьма актуальной и для конструкционных и штамповых сталей, имеющих исходную литую структуру. В этом случае также следует ожидать благоприятного влияния ТМО на механические и служебные свойства. Однако этот вопрос практически не изучался.
Целью работы являлось исследование основных закономерностей формирования структуры и свойств при деформационной и термомеханической обработках алюминиевых и магниевых сплавов. Особое внимание уделялось разработке научных основ прогнозирования изменения механических характеристик сплавов, подвергнутых деформационному упрочнению, в процессе длительных выдержек. В задачу работы входило также изучение особенностей упрочнения при ТМО сплавов и сталей с исходной литой структурой. Практическим аспектом работы являлась разработка режимов термомеханической обработки для упрочнения ряда изделий в промышленных условиях.
Работа выполнялась в рамках Постановления СМ СССР № 827 от 18.03.1987 г. «О мерах по улучшению подготовки и планирования ВПК», (приказа по Минвузу, № 248 от 31.03. 1987 г.; Постановления правительства РФ № 145-14 от 22 февраля 2000 г. и Государственного контракта № А-564 от 09.07.1999 г.; программ, выполняемых по единому наряд-заказу и финансируемых из средств государственного бюджета; по хоздоговорам с предприятиями: Государственный ракетный центр «КБ имени академика В.П.Макеева» (г. Ми-асс), ОАО «КУМЗ» (г. Каменск-Уральский), ОАО «КУЛЗ» (г. Каменск-Уральский), ОАО «СТЗ» (г. Каменск-Уральский), а также по договорам о творческом содружестве с предприятиями ОАО «КамАЗ» (г. Набережные Челны), НИАТ (г. Москва), ИМет РАН им. А.А.Байкова (г. Москва).
Научная новизна работы определяется совокупностью результатов теоретических и экспериментальных исследований и состоит в следующем:
1. Разработана методика прогнозирования изменения прочностных свойств сплавов системы алюминий—магний, подвергнутых деформационному упрочнению, в условиях их многолетней выдержки в изотермических и неизо термических условиях.
2. Установлены закономерности формирования механических свойств алюминий-магний-литиевых сплавов при термомеханической обработке. Пока зано, что ВТМО ослабляет интеркристаллитное охрупчивание, проявляющееся при старении этих сплавов.
Впервые показана возможность использования термомеханической обработки для упрочнения литейных алюминиевых сплавов. Определены темпе-ратурно-деформационные параметры такой обработки, позволяющие получить высокий комплекс механических и служебных характеристик сплавов системы Al-Cu-Mn.
Получены новые закономерности влияния высокотемпературной термомеханической обработки на свойства сверхлегких двухфазных магний—литиевых сплавов. Впервые показано, что благоприятное сочетание прочностных характеристик и пластичности этих сплавов, обеспечивает применение комбинированной обработки, сочетающей ТЦО и ВТМО.
Показана целесообразность замены в магний-литиевых сплавах алюминия иттрием, позволяющая получать нерекристализованную структуру при проведении ВТМО.
Установлено, что эффект термомеханического упрочнения магний-литиевых сплавов устойчиво сохраняется в условиях многолетней выдержки при комнатной температуре.
5. Сформулированы основные закономерности влияния ВТМО на струк туру и механические свойства высокоотпущенных конструкционных и штам- повых сталей с исходной литой структурой. Показано, что использование такой обработки эффективно ослабляет многие виды интеркристаллитной хрупкости литых сталей.
На защиту выносятся следующие основные положения, определяющие научное значение работы и её новизну.
Результаты исследования изменения структуры и свойств деформированных алюминиевых сплавов системы Al—Mg в процессе длительных выдержек при комнатной и повышенных температурах и создание на основе полученных данных, с учетом дислокационной модели возврата, методики прогнозирования уровня механических характеристик этих сплавов при многолетнем хранении или эксплуатации в изотермических и неизотермических условиях.
Закономерности термомеханического упрочнения стареющих сплавов систем Al-Mg-Li и Al-Mg-Li-Sc.
Особенности формирования структуры и свойств при термомеханической обработке литейных алюминиевых сплавов.
Результаты исследования влияния ВТМО на структуру, свойства и стабильность упрочненного состояния сверхлегких двухфазных магниево-литиевых сплавов.
Закономерности влияния ВТМО на свойства и различные виды хрупкости литых конструкционных и штамповых сталей.
6. Результаты промышленного опробования и внедрения ТМО. Научное направление работы: деформационное и термомеханическое воздействие на структуру, свойства и термическую стабильность упрочненного состояния алюминиевых и магниевых сплавов и сталей с различной исходной структурой.
Достоверность результатов и выводов обеспечивается использованием современных методов структурного анализа и исследования физико-механических свойств, сравнением с литературными данными теоретических и экспериментальных исследований, практическим использованием и авторскими свидетельствами на изобретения способов обработки исследованных материалов.
Практическая ценность работы. Выявленные закономерности позволяют целенаправленно подходить к выбору объектов и режимов термомеханического и деформационного упрочнения.
На основании разработанной методики, проведенных экспериментов и статистического материала в работе даны практические рекомендации и осуществлено прогнозирование свойств упрочненных холодной деформацией алюминиевых сплавов, применяемых для изделий специальной техники разработки Государственного ракетного центра «КБ имени академика В.П.Макеева». Для алюминий-литиевых и магний-литиевых сплавов, используемых в изделиях этого предприятия, даны практические рекомендации по осуществлению термической и термомеханической обработок, приводящие к улучшению качества продукции, а способ обработки магниевых сплавов (А.С. №945226) внедрен в производство. На Каменск-Уральском литейном заводе разработаны и внедрены технологические процессы, включающие ТМО, обеспечивающие улучшение комплекса свойств изделий из литейных алюминиевых сплавов. Разработки защищены авторскими свидетельствами. На ОАО «КУМЗ» опробованы режимы ВТМО для штамповок из алюминиевого сплава. Результаты исследования использованы на кузнечном заводе объединения «КамАЗ» для улучшения качества и долговечности литых деталей дробемётов фирмы «Berger». Общий годовой экономический эффект от внедрения работ составил 954,23 тыс. руб. (в ценах 1985 г.). Экономический эффект от внедрения методики прогнозирования изменения прочностных характеристик при длительном хранении изделий из сплава АМгб составляет 950,00 тыс. руб. (в ценах 2000 г.).
Апробация работы. Основные результаты диссертации были доложены и обсуждены на следующих семинарах и конференциях: научно-технический семинар «Формирование структуры сталей и сплавов при деформации и термообработке» (Челябинск, 1972 г.); научно-практическая конференция «Экономия черных металлов и пути повышения эффективности их использования в народном хозяйстве» (Челябинск, 1975); Вторая Башкирская областная конференция «Современные проблемы металловедения и термообработки» (Уфа, 1975); научно-техническая конференция, посвященная 50-летию Сибирского металлургического института им. С. Орджоникидзе (Новокузнецк, 1979); научно-технический семинар «Легирование и свойства конструкционных сталей» (Киев, 1984); Всесоюзная научно-техническая конференция «Интеркристаллитная хрупкость сталей и сплавов» (Ижевск, 1984); V, VI Республиканская научно-техническая конференция «Демпфирующие металлические материалы» (Киров, 1988, 1991); II Всесоюзное совещание по исследованию, разработке и применению магниевых сплавов в народном хозяйстве (Москва, 1988); научно-технический семинар «Пластичность и деформируемость при обработке металлов давлением» (Челябинск, 1989); Всесоюзная конференция литейщиков «Проблемы повышения качества литейных сплавов» (Ростов-на-Дону, 1990); Межреспубликанская научно-техническая конференция «Прогрессивные методы получения конструкционных материалов и покрытий, повышающих долговечность деталей машин» (Волгоград. 1991); Всесоюзная конференция «Металловедение сплавов алюминия с литием» (Москва, 1991); Второй Международный семинар «Нелинейные и разрывные задачи управления и оптимизации» (Челябинск, 1993); VII Российская научно—техническая конференция «Демпфирующие материалы» (Киров, 1994); XIV Уральская школа металловедов-термистов «Фундаментальные проблемы физического металловедения перспективных материалов» Ижевск, 1998); XX Российская школа по проблемам проектирования неоднородных конструкций (Миасс, 2000); XXI Российская школа по проблемам науки и технологии (Миасс, 2001); XVI Уральская школа металловедов-термистов «Проблемы физического металловедения перспективных материалов» (Уфа, 2002); Международная научно-практическая конференция «Современные проблемы атомной науки и техники» (Снежинск, 2003); ежегодные научно-технические конференции (Челябинский политехнический институт, 1986-1990; Челябинский государственный технический университет, 1996; Южно-Уральский государственный университет, Челябинск, 1998—2002).
Публикации. По теме диссертации опубликовано 56 работ и получено 10 авторских свидетельств на изобретения.
Структура и объём диссертации. Диссертация состоит из введения, шести глав, заключения и приложений. Содержит 320 страниц машинописного текста, включая 47 таблиц, 96 иллюстраций и приложения. В списке литературы приведено 301 наименование работ отечественных и зарубежных авторов.
Изменение свойств упрочненных холодной деформацией сплавов АМгб и 01570 в процессе вылеживания и последеформационных нагревов
Снижение электрического сопротивления нагартованного сплава АМгб в условиях, когда распад Р-фазы отсутствует, могут вызвать два процесса: уменьшение концентрации точечных дефектов и уменьшение плотности дислокаций.
Релаксация избыточных вакансий в металлах по данным [42] происходит обычно за время где 2R — среднее расстояние между стоками вакансий, Dv — коэффициент диффузии вакансий, а — коэффициент пропорциональности. В нашем случае существуют стоки двух видов: границы зерна и краевые дислокации.
В первом случае R — радиус зерна, а а = \/п2 [43]. Коэффициент диффузии вакансий отличается от коэффициента диффузии атомов отсутствием множителя e VylRT, где Uy — энергия образования вакансий. По данным [44] энергия активации образования и миграции вакансий примерно равны 0,66 и 0,65 эВ соответственно. Поэтому для оценок времени мы использовали выражение для коэффициента самодиффузии [45], но уменьшили в 2 раза энергию активации существенно меньше, чем для стока вакансий на границы зерна. Возможно, при оценке т[ не было учтено взаимодействие атомов магния и вакансий. Это может привести к увеличению миграции и возрастанию т на 1—2 порядка.
Подчеркнем, что в системе, где присутствуют сжимающие и растягивающие напряжения, создаваемые дислокациями, концентрация вакансий не может опуститься до истинно равновесного значения. Она снижается до уровня, определяемого растягивающим напряжением И далее будет меняться пропорционально уменьшению этого напряжения. Поэтому изменение концентрации вакансий должно происходить в два этапа: 1) этап быстрого снижения концентрации вакансий до квазиравновесного значения; 2) этап медленного снижения концентрации вакансий, происходящее одновременно с уменьшением плотности дислокаций. Длительность первого этапа по упрощенной оценке составляет 0,13—13 ч. Остальное время процесса соответствует второму этапу.
В связи с тем, что эффект электросопротивления обусловлен не только вакансиями, но и дислокациями, в работе дополнительно изучали уширение дифракционной линии (422ка) в ходе выдержки при температуре 100С.
Как известно, холодная пластическая деформация сопровождается увеличением плотности дислокаций [46-48 и др.]. Дислокации создают в кристалле микроискажения, вследствие чего возникает уширение дифракционных линий [49, 50]. Поэтому, если в процессе возврата меняется плотность дислокаций, то в ходе выдержки будет меняться и ширина дифракционной линии.
На рис.І.ІО.отчетливо видно уменьшение ширины дифракционной линии, которая в отсутствии концентрационных изменений однозначно связано с уменьшением плотности дислокаций [51]. При этом детальные расчеты показали, что плотность дислокаций можно выразить через физическое уширение дифракционной линии р [52] где b — модуль вектора Бюргерса, 0 — угол дифракции, р — выражено в радианах, результаты расчета плотности дислокаций по этому уравнению приведены нарис. 1.12.
Таким образом возврат в сплаве АМгб сопровождается сильным снижением плотности дислокаций. Хотя приведенные на рис. 1.12 данные относятся к 100С, но эффект уменьшения ширины дифракционной линии проявляется и при более низких температурах. Вследствие снижения плотности дислокаций происходит уменьшение пределов текучести и прочности и возрастание пластичности. При этом отметим, что концентрация вакансий, если ее сравнивать с концентрацией примесных атомов, всегда мала. Она оказывается равной 10 ат. долей, даже если резкое охлаждение проводить от температур чуть ниже Тпл. Поэтому непосредственным влиянием вакансий на основные механические характеристики ( JB, сгт и 5) можно пренебречь. То есть основным процессом, ответственным за возврат механических свойств является уменьшение плотности дислокаций. Механические характеристики сплавов АМгб и 01570, упрочненных холодной деформацией со степенью 35%, и подвергнутых 100-часовому нагреву при 100С, сопоставлялись с механическими свойствами образцов, вырезанных из нагартованных со степенью 35% полуфабрикатов (близкого химического состава к исследованным сплавам) после 10-летнего вылеживания. Как видно из табл. 1.5, сплав 01570 сохраняет более высокий уровень прочностных свойств как при комнатной температуре в процессе длительного вылеживания (10 лет), так и при повышенных температурах (100С — 100ч). Важно отметить, что свойства упрочненных сплавов после 10- летнего вылеживания близки к свойствам сплавов, подвергнутым холодной деформации с той же степенью обжатия и нагретым при 100С в течение 100 ч. Дополнительно было проведено исследование термической стабильности в процессе длительных выдержек при комнатной температуре и промышленных полуфабрикатов сплавов АМгб и 01570, подвергнутых деформационному упрочнению (рис. 1.13). Можно видеть, что выдержка продолжительностью 10 лет приводит к понижению прочностных характеристик исследованных сплавов, причем сплав АМгб разупрочняется с большей скоростью. Понижение прочности сплавов во время выдержки сопровождается некоторым ростом пластичности. Отметим, что пластичность сплава 01570 при длительных выдержках несколько превышает пластичность сплава АМгб, несмотря на меньшее разупрочнение.
Данные, приведенные в этом разделе, были использованы для моделирования процессов разупрочнения, происходящих при длительных выдержках алюминий-магниевых сплавов, подвергнутых деформационному упрочнению, и в дальнейшем, совместно с другими экспериментальными данными, для разработки методики прогнозирования изменения механических свойств сплавов АМгб и 01570 в процессе длительного хранения или эксплуатации изделий.
Прогнозирование возврата предела текучести сплава АМгб в рамках уточнённой теории
Необходимо отметить ещё один дислокационный процесс, который мог бы объяснить наблюдающуюся зависимость V от a — образование ячеистой структуры. Когда на второй стадии деформации ГЦК металлов проявляется вторичное скольжение, оно создаёт барьеры для скольжения по основной системе. В итоге возникают плоские полосы скольжения в первичной системе толщиной до 0,6 мкм. Дислокации в плоскостях вторичного скольжения, пересекая промежуток между полосами, вступают в реакции с дислокациями полос, вследствие чего первичные полосы, заполняясь дислокациями, трансформируются в границы ячеек. Дальнейшее «уплотнение» превращает их в плоские субграницы с постепенно нарастающим разворотом, а ячейки — в свободные от дислокаций фрагменты. Размеры фрагментов /,- элементов сетки субграниц уменьшаются с ростом напряжения как . По завершении деформирования в металлах сохраняется устойчивая дислокационная сетка. Возврат [78] может быть обусловлен либо выходом дислокаций из сетки, либо переползанием дислокаций внутри сетки, что в обоих случаях ведёт к уменьшению плотности дислокаций в границах и постепенному возрастанию размеров сетки и диаметра фрагментов. Однако в первом случае активационный объём должен быть 1 , порядка — /j b. так как для начала работы источника Франка — Рида элемент сетки должен прогнуться на расстояние —. Во втором случае (переползание) активационный объём b 1\. Однако, по крайней мере для ГЦК кристаллов, узлы, в которых встречаются три некомпланарные дислокации, не могут перемещаться путём скольжения этих дислокаций. Движение узла будет порождать вакансии. Мы формально получим примерно такое же выражение для скорости движения, что и (1.27). Движение элементов сетки будет приводить к случайным аннигиляциям элементов сетки, постепенному укрупнению сетки и увеличению размеров фрагментов.
С целью выяснения характера тонкой структуры и ее изменения при возврате были проведены электронномикроскопические исследования (рис. 1.17...1.19). Наблюдаемую структуру по внешнему виду можно назвать «полос- чатой» или «ленточной», состоящей из чередующихся протяженных участков. Процесс образования полосчатой структуры можно представить следующим образом. При обработке давлением в решетке сплава проходила пластическая деформация. Для каждого зерна в силу высокой вероятности несимметричной ориентации относительно поля касательных напряжений существовала одна исходная система параллельных плоскостей скольжения. В каждый плоскости работает свой источник дислокаций Франка — Рида, испускающий плоские петли дислокаций, которые теоретически должны дойти до границы зерна. Однако по пути движения они взаимодействуют с дислокациями исходной дислокационной сетки вследствие чего по плоскостям скольжения возникают и остаются малые дислокационные петли и «жгуты» дислокационных диполей, обусловленных двойным поперечным скольжением дислокаций [42, 79 и др.]. Фактически вместо плоскости мы имеем полосу скольжения, внутри которой накапливаются дислокации. Чем выше степень деформации, тем больше плотность дислокаций в полосах скольжения. В дальнейшем между соседними полосами формируются ячейки (или фрагменты). Дело в том, что по мере развития деформации становится возможным скольжение дислокаций по пересекающим исходные плоскостям скольжения. Есть, по-видимому, и другая причина такого скольжения — это необходимость сохранения сплошности по границам зерна. Так как при переходе через границу резко изменяется ориентировка плоскостей скольжения, то для компенсации сдвига по одной плоскости в одном зерне в Другом должны работать по крайней мере две системы. Дислокации новых систем, пересекая промежуток между полосами вступают во взаимодействие с дислокациями первичных полос. Часть новых дислокаций пересекает первичные, оставляя ступеньки и диполи, другая часть после пересечения продолжает скольжение в следующих полосах. В новых наклонных полосах идет тот же самый процесс. Увеличение плотности дислокаций по границам полос приводит к увеличению угла разориентировки соседних участков кристалла относительно полосы, так что она превращается в малоугловую границу. И чем больше угол разориентировки, тем граница становится менее проницаемой для дислокаций в наклонной системе. В итоге кристалл как бы разделяется на ячейки, то есть формируется ячеистая структура. Однако, судя по (рис. 1.11а) процесс образование ячеистой структуры не завершен. На этой стадии скольжения напряжение деформации лимитируется либо процессом пересечения дислокаций вторичной системы с границами ячейки, либо процессом вырывания дислокаций из образовавшейся субграницы [42, 79].
Аналогичную структуру мы наблюдали в сплаве и после 12 лет выдержки (см. рис. 1.19,а,в). Различие тонкой структуры свежедеформированного и после 12-летней выдержки образцов заключается в уменьшении угла разориентировки между соседними субзернами вдоль полосы, фиксируемого при наклоне для темнопольног изображения. А на светлопольных снимках заметно ослабляется контраст между соседними субзернами, обусловленный неодновременным выходом дислокаций в неотражающее положение. Еще более сильное изменение контраста для этих участков наблюдается после выдержки деформированных образцов при 100С в течение 100 ч (см. рис. 1.18а). Видимо, дислокации уходят и из границы, и из объема ячеек, вследствие чего разориентировка по длине полосы уменьшается. Полученные данные свидетельствуют о том, что после 100 ч выдержки при 100С плотность дислокаций в субзернах (ячейках) уменьшается. Электронная микроскопия в целом подтверждает данные рентге-ноструктурного анализа об уменьшении плотности дислокаций, хотя нам не удалось однозначно установить механизм выхода дислокаций из границы ячеек с последующей их аннигиляцией. Однако наличие ячеистой структуры подтверждает возможность сделанных ранее предположений о том, что главными процессами возврата, т.е. уменьшения предела текучести при выдержке, являются процессы выхода дислокаций из сетки на границы ячеек или из объема и их движение навстречу аналогичным дислокациям противоположного знака с последующей аннигиляцией. Аналогичный вывод был сделан и при анализе изменения активационного объема в зависимости от уровня предела текучести.
Свойства сплавов 1420 и 1421, подвергнутых термомеханической обработке
Особенности формирования структуры и свойств ряда алюминиевых сплавов при термомеханической обработке достаточно подробно изучены в цикле работ [100-106]. при непосредственном участии автора диссертации. Исследовались промышленные алюминиевые сплавы Д1 и Діб системы А1—Си— Mg и сплав АК6 системы Al—Mg—Si—Си средней прочности и высокопрочный сплав В95 системы А1—Zn—Mg—Си.
Установлено, что характер ВЛИЯНИЯ термомеханической обработки на свойства исследованных дисперсионно твердеющих сплавов зависит как от её темпєратурно-деформационного режима, так и от специфики легирования сплавов. Низкотемпературная термомеханическая обработка наиболее значительно упрочняет сплавы средней прочности (Д1, Діб, АК6) и в меньшей мере высокопрочный сплав (В95), причем наибольший эффект упрочнения достигается в случае деформации при температурах, близких к температурам оптимального старения. Так, если после прокатки в интервале Ю0...150С с обжатиями 15...30% и последующего оптимального старения пределы текучести и прочности сплавов Д1, Діб и АК6 возросли на 40...75% и 20...25% соответственно, то аналогичные характеристики сплава В95 увеличились лишь на 5... 10%. Низкотемпературная термомеханическая обработка снижает пластичность, ударную вязкость и сопротивление хрупкому разрушению исследованных алюминиевых сплавов, причем это влияние проявляется в меньшей степени при осущестьлении деформации в районе температур оптимального старения.
Высокотемпературная термомеханическая обработка с деформацией прокаткой на 25...30% при температуре гомогенизации или несколько ниже её, хо тя и значительно слабее, чем НТМО, но вполне ощутимо (на 7... 15%) повышает прочностные свойства алюминиевых сплавов средней прочности и не оказывает заметного влияния на упрочнение высокопрочного сплава (В95).
Пластическая деформация оказывает существенное интенсифицирующее влияние на процессы старения алюминиевых сплавов. Как правило, значительно ускоряет распад твердого раствора при старении предварительная деформация, проводимая при температурах дисперсионного твердения. Для исследованных алюминиевых сплавов интенсифицирующее влияние горячей деформации на распад проявляется лишь при сравнительно длительном старении, а на ранних стадиях выявляется противоположный эффект. Несмотря на изменения в кинетике процессов выделения для большинства исследованных дисперсион-но-твердеющих алюминиевых сплавов оптимальный температурно-временной режим старения при ТМО не претерпевает изменений по сравнению со стандартной обработкой.
В настоящей главе рассмотрено влияние термомеханической обработки на структуру и свойства алюминий—магний—литиевых сплавов 1420 и 1421, имеющих уникальное сочетание высокого модуля упругости и низкой плотности [2,107 и др.]. Чтобы иметь возможность сравнения эффекта упрочнения после различных режимов ТМО, при её осуществлении в широких пределах варьировалась температура пластической деформации. Отметим некоторые особенности распада пересыщенных твердых растворов сплавов системы А1—Mg—Li. В этих сплавах основным упрочнителем при старении является метастабильная фаза 5 (AL3L1), рефлексы которой обна-ружеы на электронограммах после закалки сплавов в воде [108-111 и др.]. Эта фаза представляет собой сверхструктуру типа Cu3Au на базе ГЦК-решетки твердого раствора. Она выделяется гомогенно в виде сферических частиц, эффективно упрочняющих сплав. Вследствие того, что несоответствие параметра 5-фазы и матрицы невелико [22, 112, 119 и др.] и когерентные напряжения в сплаве малы, упрочнение достигается за счет образования антифазных границ при пересечении частиц 8 -фазы дислокациями. Стабильная фаза 8 (AlLi) образуется в первую очередь на границах зерен, при этом формируется околограничная зона, свободная от выделений фазы 8 . Наряду с фазой 5 при распаде твердого раствора в сплавах системы А1— Mg—Li наблюдается выделение частиц двух других типов: тонких пластинчатых выделений на границах зерен и, по мере развития старения, компактных частиц, образующихся на границах зерен и на межфазных границах нераство-ренных частиц [22]. Согласно диаграмме состояния [113-115]. этими частицами может быть S-фаза (A MgLi). Образование и рост частиц этой фазы приводит к обеднению прилегающих участков матрицы магнием и литием и растворением метастабильной фазы 8. По данным работ [116-118] распад пересыщенного твердого раствора сплавов системы А1—Mg—Li происходит по следующей схеме: Сплав 1420 являлся промышленным сплавом системы А1—Li—Mg и изучен достаточно подробно [2, 3, 107-109, 120-143]. С.1985 года в серийном производстве находится алюминий—магний—литиевый сплав 1421, отличающийся от сплава 1420 наличием добавки скандия [2]. Этот сплав характеризуется повышенной прочностью, особенно пределом текучести, высоким сопротивлением повторным нагрузкам и лучшей свариваемостью, чем сплав 1420 [133, 144-148]. Как отмечается в работах [28, 149-152 и др.], скандий — это единственный переходный элемент, пересыщенный раствор которого в алюминии распадается с образованием стабильной фазы A Sc, изоморфной матрице и упорядоченной по типу Cu3Au. Как известно [28, 29, 31 и др.], в сплав 1421 скандий вводится совместно с цирконием, который значительно растворяется в фазе Al3Sc. Образующаяся при этом фаза Al3(Sc xZrx) представляет собой твердый раствор замещения на основе фазы Al3Sc, где скандий замещается в количестве до 50% близким к нему по природе Zr. Тип решетки при этом сохраняется, а параметр решетки изменяется незначительно. Отметим, что согласно диаграммам равновесного состояния [153-156], частицы фазы Al3Sc могут образовываться в трёх случаях: — при первичной кристаллизации при снижении температуры алюминиевого расплава ниже ликвидуса (для заэвтектических сплавов); — при эвтектической кристаллизации расплава; — при распаде пересыщенного твердого раствора скандия в алюминии (при температурах ниже сольвуса). Независимо от происхождения все частицы фазы Al3Sc имеют кристаллическую решетку типа Ll2 с постоянной а=0,410 нм, т.е. практически полностью соответствующую кристаллической решетке алюминия (а=0,405 нм). Благодаря этой особенности первичные частицы фазы Al3Sc, выделяющиеся при охлаждении ниже температуры линии ликвидуса, являются самыми эффективными (из известных к настоящему времени) модификаторами литой зеренной структуры алюминиевых сплавов [28, 157, 158]. Вторичные частицы фазы Al3Sc, выделяющиеся при охлаждении стареющих сплавов ниже температуры, соответствующей линии сольвуса, являются эффективными упрочнителями и антирекри-сталлизаторами [163-165]. В зависимости от количества растворенного в фазе Al3(Sci_xZrx) циркония изменяются свойства этой фазы, в частности, термическая стабильность частиц Al3(Sci_xZrx) и их склонность к коагуляции при высокотемпературных нагревах. Механизм упрочнения сплава при распаде пересыщенного твердого раствора обусловлен выделением дисперсных частиц сложной фазы Al3(Sci_xZrx), которые обеспечивают сохранение субзеренной структуры полуфабрикатов и способствуют более полному выделению основных упрочняющих фаз [166, 167].
Влияние термомеханической обработки на кинетику старения, свойства и характер разрушения высокопрочных литейных алюминиевых сплавов
Свойства сплавов 1420 и 1421 изучали после искусственного старения при температурах 150 и 170С с выдержками до 24 и 12 ч соответственно [171, 172]. Из табл. 2.2 и 2.3 можно видеть, что изменение пределов текучести и прочности аналогично изменению твердости. Старение закаленных и деформированных при всех исследованных температурах образцов сплава 1420 при 150С сопровождается повышением прочностных характеристик вплоть до 24 часов выдержки. Для закаленного сплава 1421 максимум упрочнения при 150С соответствует 16...24-часовой выдержке. Холодная и теплая деформации этого сплава, ускоряя процессы распада пересыщенного твердого раствора, смещают максимум прочностных характеристик в сторону меньшей продолжительности выдержки (к 12 ч). Повышение температуры старения до 170С и увеличение длительности выдержки до 24 ч не приводит к понижению значений пределов прочности и текучести закаленного сплава 1420. Для деформированных образцов максимальные значения прочностных характеристик достигаются при длительности выдержки 12 ч.
Обращает на себя внимание также относительно небольшое изменение свойств сплавов, подвергнутых НТМО, с увеличением продолжительности старения в пределах исследованных выдержек. Это в некоторой мере обусловлено высокой исходной прочностью, но главная причина заключается, видимо, в том, что интенсивное развитие процессов старения и роста прочностных свойств наблюдается в ходе обработки и на начальных стадиях выдержки. Правильность такого заключения подтверждается данными, полученными в работе [175] для высокопрочного сплава В95.
Учитывая температурные режимы, используемые в производственных условиях, проведём сравнение изучаемых вариантов обработок после 12-часовой выдержки при 170С. Наибольшее повышение прочностных свойств как сплава 1420, так и 1421 обеспечивает прокатка при 150С с обжатием 30%. После такой обработки значения пределов текучести и прочности сплава 1420 повышаются на 35...50 МПа (8...12%) и 13...35 МПа (2...7%) соответственно. Пределы текучести и прочности сплава 1421 возрастают на 60...66 МПа (13.5...15%) и 54...57 МПа (9...11%) соответственно (табл. 2.2 и 2.3). Упрочнение сплавов при НТМО сопровождается снижением относительного удлинения (5) на 33 и 26% (сплав 1420); 49 и 42% (сплав 1421), а также уменьшением KCV на 31...44% (холодная деформация) и 13...22% (деформация при 150С). Важно отметить, что при использовании деформации при 150С формируется более благоприятное соотношение между прочностными характеристиками, пластичностью и ударной вязкостью, чем при холодном наклепе. Следует подчеркнуть, что упрочнение сплава 1421 при НТМО больше, чем сплава 1420.
ВТМО, хотя и значительно слабее, чем НТМО, но вполне ощутимо повышает прочностные свойства сплавов 1420 и 1421: по сравнению с недефор-мированным состоянием пределы текучести и прочности возрастают на 15...20 МПа, т.е. на 2,5...4,5%. Одновременно после такой обработки увеличивается пластичность на 6...23% и ударная вязкость на 14...28%. Чтобы проанализировать благоприятное влияние ВТМО на пластичность и ударную вязкость, необходимо знать особенности разрушения исследованных материалов в условиях статического и динамического нагружения. Характер разрушения состаренных образцов на алюминиевой основе зависит от многих факторов: типа, количества, степени дисперсности и особенностей распределения образующихся фаз, от загрязненности примесями и неметаллическими включениями, особенностей процессов скольжения и т.д. [176-180]. Исследование поверхности разрушения ударных образцов сплавов 1420 и 1421 показало, что развитие трещин происходит как по телу, так и по границам зерен. Соответственно, изломы состояли из участков транс- и интеркристаллитного разрушения, причем последние, как правило, связаны с вторичными трещинами. ВТМО не изменила характера разрушения образцов исследованных сплавов при динамическом нагружении, однако существенно уменьшила количество ярко выраженных зернограничных фасеток (рис. 2.8). Эти данные позволяют предполагать, что повышение ударной вязкости и, по-видимому, пластичности сплавов системы Al—Mg—Li следует связывать с затруднением интеркристаллитного разрушения после ВТМО. Аналогичное влияние ВТМО наблюдали на многих дисперсионнотвер-деющих сталях и. сплавах, претерпевающих после старения интеркристаллит-ное охрупчивание [6, 181]. Оно может быть обусловлено несколькими причинами. Торможению развития интеркристаллитных трещин способствует зубчатость на границах зерен, формирующаяся в процессе горячей деформации. Микротрещина, возникшая в пределах одного элемента зубчатости, оказывается отделенной от соседней микротрещины и их слияние в общую трещину сопровождается пластической деформацией приграничных объемов. Как известно [182, 183], высокая склонность к интеркристаллитному разрушению может быть связана с образованием по границам зерен крупных интерметаллидных выделений второй фазы. Наблюдающееся после ВТМО измельчение зернограничных частиц упрочняющих фаз за счет их выделения в приграничных областях и на элементах субструктуры способствует уменьшению числа потенциальных мест для зарождения интеркристаллитных трещин. Следует подчеркнуть, что интенсификация процессов выделения в приграничных объемах уменьшает ширину зоны, свободной от выделений или практически устраняет её, что также должно способствовать затруднению интеркристаллитного разрушения [184]. Кроме того, следует учитывать возможность снижения после такой обработки зернограничной концентрации примесей, ослабляющих межзеренную связь.
