автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Исследование формирования ультрамелкозернистой структуры сплавов на базе систем алюминий-медь-марганец и алюминий-магний-медь-марганец и особенности сверхпластической деформации алюминиевых сплавов с исходной рекристаллизованной и нерекристаллизованной структуры

/ МОСКОВСКИЙ ОРДЕНА ОКТЯБРЬСКОЙ РЕВОЛЮЦИИ И ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ ИНСТИТУТ СТАЛИ И СПЛАВОВ

На правах рукописи

ПАВЛОВ Вадим Иванович

УДК: 669.715:621.789.011:539.214

ИССЛЕДОВАНИЕ ФОРМИРОВАНИЯ УЛЬТРАМЕЛКОЗЕРНИСТОЙ СТРУКТУРЫ СПЛАВОВ НА БАЗЕ СИСТЕМ АЛЮМИНИЙ-МЕДЬ—МАРГАНЕЦ И АЛЮМИНИЙ-МАГНИЙ—МЕДЬ—МАРГАНЕЦ И ОСОБЕННОСТЕЙ СВЕРХПЛА^ТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ИСХОДНОЙ РЕКРИСТАЛЛИЗОВАННОЙ И НЕРЕКРИСТАЛЛИЗОВАННОЙ СТРУКТУРОЙ

Специальность — 05.16.01 «Металловедение и термическая обработка металлов»

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва 1992

Диссертационная работа выполнена в Московском ордена Октябрьской Революции и ордена Трудового Красного Знамени института стали и сплавов на кафедре металловедения цветных металлов и в проблемной лаборатории деформации сверхпластичных материалов.

Научные руководители:

доктор технических наук, профессор НОВИКОВ И. И., кандидат технических наук, с. н. с. ЛЕВЧЕНКО В. С.

Официальные оппоненты: доктор технических наук ЗАХАРОВ В. В., кандидат технических наук ЕЛИСЕЕВ А. А.

Ведущее предприятие — указано в решение Ученого совета.

Защита диссертации состоится 29 мая 1992 г. в часов на заседании специализированного совета K053.08.03 при Московском институте стали и сплавов по адресу: 117936, Москва, ГСП-1, Ленинский проспект, дом 4, ауд. 436.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Московского института стали и сплавов.

Справки по телефону: 237-84-45

Автореферат разослан «2.5 » 04 1992 г.

Ученый секретарь Совета кандидат технических наук

Б. А. САМАРИН

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы. Задача разработки и внедрения новых малооперационных ресурсосберегающих технологий, позволяющих получать сложные изделия, остается по-прежнему актуальной. К таким технологиям относится'сверхпластическая формовка сСПФэ, позволяющая., получать детали и конструкции сложной формы, ' в частности многослойные панели, в производстве кс?торых основную роль играют показатели сверхпластичности сеГР материала и его способность деформироваться в условиях сложного деформи-. рованного состояния. Для реализации этого способа в производстве изделий авиационной и ракетной техники необходимо иметь листовые полуфабрикаты из алюминиевых сплавов с высокими показателями сверхпластичности и достаточной конструкционной прочностью, коррозионной стойкостью и свариваемостью.

Все применяемые в настоящее время в промышленности алюминиевые сверхпластичные сплавы обладают определенными не- . достатками. Сюда относятся либо особая технология получения листа, требующая специального .оборудования ссплавы типа ••Яирга1"з, либо низкая технологичность при прокатке С.142СР, невысокие прочностные характеристики £АМг61, АЦ5К5Э или высокая стоимость С1570, 19705.. В связи с этим стоит задача разработки сплавов, которые не сильно бы отличались по составу от стандартных и сочетали бы высокие показатели сверхпластичности с вцеоким уровнем служебных характеристик., а технология получения листа была бы минимально трудоемкой.

Цель работы : Разработка технологиии производства, сверх -Г| частичных листов из сплавов на базе систем /ч-си-мп и

А1-Мд-Си-Мп и сравнительный анализ реологического поведения алюминиевых сплавов с исходной рекристаллизованной и не рекристаллизованной структурой, предназначенных для сверхпластической формовки.

Для достижения поставленной цели работы решались следующие задачи:

1.Исследование влияния содержания марганца и циркония на формирование структуры и показатели сверхпластичности сплавов

СИСТеМЫ А1-Си.

2.Исследование формирования структуры и показателей сверх-

"ПЛаСТИЧНОСТИ СПЛаВа СИСТеМЫ А1-Мд-Си-Мп.

3-Исследование особенностей сверхпластической деформации сплавов систем А1-си-мп и м-мд-си-Мп.

4 .Определите реологических характеристик алюминиевых сплавов с исходной рекристаллизованной и нерекристаллизованной структурой в связи с изменениями структуры при сверхпластической деформации-

5.Исследование роли реологических параметров алюминиевых сплавов при получение многослойных конструкций методом. ■ сверхпластической формовки. Научная новизна.

Методами световой и электронной микроскопии обнаружено, что основными механизмами сверхпластической деформации ССГ1ДЭ сплавов А1-7%Си-0. 0%Мп-0. ЙВ%гг-0. 15ХТ1 -О. и А1-4.в% |-к)-о. е^си-о. а^Мп-о. оз^сг -о. 1%Т1 являются диффузионная ползу-че"ть ¿ДТР .и внутризеренное дислокационное скольжение свДСэ, сопровождаемые'" зарождением новых зерен и формированием

поперечных границ, способствующих сохранению равноосности зеренной структуры. Необычно слабое развитие зерногранич--ного скольжения в исследованных материалах связано с присутствием большого количества дисперсоидов на границах зерен, а активное развитие диффузионной ползучести - с высокой гомологической температурой с 0.98 Тплэ.

Достижение высоких удлинений при СПД сплава 1570' с" исходной нерекристаллизованной структурой в условиях одноосного растяжения связано с определенным сочетанием разупро- ' чнения при динамической рекристаллизации и упрочнения из-за роста зерна, что приводит к отрицательной кривизне графика зависимости напряжения течения от степени деформации.

По данным механических испытаний и количественной металлографии, рост зерна, стимулированный деформацией, оказывает существенное влияние на- напряжение течения сплавов систем А1-си-мп и А1-Мд-си-мг. и сплава АЦ5К5 с исходной ¿екристаллизованной структурой только при высоких температурах и низких скоростях деформации. Увеличение скорости роста зерна с повышением скорости деформации приводит к сущест-

1

венному расширению области устойчивого течения данных сплавов.

В отличие от сплавов с исходной нерекристаллизованной структурой, разупрочнение сплавов с исходной рекристаллизо-ванной структурой говорит о скором разрушении материала.

Практическая полезность. Выбран состав-и разработана технология получения сверхпластмчных листрв из сплавов /а-7%си-

О.в^Мп О. 23^2г-0. 15#Т1-0. и А1-4. 8%Мд-0. 6%С11-0. а?Мп-0. 05%

сг-о.1^11. Сплавы имеют перед началом СПД рекристаллизованную

структуру с размером зерна 6-7 мкм и обладают высокими показателями сверхпластичности в интервале температур 520-540°С и скоростей деформации Ю-3 - Ю-* c~í. _

По результатам испытаний с постоянной скоростью деформации построены зависимости напряжения течения и коэффициентов деформационного и скоростного упрочнения от степени деформации сплавов систем ai-cu-Мг. и ai-Mg-Cu-Mn, АЦ5К5 и 1570 в широком интервале температур и скоростей деформации.

На основании модельных испытаний рекомендовано внутренний лист пакета при получении многослойных панелей изготавливать из сверхпластичного материала с исходной рекристалли-зованной структурой, в частности из сплавов систем ai-cu-мп. Ai-Mg-Cu--''. или сплава АЦ5К5.

Апробация работы. По материалам диссертации сделаны доклады на iv Всесоюзной научно-технической конференции "Сверхпластичность металлов", Уфа, 1989г. и на и Международной конференции по алюминиевым сплавам, Китай, 1990 г.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 3 статьи и получено одно положительное решение по заявке на изобретение.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 6 глав, выводов, списка литературы <"103 наименования"-), изложена на "^^страницах машинописного текста, содержит 58 иллюстраций, 3 таблицы.

'/ • СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ В работе исследовали модельные сплавы на основе композиции . Ai-ce. в-7. оэ?4Си, легированные со. 4-1. гэгмп, со. is-о гзъгаг.

0.15*14, о. и;у, а также сплав А1-4. е^.мд-о. е;<мп- о. <«л:и-о.о5ясг-о.ЮТ1. В работе такхе использовали листы промышленного производства сплавов 1570 СА1-сз-еэ?<мд-о. 2354&=-о. 1зягг-о. зхмп} и 'АЦ5К5 сЛ1 . Все проценты здесь и далее

даны по массе-

Слитки сплавов систем А1-си-Мп и А1-мд-си-мп выплавляли в-лабораторной шахтной печи с силитовыми нагревателями в графито-шамотном тигле емкостью 15 марок. В качестве шихтовых. материалов использовали алюминий А99 и соответствующие лигатуры. Слитки отливали в водоохлаждаемый кессон размером 200x125x30 мм. После литья от слитков отрезали прибыльную часть и подвергали гомогенизационному отжигу по следующим режимам: сплавы системы А1-си-Мп - зге ± 5°с, го ч, сплавы системы а1 -мд-си-Мп - 5оо°с, в ч + 525°с. в ч с последующим охлаждением на воздухе. Горячую и холодную прокатку проводили «а стане ДУО с диаметром валков 800 мм.

Микроструктуру сплавов изучали в светлом поле и в поля- • ризованном свете на оксидированных' шлифах. Размер зерна «среднюю хордуэ по ГОСТ 21073.0-75 и 21073.^75 и размеры структурных составляющих определяли линейным методом, используя полуавтоматический анализатор'структуры, разработанный на кафедре металловедения цветных металлов МИСиС. выбирая число у мерений так, чтобы относительная ошибка не превышала 5*. Исследование тонкой структуры проводили на фолъгах в просвечивающем электронном микроскопе ^м-2оооех с Япония). Исследования структуры поверхности образцов проводили на сканирующем микроскопе ^ем-ззсг.

Определение показателей сверхпластичности проводили на универсальной испытательной машине 1231-УЮ, оборудованной трехеекционной печью. Применяли четыре вида испытаний:

1. Испытания на'растяжение г постоянной скоростью деформирования. ■

2. Испытания на растяжение с постоянной скоростью деформации.

3. Испытания со ступенчатым изменением ^увеличением^ скорости деформирования.

Испытания в условия растяжения с изгибом. Далее первичные данные подвергали обработке по специально-разработанным программам на ПК мдгслдА см 1014.

ВЛИЯНИЕ ПЕРЕХС.. ..¡ЫХ МЕТАЛЛОВ НА ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВЕРХПЛАСТИЧЕСКУЮ ДЕФОРМАЦИЮ СПЛАВОВ СИСТЕМ А1-си-Мп и А1-Мд-Си-Мп

Для исследования влияния содержания марганца на формирование ультрамелкозернистой сУМЗэ структуры в сплавах системы.А1-си-мп было приготовлено пять сплавов с 0.4, 0.6, 0 8, 1.0 и 1.Р.Х марганца'и одинаковым содержанием других легирующих элементов: ?%си: о.13з:а-; о. Исследованные сплавы имеют матричную структуру с включением частиц вторых фаз, таких как сиА12<:первичная^, сиА12 евторич-на<,-> и дисперсоиды переходных элементов. Последние играют важную роль а сдерживании, роста зерна при рекристаллизации и СПД. Основную долю дисперсоидов составляют частицы марганцовистой Т-.фазы-СА112Си мл2э, которая выделяется-из твердого раствора в основном при гомогенизации. Средний размер час'гиц Т-фазы составляет для всех исследованных сплавов 0.2 ± 0-05

мкм. Что касается объемной доли и межчастичного расстояния, то на эти характеристики сильное.'влияние оказывает содержание марганца в сплаве. При повышении концентрации марганца от 0.4 до 0.8% происходит резкое увеличение объемной доли Т-фазы ее 3 до 8%э - и уменьшение межчастичного расстояния сс 7 до 2 мкм>. При дальнейшем увеличении содержания марганца объемная доля и межчастичное расстояние практически не изменяются. Это можно объяснить тем, что при данной скорости охлаждения при кристаллизации больше 0-6-0.0% марганца в твердый раствор-войти не может. Изучение литой структуры с использованием энерго-дисперсионного анализа показало, что уже в с'плаве с содержанием марганца 0.8* наряду с 0-фазой эвтектического происхождения присутствует в значительном количестве марганцовистая фаза также эвтектического происхождения.

Равноосная зеренная структура в .сплавах системы А1-си-мп формируется при рекристаллизационном огсиге ейльнодеформиро-.ванного материала^ В изученных сплавах рекристаллизация с медленным нагревом в воздушной печи не приводит к форми- ' рованию однородной мелкозернистой структуры. Даже в сплаве с

I

содержанием марганца 1-2% присутствуют зерна размером 20-100 мкм, ч'го недопустимо для УМЗ-структуры.

После рекристаллизационного отжига с быстрым нагревом с нагрев в селитряной ванне' во всех сплавах формируется одно-р аная улътромелкозернистая структура с . . размером зерна менее 10 мкм сза исключением сплава с 0.4% марганца'. Средний размер зерна закономерно уменьшается с увеличением содержания марпнща в сплаве и с уменьшением температуры рекристаллиза-

ции. Количественный анализ структуры после рекристаллизацион-ного отжига в селитряной ванне и дополнительного отжига в печи (С воздушным нагревом при 530°С в течение 20 минут симитация нагрева под СПДэ показывает, что в этом случае размер зерна практически не зависит от температуры отжига в селитряной ванне и определяется только содержанием марганца в сплаве. Причем, начиная с содержания 0.8% марганца разница в ' размере зерна не существенна. Проведение рекристаллизацион-ного отжига при той же температуре, что и последущая сверхпластическая деформация, обеспечивает сохранение при нагреве ' исходной однородной мелкозернистой структуры. Если температура рекристаллизационного отжига ниже, чем температура • последующе,, деформации, то при нагреве до температуры СПД происходит рост зерна, увеличивающий средний размер и снижающий однородность микроструктуры, и тем больше чем ниже температура рекристаллизационного отжига.

Идентичность микрозеренной структуры в сплавах с содержанием марганца, 0.8-1.25! обеспечивает одинаковое .поведение их при СПД. Графики зависимости напряжения течения и показателя скоростной чувствительности т от скорости деформации для сплавов с 0.8-1.2* марганца практически совпадают. С уменьшением содержания марганца до 0.6-0.4% напряжение течения закономерно увеличивается, а максимум показателя т смещается в сторону более низких скоростей. Отно-сительное-удлунение сплавов с 0.8-1.2% марганца также одинаково и составляет 450-500% при V = 0-5 мм^мин и Т =• 530°С.

Добавка циркония в количества 0.25% к сплаву

Л1 -7;<си-о. 8^Мп-о. 1 -о. приводит к некоторому уменьшению размеров со.15 мкм^ и межчастичного расстояния С1.5 мкмэ дисперсоидов по сравнению со сплавом, содержащим 0.15? а-с0.2 и 2 мкмз соответственно. При этом в сплаве с содержанием циркония о. гз* увеличивается относительная доля мелких частиц, размером менее 0.1 мкм. Это в свою очередь приводит к тому, что в сплаве с содержанием циркония 0.253; огрубление зеренпой структуры при СПД идет более однородно и относительное удлинение выше в 1.5 раза, а напряженно течения' ниже в 1-5-2 раза. Испытания на растяжение проводили при постоянной скорости Деформации, а для сплава с 0.25% циркония для сравнения приведены также данные испытаний с постоянной скоростью деформирования.

Структура сплава А1-4. 8%мд-о. в%мп-о. е%Сч-о. оз%сг-о. 13т при температурах. СПД состоит'из твердого раствора на базе алюминия и частиц мелкодисперсной фазы, содержащей в разных комбинациях • все переходные элементы, а также медь. Основную долю при этом, как и в сплаве А1-Си-мп, составляют частицы марганцовистой Т-фазы. Форма, размеры и .распределение дисперроидов практически такие же, как в сплавах А1-си-мп. Размер частиц фазы составляет 0.2 ± 0.03 мкм, межчастичное расстояние Г..2 ± 0.25 мкм, обьемная доля 8%.

Сплавы системы д1-мд-си-мп имеют перед началом СПД рекристаллизованную структуру, но в отличие от сплавов системы А1 Си-мп размер зерна в этом случае слабо зависит от температуры и скорости нагрева при рекристаллизации. И относительное удлинение у образцов, рекристаллипующихся

непосредственно в процессе нагрева до температуры СПД, такое же как и у предварительно рекристаллизованных в селитряной ванне. Сплав имеет высокие значения —"» ¿больше 0.5э в интервале -скоростей деформации Ю-"1- 10~3с~* и температурах 500-540°С. При температуре 530°С и скоростях деформации ниже Ш. • с относительное удлинение примерно постоянно и . составляет 650-700%, а напряжение течения - 1-2 МПа. При . повышении скорости деформации выше Ю-3 с-1 или понижении

• температуры ниже 500°С материал выходит из состояния сверх-пласгичности, причем падение относительного удлинения очень

. резкое. •

ОСОБЕННОСТИ СВЕРХПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ СПЛАВОВ СИСТЕМ

А1-Си-Мл и А1-Мд-Си-Мп

Нетрудно заметить, что у сплавов систем А1-си-мп и А1-мд- си-мп очень много общего. Основное, что их объединяет, это наличие исходной рекристаллизованной перед началом СПД структуры с размером зерна 6-7 мкм, основную роль в формировании которой играют алюминиды переходных металлов, состав .

• которых также близок. Сплавы отличаются высокими температурами с резкое .снижение напряжения течения наблюдается при температурах выше. 500°Сэ и узким температурно-скоростным интервалом сверхпластичности. При температуре 530°С наблюдается сильное уменьшение относительного удлинения при скоростях деформации выше Ю-3 с-1. Показатель к в сплаве А1-Си-мп*достигает 0.7, а в сплаве А1-мд-си-мп - 0-9. '

При исследовании поверхности деформированных■образцов б го обнаружено образование зон, свободных от выделений сЗСВэ

на поперечных границах и скопление частиц на продольных границах, что является классическим доказательством протекания процесса диффузионной ползучести. Ширина ЗСВ растет с уменьшением скорости и увеличением степени деформации. При больших степенях деформации ширина ЗСВ значительно превышает средний исходный размер зерна, что говорит о большой интенсивности протекания диффузионной ползучести. Другим' признаком классической диффузионной ползучести является вытягивание зерен при деформации. Увеличение коэффициента формы • зерен с К = 4 с увеличением Степени деформации

наблюдается при всех скоростях в интервале сверхпластичности. Максимальное значение коэффициента формы наблюдается при скорости деформаци" "'«Ю""* с-1 и достигает значения 1,6 - для сплава А1-4.8ХМд-0. „Си-О. 8%Мп- 0.05%Сг-0.1%Т1 И 1-5 - для сплава А1-7%си-о.8гмп-о.гз%гг-о. 15%т1- Наряду с вытя-

гиванием зерен, при СПД идут также процессы, восстанавливающие исходную равноосную форму зерен, а именно: образование новых зерен и деление вытянутых зерен поперечными границами,

хотя эти процессы нельзя назвать массовыми и повсеместными.

1

Более подробное исследование изменений структуры при сверхпластической деформации было проведено с помощью просвечивающей электронной микроскопии в основном на сплаве системы а!-мд-си-мп. 'Следует отметить высокую дислокационную активность в этом сплаве при сверхпластической .деформации,, что не свойственно для СП-материалов. Дислокации наблюдаются практически (о всех зернах, но в отдельных зернах их плотность може-х сшъ значительно выше средней. Просвечивающая электрон-

ная микроскопия на фольгах потверждает также и результаты исследования поверхности деформированных образцов: хорошо видны зоны, .свободные от выделений -на поперечных границах, скопление частиц на продольных границах зерен, образование стенок дислокаций и превращение их в высокоугловые границы. Отмечено также образование новых зерен непосредственно в ЗСВ и на границах исходных зерен.

При скорости деформации ниже оптимальнрй сЗ*10~ч с-1' плотность дислокаций' визульно ниже и процесс образования субзерен идет менее интенсивно. Повышение скорости деформации . до" 3*10 -3 с за пределы интервала проявления эффекта сверхпластичности, вызывает повышение плотности дислокаций в большом количестве зерен. При этом образование зон, свободных • от выделений, практически не наблюдается вплоть до разру-■ шения.. Электронно-микроскопическое исследование тонкой структуры сплава ai -7%си-о. в%Нп-о. asjízr выявило те же закономерности.

Присутствие большого количества частиц дисперсоидов на границах зс:рен в исследованных сплавах должно сильно затруднять проскальзывание по границам. И действительно, после деформации и оптимальных'условиях на поверхности образцов не обнаружено значительных смещений продольных рисок на поперечных границах и их разворотов в соседних зернах, то есть

• практичзски не выявлено признаков протекания зернограничного скольжения.

Таким образом, можно говорить о гом, что сверхплас-

• тичоская деформация сплавов систем ai-cu-ми и Ai-Hg-cu-мп

поддерживается в основном процессами диффузионной ползучести и дислокационного скольжения, приводящими к вьггягиванию зерен, а также динамической рекристаллизацией, " гично компенсирующей это вытягивание. При увеличении скорости и. очевидно, уменьшении температуры деформации возрастает роль дислокационной ползучести и уменьшается роль 'диффузионного массопереноса- Когда дислокаци^'чая ползучесть становится преобладающим механизмом, сплав выходит из состояния сверхпластичности. Необычно слабое развитие зернограничного скольжения в исследованных материалах связано с присутствием большого количества дисперсоидов на границах зерен, а активное развитие диффузионной ползучести - с высокой гомологической температурой с 0.98 Тпя^.

ОСОБЕННОСТИ СВЕРХПЛАСТИЧЕСКОГО ТЕЧЕНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ

СПЛАВОВ С ИСХОДНОЙ РЕКРИСТАЛЛИ30ВАНН0Й И НЕРЕКРИС ТАЛЛИ30ВАНН0Й СТРУКТУРОЙ Сверхпластичные материалы из алюминиевых сплавов перед деформацией могут находиться в рекристализованном состоянии или иметь нерекристаллизованную структуру с вытянутыми зернами и сравнительно высокой плотностью дислокаций. Несмотря-на наличие многих данных о структуре и показателях с верх пластичности алюминиевых сплавов, особенности течения материалов в исходном рекристаллизованном и нерекристаллизованном состояниях слабо проанализированы. Ограниченность данных, полученных в испытаниях с постояннной скоростью деформации, затрудняет такой анализ. В связи с этим цел! и второй части работы было выявление особенностей реологического поведения

алюминиевых сплавов с исходной рекристаллизованной и нерек-ристаллизованной структурой при СПД.

Исследовали сверхпластачные листы из сплавов систем А1-Си-Мп И А1-Мд-Си-Мп и сплавов АЦ5К5 и 1570. Сплав АЦ5К5 со структурой, близкой к микродуплексной, имеет рекристаллизо-ванную структуру перед началом СПД, а в сплаве 1570 структура формируется путем непрерывной рекристаллизации на начальных этапах деформации.

Для сплавов 1570 и АЦ5К5 характерен широкий интервал температур и скоростей деформации, в которых наблюдаются высокие удлинения. В интервале температур 425 -525°С с 1570) и 500-600°С с АЦ5К5Э относительное удлинение практически постоянно и составляет 400-5003!. При этом показатель т мало меняется в зависимости от температуры и скорости деформации и равен примерно 0.4-0.5 для обоих материалов. Таким образом, что касается зависимостей относительного удлинения, напряжения течения и показателя «» от скорости деформации эти сплавы очень близки, несмотря на различное исходное структурное состояние.

Для определения реологических характеристик течения исследуемых сплавов проводили испытания на растяжение с постоянной скоростью деформадии. Строили зависимости истинного напряжения течения з и коэффициента деформационного упрочнения г - «яп&'бо от степени деформации. Определяли также изм ение показателя скоростной чувствительн кти т по мере деформации-

ьо всех исследованных материалах вначале формации наб-

людается быстрый рост напряжения течения, который может быть связан с увеличением плотности дислокаций. В сплаве 1570 упрочнение быстро сменяется разупрочнением с/ < оз и л"'пь при больших степенях деформации с25и-300%э может вновь начатьс* рост напрят.ения течения. Эти данные хорошо согласуются с результатами исследований микроструктуры сплава 1570: на начальных этапах деформации структура сохраняет волокнистое строение и лишь после деформации на 50-100% происходит формирование зеренпой структуры. Структура достаточно стабильна -слабый рост зерна наблюдается только при больших степенях деформации. Таким образом, напряжение течения сплава 1570 при СПД определяется в основном прохождением непрерывной динамической рекристаллизации, то есть изменениями в субструктуре сплава- Рост нерна начинает оказывать существенное влияние на течение материала при б"льших степенях деформации после окончания формирования структуры.

Оценка склонности к локализации деформации с помощью параметра нестабильности т-а-т-^зущ показывает, что течение сплава 1570 должно Сыть неустойчиво уже при степенях деформации больше 50%, однако -относительное удлинение сохраняется на высоком уровне, то есть происходит торможение развития шейки. Теоретический анализ Джонаса показывает, что удлинение в условиях разупрочнения может быть значительным, если график зависимости напряжения течения от степени деформации имеет отрицательную кривизну. Это наблюдается Щл. СПД сплава 1570, о чем свидетельствует минимум на графике зависимости г ■- Такой ход кривой ^формзционного

упрочнения по всей вероятности связан с определенным сочетанием разупрочнения, связанного с динамической рекристаллизацией, и упрочнения, связанного с ростом зерна после окончания формирования структуры.

В отличие от сплава 1570 сплавп с исходной рекристал-лизованной структурой - АЦ5К5 и сплаьы систем Д1 -си м,, И А1 -мд-си-мп упрочняются до гораздо больших степеней деформации- При этом начало падения напряжения течения свидетельствует о- скором разрушении материала и поэтому логично связать разупрочнение с процессами, ответственными за разрушение, то есть порообразованием и локализацией деформации- Анализ изменения структуры при СПД этих материалов показал, что рост зерна с по мере;деформации' тем больше, чем выше температура и ниже скорость деформации, что хорошо согласуется с зависи-момостью коэффициента деформационного упрочнения от степени деформации. Однако расчеты, проведенные для сплавов систем дг'-Си-мп и А1-мд-си-мп, показывают, что прирост напряжения течения может быть полностью объяснен ростом зерна только при .низких скоростях сЗ*Ю-'' с"'э и до степени деформации 100%. С увеличением скорости деформации и по мере огрубления структуры растет вклад дислокационной структуры в уровень напряжения течения.

Оценки скорости роста зерна «за единицу времени' показы вают, что она тем выше, чем больше скорость деформации, чго приводит к расширению области устойчивого течения материале!, из за большого роста зерна в области шейки. В сплавах систем д]- си-мп и А1-мд-си-мп локализация не наблюдает!:я ни при

каких условиях деформации, что не может быть объяснено только высокими значениями коэффициентов деформационного и скоростного упрочнения.

Ускоренный, по сравнению с отжигом, рост зерна при СП^ сплавов систем А1-мд-си-мп и А1- си-Мп может быть связан с повышенной плотностью дислокаций, процессом диффузионной ползучести и перераспределением частиц вторых фаз. Торможение роста зерна при больших степенях деформации вызвано накоплением частиц на продольных границах и прохождением динамической рекристаллизации по непрерывному механизму.

Закономерности структурных изменений и деформационного упрочнения алюминиевых сплавов были использованы для разработки технологии изготовления многослойных конструкций методом сверхпластической формовки. При проведении опытов по СПФ сваренных взрывом пакетов АМг6-'1570''АМг6 было установлено, что при деформации перегородки из сплава 1570 разрываются при степенях деформации, 'много меньших, чем предельная деформация, достигаемая на сплаве 1570 в условиях одноосного растяжения. В связи с этим была поставлена цель установить причину разрушения перегородок из сплава 1570 при изготовлении многослойных панелей.

Моделирование деформации перегородок проводили на испытательной машине с помощью специально изготовленной оснастки, позволяющей одновременно изгибать и растягивать листовка ' образцы, подобно тому, как' это происходит при формовке панели газовым давлением. Оценочные расчеты показывают, что нэ начальных этапах деформирования пластическое течение лакали-

зовано вблизи места закрепления листа. Объем, в котором сосредоточена деформация изгибом, зависит от характеристик деформационного и скоростного упрочнения материала, которые, как было показано, могут сильно отличаться для разных сплавов на основе алюминия в зависимости от исходного состояния структуры перед, началом СПД.

Чтобы оценить влияние типа структуры на устойчивость деформации в условиях растяжения с изгибом проводили испытания ЛИСТОВЫХ образцов ИЗ СПЛаВОВ СИСТеМ А1 -Си-Мд и А1-Мд-Си-Мп при 530°С и сплавов 1570 при 475°С и АЦ5К5 при 500°С и разных скоростях деформирования. Результаты испытаний показали, что сплав 1570 разрушался после удлинения на 100-200% при

I

всех скоростях'' деформирования. Во всех случаях разрыв происходил вдоль линии закрепления. Характер разрушения образцов из сплава АЦ5К5 зависит от скорости деформирования. При высоких скоростях деформирования разрушение происходит вдоль линии зажима, где локализуется деформация изгиба, как и в сплаве 1570, и относительное удлинение также низкое. При снижении скорости деформирования сплава АЦ5К5 относительное удлинение резко возрастает и становится по величине таким же, как в условиях одноосного растяжения при 500°С. Разрушение при этом происходит в средней части образца.

Падение относительного удлинения у сплавов систем Л1-си-мп и А1-Мд-Си-Мп по сравнению с одноосным растяжением незначите/ "о. Но в отличие от сплава АЦ51С5, в данных материалах разрушение при растяжении с изгибом происходит во всех случаях вблизи места закрепления. :)то связано с тим.что в

этих материалах разрушение происходит из-за интенсивного образования пор на конечных стадиях деформации-

Деформация сплава 1570 а также других сплавов с I <одной нерекристаллизованнои структурой всегда сопровождается разупрочнением. Поэтому можно ожидать, что при неравномерной деформации, которая реализуется при формообразовании многослойных панелей, эти материалы г~егда будут разрушаться при деформациях существенно меньших, чем реализуются при одноосном растяжении. В качестве материала для перегородок необходимо использовать сверхпла^тичный материал, упрочняющийся при деформации. Такое поведение характерно для сплавов с исходной рекристаллизованной структурой, в частности, для сплавов систем А1-си-мп и А1-мд-си-мп и сплава АЦ5К5. Использование рекомендаций, полученных в данной работепозволило успешно провести сверхпласгическую формовку фрагментов многослойных панелей на предприятиях НПО "Салют" сг.Москваэ и НПО "Композит" сг. Калининград) из алюминиевих сплавов с исходной рекристаллизованной структурой.

В « В О Д Ы

1. Выбран состав и разработана технология получения сверхпластичных листов из сплавов м-7^си-со.7-о. ез%мп-о. 25%'

2г-О. 15%Т1-0. и А1 -4. в%Нд-0. 6%Си-0. 8%Мп-0. 03%Сг-0. 1%Т1 .

Показано, что сплавы имеют перед началом сверхпластической л; -формации рекристаллизованную структуру с размером зерна 6-7 мкм и обладают высокими показателями сверхпластнчпости в интер

вале'температур 520-540°С и скоростей деформации Ю-3- Ю-4 с-'-

2. Обнаружено, что основными механизмами еверхплас-тичаской деформации сплавов А1-7}!си-со.7-о.8з%мп-о.аз%2г-0.15%Т1-0.1%У и А1-4.в%Мд-0.бХСи-0.8ХМп-0.03%Сг-0.1ХТ1 ЯВЛЯЮТСЯ диффузионная ползучесть "и внутризеренное скольжение дислокаций, сопровождаемые зарождением новых зерен и формированием поперечных границ, способствующих сохранению равноосности зеренной структуры.

3. Необычно слабое развитие зернограничного скольжения в исследованных материалах связано с присутствием большого количества дисперсоидов на границах зерен, а активное развитие диффузионной ползучести - с высокой гомологической температурой с /о.98 Тпл'.

4. Показано, что достижение высоких удлинений в сплаве 1570 с исходной нерекристаллизованной структурой в условиях одноосного растяжения связано с определенным сочетанием разупрочнения при динамической рекристаллизации и упрочнения из-за роста зерна, что приводит к отрицательной кривизне графика зависимости.напряжения течения от степени деформации.

5. Показано, что рост зерна, стимулированный деформацией, оказывает существенное влияние на напряжение течения сплавов систем А1-си-Мп и А1-мд-Си-мп и сплава АЦ5К5 с исходной рекристаллизованной структурой только при высоких температурах и низких скоростях деформации. Зависимость скорости р<"та зерна от скорости деформации приводит к существенному расширению области устойчивого течения данных сплавов.

6. Показано, что разупрочнение сплавов с исходной рек-ристаллизованной структурой говорит о скором разрушении материала.

7. Обнаружено, что преждевременное с по сравнению с одно оснш растяжением' разрушение сплавов с исходной нерекристал-лизованной структурой'в условиях растяжения с изгибом связано с разупрочнением этих материалов на начальных этапах деформации. На основание модельных, испытаний рекомендовано внутренний лист пакета при получение многослойных панелей изготавливать из сверхпластичного материала с исходной рекристаллизованной структурой, в частности из сплавов систем Ai-cu-Mn, Ai-Mg-Cu-Mn или сплава АЦ5К5.

Основные положения диссертации опубликованы в работах =

*

1. Особенности сверхпластического поведения алюминиевых сплавов с исходной нерекристаллизованной и рекристаллизованной структурой.- Алалыкин A.A., Дискин A.M., Павлов В.И.-Тезисы докладов 4-ой Всесоюзной конференции "Сверхплас гич-ность металлов", ч.1, стр. 100, Уфа 1989.

2. Принцип оптимизации гетерогенности в разработке заготовок из алюминиевого сплава 1201 для сверхпластической формовки с диффузионной сваркой.- Портной В.К.,' Левченко В.С; ■ Риспаев Т.А., Павлов В.И.- Тезисы докладов 4-ой Всесоюзной ' конференции "Сверхпластичность металлов", ч-1, стр. 99, УС-^ 1989' 3. Особенности, сверхпластического течения алюминиевых

сплавов/.- Алалькин А.А., Павлов В.И., Дискин A.M.- Цветные металлы * 2, 1990, стр. 85-88.

4. Использование принципа оптимизации гетерогенности в при подготовке структуры сплава 1201 для сверхпластической формовки с диффузионной сваркой.- Портной В.К., Левченко B.C., Рыспаев Т.А., Павлов В-И.-Цветные металлы № 2, 1990, стр. 82-85.

5. Superplastlc flow of aluminum alloys in recrystalli-zed arid unrecrystallized condition.- Alalykin A. A. , Novikov I.X., Portnoy V. K. , Pavlov V. I. - Proc. of 3th Int. Conf. of Aluminum Alloys, October Q-13. 1690, Beijing, China, pp. 403408.

6. Положительное решение по заявке № 478420002 от 25.03.95

!