автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Исследование и разработка технологических схем получения листовых заготовок из литийсодержащих алюминиевых сплавов для свехпластической формовки

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

На правах рукописи

Для служебного пользования

Экз. ^г 00082е

УДК 669.715:621.789.011:539.214.001.5

СЕРГЕЕВА Дарья Николаевна

ИССЛЕДОВАНИЕ И РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ СХЕМ ПОЛУЧЕНИЯ

ЛИСТОВЫХ ЗАГОТОВОК ИЗ ЛИТИЙСОДЕРЖАЩИХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ ДЛЯ СВЕРХПЛАСТИЧЕСКОЙ ФОРМОВКИ

Специальность — 05.16.01 «Металловедение и термическая обработка металлов»

№ 172/013 дсп

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва 1992

Диссертационная работа выполнена в Московском ордена Октябрьской Революции и ордена Трудового Красного Знамени институте стали и сплавов на кафедре металловедения цветных металлов.

Научные руководители: доктор технических наук, профессор НОВИКОВ И. И., кандидат технических наук, доцент НИКИФОРОВ А. О.

Официальные оппоненты: доктор технических наук ЗАХАРОВ В. В., кандидат технических наук ЕФРЕМОВ Б. Н.

Ведущее предприятие указано в решении Ученого совета.

Защита диссертации состоится 199 Зт. в ^часов

на заседании специализированного совета К 053.08.03 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: 236-99-57

Автореферат разослан сЛЛг-^ь/**? 199^г.

Ученый секретарь Совета кандидат технических наук

Б. А. САМАРИН

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы. Алюминиевые сплавы продолжают оставаться -основными конструкционными материалами в современной авиастроении. Всей требованиям к таким материалам отвечают алсниняево-лйтив-вые сплавы, обладающие пониженной плотностью и высокими удельными характерно тинами яесткости и прочности. Применение наиболее перспективных сплавов на базе оиотем и М-Л^-с'и-средней прочности и высокопрочных сплавов сиотеыы ¿¿-Рс^'^ взамен основных конструкционных материалов в. авиацаонной технике -сплавов типа Д1б и В95 позволяет снизить ыаосу изделий на

Основной проблемой при производства различных изделий из алю ииниево-иитиевых сплавов является их низкая технологическая пла-огкчноо и.

Использование оверхпластической формовка листовых заготовок позволяет изготавливать сложные изделия» сократив число технологических операций, трудоемкость а повысив выход годного.

Для проявления эффекта сверхпластичности необходимо получать полуфабрикаты о ультрамелкозерниотой отруктурой« что требует разработки специальной технологии. Наибольшее количество работ по-овящено получению эффекта оверхплаотичности в еплавах систем н 2г \ предназначенных для замены

оплавов типа дуралюмин. Исследования оверхпластичнооти перопен-тивных высокопрочных сплавов системы -2г марок

и не проводились! а данные по аналогичным оплавам в иноотран-ной литературе оовершенно недостаточны для разработки технологической охеиы получения оверсспластичнш лиотовых заготовок.

Цздь работы» Разработка технологачаской схемы получения оверасплаотичных листовых заготовок нз сплавов системы марок 1450 и 14Я.

Для достикавия поставленной цела решались следующие задачиI

1 - ивучачив формирования ультрамелкозерниотой структуры в спла-

вах и 11

/

2 - разработка технологической схемы получения сверхпдастичнцх

листовых заготовок из этих сплавов»----------------------- —-------------

й - определение оптимальных условий оверхпластической деформации сплавов $450 и

Научная новивва. Установлены особенности формирования структуры оплаваа систеиы , необходимой дз|я оверхпластн-чвокой деформации '(СПД). Показано, что нерекристаллиаованвая суб-веренвая структура» позволяющая получать наиболее высокие показатели сверхпластичности (СП), формируется в ходе холодной прокатки и дорекриоталлизаодовного отжига или горячей прокатки в присутствии достаточно крупных выделений размером 0,8...0,9 шш> выдалив-вихся при гетерогенизацаи.

Установлено! что улмраиелкое зерно размеряй 2...3 иаи, необходимое для проявления аффекта сверхплаотичностн» в исследованных сплавах фориируется в процессе овархпластичаокой деформации' на ранних ее стадиях путей динамической рекристаллизации« увеличение содержания лития и циркония в исследоваввых сплавах приводит к более высокой склоавосгг материала в динамической рекристаллизации и к более высокий показателям сверхплаогич эсти.

Обнаружен необычный гффекх - влияние вреиени вылеживания при комнатной таипература горячекатаных листовых заготовок парад СПД на относительное удлинение при СПД исследованных сплавов« относительное удлинение проходит через цинику и в районе двух недель вылеживания, что объяснено фазовыш превращениями в сплавах. протекающими при коинатной температура.

Практическая полезность. Разработана технологическая схема изготовления сверхпластичных листов из сплавов -1450 и включающая гетерогенизациоввый отжиг (ГО) горячего подката при

850...ЗД0°С| 6...12 ч и горячую прокатку ва конечный равиэр при температура гетерогевизации. Относительное удлиненна йогов из оплаза 1450. cöparf ora иного по такой oieue и испытанного пра 4Э0°С п окорооти растяжения -1,2хЮ_3 о"*, составляет 46ÛJ.

В овязи с отсутствием в настоящей враия ва металлур.ических заводам прокатного оборудования, позволящего получать тонкие ли-оты методой горячей прокатки, разработана и рекомендована к применении технологическая схема изготовления аюерхплаотичных листовав оплавов Í450 и 1451» включающая гетерогвви8ацйовнуо обработку горячего подката! окончательную холодную прокатку и дорекриотаи-лнзационный отжиг при 450°С, 5 мин. Листы» полученные по этой схе-U9, имеют относительное удлинение до .530? у оплава 1450 н до 260J у сплава 14Я при температуре СПД 480°С н при испытаниях о постоянной скоростью деформации.

Апробация работы. По материален ^иооертацаи оделан доклад па Всесоюзной конференции "Металловедение сплавов алюминия о литией"» Иооква, ВИЛС, I99Î г.

Публикации. По теме диосертации опубликовано 2 статьи а по-лучепо одно полонательное решение по заявке на изобретение.

Сгрзкгзра и объем диссертации. Диосертаци? ооотоит из введения! б глав■ списка литературы (Í58 наименования) » изложат на ограггацах машинописного текота» оодергит 66 иллюстраций a Í4 таблиц.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ МАТЕРИАЛЫ Й МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ '

В работе исследовали проиыаленные слитки »''горяча- и холод- . вокатаныа листы аз сплавов системы марок 1450 п

1451» хиаическпй состав л толщины которых приведены в табл. Î.

Таблица 1

Химический состав (%, по масое) и начальная толщина (Но) листов из сплавов 1450 и 1451

* плавки Уарка сплава Но, '• мм п & & бе

1 1450 2,9 3,2 2,0 0,12 сОЛ 0,03 ¿0 А -

2 4,8 3,0 1,92 0,18 - - 0|12 - -

В 4,0 3,1 2,0 0,11 ¿0,1 0,00; 0,08 ¿0,04 -

4 слиток 2,86 2,0 0,11 0,05 - 0,07 С 0,05 3,02

5 8| 6 3,0 1,85 0,13 - - - - -

I 4 2 3 1451 2,0 5,6 слиток 3,8 2.7 2.8 1,47 1,54 1,53 0,10 0,17 0,11 0,03 0,15 0,11 0,06 0,07 0,018 <0,05 0,16 0,025

Все листы перед обработке,!! по предложенным в работе схемах быт 01и**ввы при 5л?рС, 30 мин с охландением в воде для получения исходной рекристалливованной структуры и устранения последствий предыдущей термообработки.

Для исследования микроструктуры сплавов использовали световые микроскопы и растровый электронный микроскоп

Количественный анализ структуры проводили» используя метод секущих (ГОСТ 21073.3-75)» с помощью полуавтоматического анализатора структуры! равработанвогр на кафедре металл сведения цветных металлов НИСиС.

Исследование тонкой структуры проводили на фольгах в просвечивающем электронном микроскопе

Определение показателей сверхпласгичности проводили на универсал! чой испытательной машине 1231-УЮ, оборудованной трехсек-ционной печью. Применяли три вида испытаний:

1 - испытания на растяжение с постоянной скоростью демонтировании!

2 - испытания на растяжение с постоянной скоростью деформации!

3 - испытания со ступенчатый увеличением скорости деформации.

Первичные данные подвергали обработке по специально разработанным программам на ПК /бооЛа. СМ 1914.

Период решетки твердого раствора намеряли с помощью дифра-

ш^оиетра ДРОН-2 по пинии (422) о использованием ^-^/-излучения «

на одном-трёх образцах» на каждом из которых было оделано по пять измерений. Расчет периода решетки проводили по специальной программе с помощью ЭВМ, где иоходными данными служили измеренные по дафрактограмыа углы дифракции.

Измерение электросопротивления проводили на визкоомноы двух-предадьном лабораторной потенциометре постоянного тока кЗИ при комнатной температуре. Для определения электросопротивления каждого сплава использовали по три пластины с рази а рои 20x5x1 ии» производили по три измерения ва точку. Чтобы избежать влияния геометрического фактора» рассчитывали приведенное эяакеросопротивле-иив каждого образца (£=£¿/£0 » где Яс - измеряемое электросопротивление в ¿-ый ыомент времени« Б.. - электросопротивление» соответствующее исходному состояние). 4

РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ СХЕМ ПОЛУЧЕНИЯ СВЕРХПХАСШНЫХ ЛИСТОВ ИЗ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ

/¡е-Си-лг-гг

В работе исследовали влияние на показатели СП и формирующуюся отруктуру различных операций и их параметров» тампераиры и степени обжатия при прокатке на конечный размер! рекристаллиза-ционного отжига» его режима (в том числе скорости вагрева)» гвте-рогени8ационного отжига! промежуточного отжига при прокатке! предварительной (перед гвтерогенизациай) холодной прокатки с обжатием 202.

¿

Температура начала рекристаллизации холоднокатанных с обха-тиам сплавов Í45Q н Í45I составляет 480 и 4pO°Ci соответст-

венно. При статической рекристаллизации формируется либо рекри-«ивпливованная структура о крупным верном (при э20°С). либо частично рекристалдизованная структура с отдельными рекристалливо-вавньши зернами большого размера. Предварительная холодная прокатка с обжатием 20¿ и скорость нагрева до температуры рокри-оталлиаационного откига не оказывает существенного| влияния на формирование веренной структуры. '

Было отмечено повышение относительного удлинения сплава 1450 при введении в схему обработки npoueiyточных отжигов» а также при пенняенин температуры СПД с 520 до в случае испытаний холод-

нокатаных и ввотожженных листов из сплава чю> вероятно!

является результатом уменьшения запасенной энергии деформации! снижения стимула к статической рекристаллизации и формирования у льтрамелкозсрнистоВ (JUb) структуры за счес динамической рекри-СхааяпВаций При СПД.

На следующем этапе работы была предпринята попытка разработать технологическую схему! специально ориентированную на понуче-вие нерекрнсталлизовавной структуры и обеспечение условий для про-ю ад а кия динамической рекристаллизации. Понизить стимул к статической рекристаллизации и* таким образом! подавить ее можно,либо используя дорекристаллизационный оггаг» либо повысив температуру заключительной прокатки.

Процвосы возврата и рекристаллизации изучали на сплаве Í4ÍÍ /I/*. Холоднокатаные листы ив этого сплава отжигали в течение I ч при температурах от 200 до 4рО°С( после чего был построен график зависимости твердости по Виккерсу от температуры отжига.

в

¿¡дечь и в дальнейшем в скобках указывается й плавки согласно табл. {.

Существенное падение твердости после огтагов при температурах suae 200°С и тот факт, что металлографически зереввуп отруктуру ви-явить не удалось, можно трактовать как развитие процессов возврата.

Листы ив сплава 1451 Д/, полученные холодной прокь.кой о обжатием пО% и последующим дорекристаллизационним отжигом при температурах от 200 до 400 °С, имели относительное удлинение в широком темп ературно-скорост нем интервале (400...52Q°C, 3,6xI0"'t... 8,бхЮ"3сч:) не выше 100...150£.

Введение в технологическую схему получения листа предварительной холодной прокатки с обжатием 20$. гетерогенизационного о

ггига 350...400 С, 6...12 ч и повышение температуры дорекристал-лизацнонного отжига до 450°С позволяет получить относительное удлинение до 330g у сплава 1450 /2/ н до ¿¿¿Я у оплава 1451 /2/ при 480°С и скоростях деформации Зх10~\. ,3х£0~3 о"*. Заачения относительного удлинения олабо зависят от режима гетерогенизациояпо-го отжига. Исследования структуры рабочих частей образцов после оверхпластической деформации показали, что реяристаплизованвое зерно формируется при СПД.

Во всех случаях, когда оба оплава обрабат^али по одинаковым схемам, сплав 1450, более легированный литием и имеющий .ч'ль-вую обьецную долю выделений при температуре СПД, имел более высокие показатели СП.

Следует также отметить и благотворное влияние на относительное удлинение циркония, чьи дисперсные алюминиды препятствуют миграции границ верен а одерживают тем оамыи их рост при-СПД, Tax, например, свойства сплава i451/?/, имеющего в своем составе, 0.17%2г и обработанного по схеме с холодной прокаткой и доре-кристаилазацяонныы отжагоа при 450°С, близка по своим значениям к свойствам сплава 1450/2/, в чьей составе 0,1322г.

iO

В дальнейшем опробовались схемы получения листа, включаювде

горячую прокатку. Предполагалось, что s результате горячей прокат

i ■

ки будет формироватьоя совершенная субструктура, имеющая низкий > стимул к статической рекристаллизации, во высокую "готовность" к динамической рекристаллизации. ;

Листы из сплавов 1450/3/ a 1451/1) получали горячей прокатай при 400°С на конечный размер (1 им). Сплав 145з| не проявил аффекта СП: его относительное удлинение на превыоит|о 100$. В то кя îpeuH сплав ¿450 обладает существенно более высокими показателями СП. Скоростная зависимость напряжения течения наиболее оиль-на при 450 и 480°С. показатель скоростной чувствительности напряхения течения гг) для этих температур достигает значения 0,86, причем, мансииуи m соответствует сравнительно высокой скорооти деформации (5...8)х10~3 о-1. Бначения относительного удлинения

составляют В80...400£ при оптимальных температурах 450...480°С и

—ч —т

скорости деформирования 1,2x10 о^1. Снижение температуры прокатки до 800% приводит к понижению относительного удлинения (его значения не превышают 2702). Однако, на скоростных зависимостях вапряжения течения £ и показателя /г> уменьшение температуры прокетки не отрезалось.

После горячей прокатки имеется большое количество гчделений избыточных фаз, причем, в случае прокатки при 400 °С эти выделения распределены относительно равномерно, тогда как после прокатки при БОО°и частицы фаз распределены преимущественно по границам вытянутых верен. По-видимому . такая разница в распределении избыток ;ых фаз является основной причиной существенной разницы в показателях СП прокатанных при разных температурах листов. Нагрев прокатанного при 400°С листа до температуры СПД не приводит к прохождению статической рекристаллизации. Нагрев этого листа до 52й°С сопровождается прохождением лишь частичной рекристаллизации

//

с

б областях, прилегающих к грани цац деформированных волокон, чего не наблюдается при 450 и 480°С. Вероятно, такая частичная рекристаллизация при нагреве под СПД приводит к снижению показателен СП« относительное удлинение не превышает 800g, /п 0,23. Во врн-мя СПД проходит динамическая рекристаллизация с образованием мелких зерен размером 4...5 икм. С увеличением степени дефориации 8ёр-на несколько вытягиваются а увеличиваются в размере, причем, чей выше температура испытаний, тем быстрее растет зерно.

Схема с горячей прокаткой при 400°С была опробована на сплавах i450/ 2/ и £451/2/, содержащих больше циркония (табл.1). Относительное удлинение при 480°С сплава Ï450 составляет 380...400^,' а сплава Î45I - Î40...I50£ и почти ке зависит от скорости деформирования ? исследованном интервале эначевий (бхЮ-^ 2,4хЮ"3 с"1).

С учетом ранее сделанного заключения о влиянии избыточной фазы на формирование УЫЗ структуры и показатели CJI была опробована схема получения листа, включающая П) при 350°С. 6 ч и горячую прокатку при температуре гетерогенизации. Такая обработка сплава i450/3/ позволила повысить относительное удлинение при 480°С и скорости i,2xlO-^ с"1 до 460=2, показатель до 0,44 и прибли-

4

зитально э 1,5 раза снизить напряжение течения ¿> .

Следует отметить, что даже при сравнительно высокой скорости ра~ —? -t

отяження i,2xI0 о * относ, тельное удлинение находится на уровне 200λ что имеет немаловажное практическое значение.

ОПТИМИЗАЦИЯ ГЕТЕРОГЕННОСТИ СТРУКТУРЫ ЛИСТОВ ИЗ СПЛАВОВ Ï450 И 14Я

В овязя с тем, что сплав 1450. содержащий больпе лития п,

i

следовательно, больше избыточной фазы, имеет более высокое строительное удлинение и что ва показатели СП оказывает влияние не только объемная доля выделений, но и характер их распределения,

дельна (¡eme исследования были направлены ва оптемавацию гвгврогвс-носп. отруктурм аистов к оплавов 145Û в Î45Î.

Размеры к распределена« чаотиц вабыточной фазы необходимо контролировать» вачиная о гемогенивационвого оттага олвгхиг. Структура слитков иг сплавов £450 к Í45Í в состоянии поотевки ва-благопрвягне для оовдавия УМ S огруктуры а получввик овврхплвогяч-вих вагомвох» на границах дендритных ячеек приоутотвуюг крупица выделения ивбыточноа фазы. Проведенные отгягя при 525°Cs 20 ч к 540°С« 5 и 20 ч позволила получить благоприятную для дальжайвоВ обработки отрухтуру« выдаявкая ввбыточЕых фае отаяв ксмпактвшв в достаточно равномерно распрвделеввыми. Так sax повыввнве (температуры отжиге до 540°С ве приводит к дополвигельвому растворевзв чвогвц и опеоао ив-ва вэвыохвого перелога, обуоловавввого бл®-з остью оолидуоа • рекомендовав рашш г ou огеиава «ионного отжага для обоих оплавов

525+5 °С» 20 ч.

Обычно для доотввеввя требуемой гетерогекнооги структуры во-польвуют гетер ore киваци овну ю обработку« оостояцую вв вехалкв* прв которой раотворяюгся избыточные фазы» б пооледуювего гегерогввв-(ацяокного отвага« приводяцего ж выделению однородных по размеру частиц. В случае выделения фав» склонных к гетерогенной? ва-ролдевию, более равномерного их распределения иокво твкхв добиться , включив в схему небольшую по величине промежуточную (мев-ду вакалкой в ГО) холодную деформацию« при которой з вервах увеличивается плотность дведокацвй - предпочтительных мест для зарождения частиц.

Иоходя вв диаграммы состояния системы tâ tu-/и , в исследуемых сплавах при возможных температурах ГО могут присутствовать фаны Ч^^б'иАvi ) » T2(/,<¡í'' ). Ha литературы и8вество. что частицы фазы довольно мелкие (>0,2 мкм)« поэтому при ава-визе они не учитывались. К тому же при нагреье до температур

45Q-4€Q°C gasa Tg раотворяетоя, и. следовательно, яа оказывает зязя&вя за &орааровавие УН8 отрувтуры при СПД.

Перэокачагьао аосяодоваяп даоги развой золвдвц аз сплава 1450/5/. Образцы посла зааадка с температуры 520°С (выдерякв 0,5 ч« ожгаядакав в воде) отангапя при температурах 825, SpQ а üOO®C э гачегаэ ^,8,I2,SS a 20 ч a охлаждала а зода. Хоанчеотвев-зиЗ aaaaas сгрукгур проводим яа вегагиваи, получевнцм ка растровой аяектровнса аажроскопа2. Анализ отруатуры сплава 1450/5/» отагзвзиого по paasiла реЕэыамв позволив устансзагь, что о позиций получения цаясямальноЭ обьвивой доив выделений, оптимальными являются резаны 350°С» 12 ч а 400°С5 52 ч, даюдяа обьвмвув доле чаотяц 55 а 14|( соответственно. Раз гада между эначевиямн объем-аоЗ доля выделений после orzara по этап двум рееииаы незвачиыа. СрадпаЭ 1а paeaep выделений различен! 0,6 ыкм после ГО при 800°С и 0,9 нк|< - пра 400*^!, что может сказаться ва показателях СП. Следует ответить, что з исследуемом сплаве втора? фаза окяонна и гегерогеаноау зароадегаш ее частицы располагаются а основной по граззцаа зорэи.

На ¡следующей этапе ясследоьали в линии е прадварательной хо-лодеоЗ прохатжа о обжа таем 202 за распределение частиц в лнотах опвава !,450/5/ поело ГО, pesan которого соответствовал одному ав вптицаяьвых - 350°С, 12 ч. Обработка по такой охеир приводи? з уваазчвЕзю' обменной дола ввдеяенай примерао в S,5 раза а уыевьва-вяю ыаэтаотичного расстояния примерно в 1,8 раза. Однако, распре-деиенав фааы но отавовится более однородный.-Пи-видимому, это овязаво о тем» что прз температуре гетерогенизации выделяются стабильные фазы, которые премиуществе'вяо зарождаются геиг чкна в

■■ ■■1 ■ ' ■1 • ) s Работа ляолкялааа ооваеигво о к.т.в. Левченко В.С.

S4

теле варен и на их границах в отличив от метастабильных выделений» зарождающихся и на дислокациях.

Так как мы на располагали однозначными рекомендациями относительно размера частиц» был поставлен эксперимент» направленный на оптимизацию режима ГО по.показателям СП. Сплавы 1450/2/ и 1451/2/ обрабатывали по схема, включающей предварительную холодную прокатку с обжатием 20^, ГО 350 и 400°С» 12 ч и горячую прокатку при температуре гетерогенизации» и испытывали при 450 и 480°С. Скоростные зависимости напряжения течения ¡3 и показателя /п полученных листов мало зависят от температур ГО и СПД0 Оптимальная скорость деформации сплава 1450 с"*) почти на порядок вы-

ше» чем сплава 1451 с"^)« Максимальные значения относитель-

ного удлинения 350 и 310$ сплав 1450 показал при 480°С и скоростях и 1»2х£0~3 с"1, соответственно, после ГО при 4000С„ По-видимому | фаза с размером частиаб.б мхмо присутствующая в структуре после отжига при 350°С, существенно растворяется при нагреве под СПД и не оказывает влияния на прохождение рекристаллизаци-онных процессов» а более крупные частицы ОоЭ икмо выделяющиеся при 4С0%, частичво растворяются при нагреве в во их размере хотя уже и меньший» во все еще такойt что они могут управлять процессом рекристаллизации и влиять на показатели СП» Это предположение объясняет более высокие показатели СП сплава 1450о имеющего большую объемную долю выделений при температурах СПД, и позволяет обосновать введение в технологическую схему получения сверхпластичных листовых заготовок операции ГО. Для сплава 1451 оптимальной температурой отжига является 3500С9 а условия СПД те же, что и для сплава 1450, при этом относительное удлинение составля-ej 270...200£. Показатели СП сплавов 1450 и 1451, обработанных по описанной схеме, близки по уровню значений. Причинами этого, по-видимому, можно считать получение в менее легированной литией

сплава 1451 'достаточной гетерогенности структуры в ходе предложенной обработки и более высокое содержание циркония (0,172).

Проводили оптимизацию гегерогенизационной обработки и на сплавах 1450/4/ и 1451/3/, имеющих несколько другой химический состав. Слитки после гомогенизации по рекомендованному режиму были прокатаны вгорячую при 450° в полупромышленных условиях (в' ВИАМе) . до толщины 4 мы. Затем' горячий подкат обрабатывался по трем схемам: 1- закалка + ГОз 2 - закалка + холодная прокатка с обжатием 202 + ГО» 3 - Г0о Ражим закалки был 525°С. 30 мин, охлаждение в воду, а ГО - 350 ц 400°С, б и 12 ч, охлаждение в воду. Структура горячего подката обоих сплавов в исходном состоянии характеризуется достаточно большим количеством равномерно распределенных частиц. Для сплавов 1450 и 1451 их объемная доля составляет 13 и 10&. размер частиц 0,66 и 0,61 мкм, ыежчастичное расстояние 4,2 и 4,7 ыкм,соответственно. После гегерогенизационной обработки по первым двум схемам частицы второй фазы выделяются преимущественно по границам зерен, хотя имеются выделения и в теле зерна» Во время нагрева под закалку из-за наклепа, полученного при горячей прокатке, проходит частичная рекристаллизация» и затем при ГО. склонная к гетерогенному зарождению фаза выделяется по границам зерен,, По причинам» объясненным вышвв холодная прокатка перед Г00 как и в случав сплава 1450/ 5/» не приводит к более однородному распределению частиц избыточной фазы» Чтобы избежать прохождения частичной рекристаллизации» из последней^ третьей'схемы гегерогенизационной обработки была'исключена, закалка,-Кроме того» как было отмечено, выше, в горячем подкате уже имеется достаточно раввомер-ное-распределаниа частиц. В результате такой обработки удалось • получить равномерное распределение фазы по объему зерна. Объемная доля выделений составляет около 202 независимо от температурно-временного режима ГО. С повышением геылэратуры отгига'от 350 до • 400°С и его выдержки от б до 12 ч увеличиваются размер частиц от

Оi(L0i7 Д0 0,^_0,9 мкм и ыежчаотичиое расстояние Dt 2.5 до Ь мхи дая обоих оплавов. Такая закономерное» овязана» по-видимому, о reuI иго ив-за огсутотви - закалки в процвосв гегврогввнгацза аро-воходиг, в основной, коагуляция чаогиц. имевиихояв оплавах после горячей прокатки. Режим ГО 400°С. б ч дхя обоих сплавов обеспечивает оптимальное оочетаниа количественных характеристик структуры! наибольшая объемная холя (18 к &% для оплавов 1450 ■ . соответственно) при достаточно крупных чаотицах избыточной фавы (0.76 н 0,87 шш дая оплавов 14j0 и соответственно). Даль-

не йаее увеличение времени ГО ве приводи« к увеличение объемной доли выделений.

йоодедовавив влияния вакааки ва показатели СП проводили ва горячем подкате из оплавов 1450/4/ и 1451/3/. Листы получала пу-гои горячей прокатка ва конечный равмар (I мм) о преднаствуюздми еВ векаякой и ГО, в одном оаучае. в только отжигом, в другой случав. Режим закалки 525°С. 30 ывв( охлаждение в в оду с ГО проводная по оптимальному режиму 400°С» б ч. Температура ааключитальной горячек прокатка била 400%. Испытывали ласты при 450 и 460°С. Более высокое значение показателя /п а более низкое значение напряжения сичавкя 0 лготов, обработанных по схема бав вакалив, согласуется о более выоским значением относительного удлинения! $ ооотавляат 800 в 880J дая сплава 2450» обработавиого по схеме о »акавкоВ и бе а ваа» соответственно, в <00 а 130$ дая спаава IKfA* Интервал оптимальиых окороогей деформации 5хЮ~\.Д0~® о-1 дхя Сплава 1450 в 10~*...5хГО"* о-1 дая оплава I45i. ОтяосвтаЛьво , невысокие показатели СП «паавов 1450/4/ в 1451/3/, хотя orb q бы-аа Фбработавы по аиаыахьным технологическим охемам, можно прод-подожитваьнй обменить оравантевыо невысоким содержанием цирковая (табд.1) в усаоавяма испытаний о постоянной скоростью деформации. Пря испытаниях о постоянно! скоростью растяжения относи-

/Г

гвльнсе удлинение имеет болев зыоокив 8иаченпя.

Предложенная а иаотояцей работа техпологачеокая охена для получения оверхпластичных янсюзых заготоэоя отличается о? jsa акзеотаых подходов. Ока включает в себя ГО горячего подката, пря яогороа происходит довыдеяекле я яоагуяя'яя частиц избыточной фа-зьг способствующих зарождению центров рекрастаалнвацав» и поолв-дуючу» горячую прокатку при температуре гетерогвназацап» ооздао-аув а присутствии часгяц определеквув оуботрукгуру» прегерпвэап-дуз динамическую рвкрпотаяляаацяю в процеоов СПД. Но 9 отличие ог подхода» разработанного фирмой ßcctufeti для дасперсаояпо-гвярдаюзнх опяааоэ, Л18 структура форярувтоя э результате вв отатячеокой, а дипаиичвокоЯ ракраоталлпзацзи. Прачан» дакаыпчео-квя рокрясгаяяи8вцяя является предполоптельяо прерывистой, тогда как подход, применяемый я сплавай типа о виосзиа содержанием циркония (0,54), готовит структуру а прохождении ве-прерызяой динаиичэокоа рекряотаялязацзп. Пряяцлпиально новыа являетоя аополъвозакяе крупных чаотяц для стимулирования динамическая рекриотаяливацяй» з сплавах тиг;га ßuptO-C главную роль нграют иеякве алслнпахы цзркония.

ЛОРНИРОВАНИЕ УЛЬТРАЫШОЗЕРШХТОЙ СТРУКТУРЫ В ПРОПЕССВ СВВРХПЛАСТИЧЯСКиЙ ДЕФОРМАЦИЙ ГОРЯЧЕКАТАНЫХ ЛИСТОВ Я9 СПЛАВОВ {«рО И

Нормирование JU3 структуры последовала я лиотах аз спяавоз i^DÜ/г/ и 1ЬЫ/2/> обработанных по схеме» включающей закалку, ГО а горячую прокатку на конечный размер ({ им), а также в листах из рплаяа i^^O/y, полученных горячей проипгксй (до толаины 1 ffii) гвтерогени?ировяниого подкати с эакялкой, прелЕйствугиеЙ ГО ияя ¿ез нее. Испояк<овялся спттеизнровзинь? для каждого сплявя рееяи ГО} темг^рйтуп' гсрмчй пронаткг смпрдяяа с теиперяпрой отжага•

■/£ \

оптимальными были и условия СПД (см.выше). СПД проводили с по-

-4 —Ч —Т

стоянной скоростью деформации в интервале 6x10 ...2,4x10 о о'

В результате были построены зависимости истинного напряжения течения >6 и коэффициента деформационного упрочнения (КДУ)

) °Г стопвви ДвФ°Рмачии ^ • Характерной особенностью всех исследованных сплавов является отсутствие деформационного упрочнения после выхода на установившуюся стадию при степени деформации 0,5, независимо от!скорости деформации. На этой стадии коэффициент ^ достигает нулевого звачения и в сплавах 1450/2/ и -1450/4/ ^ если ов обработан по схеме без звкалки) держится на постоянном уровне вплоть ,;|о степени деформации £?~-1,0 при скоростях 6x10 и 1,2x10 с-1. Падение КДУ до отрицательных значений при большей скорости деформации и меньшем содержании циркония (сплав 1450/4/), а также при всех использованных скоростях деформации у сплава I451 происходит одновременно с локализацией деформации. Уменьшение содержания циркония, который является сильный антирекристаллизатором, ускоряет достижение нулевого уров-> ня (£ ~ 0,4), а исключение закалки из технологической схемы по. лучения листа замедляет выход $ на нулевой уровень £~0,9. Деформирование сплава с постоянный напряжением течения и равенство КДУ нулю означает баланс процессов упрочнения и разупрочнения. Такой баланс при исходной нерекристаллизованной структуре может быть объяснен протеканием в ходе деформации динамической рекристаллизации. Для подтверждения э того вывода методом световой микроскопии и рентг.енострукгурного анализа* исследовали структуру . рабочих, частей образцов'из сплавов 1450/2/ и 1451/2/, растянутых о постоянной скоростью деформирования *,2х!0~^ на различные огепени деформации вплоть до разрушения. В сплаве €450/ / первые оледв рекристаллизации на.микрофотографиях структур и дебаеграм-

* Работа выполнялась совместно с к.т.н. Цанаровни В.Д.

мах появляются после растяжения на 36$, а в сплаве 1451/2/ - после растяжения' на 68$. С ростом степени деформации рекристаллизация проходит более полно. Образец из сплава 1450/2/• растянутый до разрушения ( ^в .290$). полностью рекристаллизован. Структуру образца из сплава 1451/2/. растянутого до разрушения (Л -130$). можно характеризовать лишь как преимущественно рекристаллизован-ную. Можно предполагать, что выделившиеся при ГО частицы второй фазы, которой больше в более легированном литием сплаве £450. способствуют образованию центров рекристаллизации в деформированной матрице, а проходящая динамическая рекристаллизация является прерывистой. Средний размер рекристаллизованных зерен в обоих спла- • вах составляет 2...8 мкм. Исследования микроструктуры образцов из сплава 1450/4/. растянутых на разные степени деформации вплоть до, разрушения, показали, что в листах, полученных по схеме без закалки, рекристаллизация начинается по достижении £ в 25$.-При £»50$ структура полностью рекристаллизована. Закалка, приводящая к частичной рекристаллизации и неравномерному выделению частиц избыточной фазы при ГО, уменьшает склонность сплава к динамической рекристаллизации! начало рекрис тал лизали обнаружено только после 50$ деформации. При этом динамическая рекриегаллизация .идет'нерав-' номерно по объему образца, и даже после разрушения ( -130$) структура частично рекристаллизована. Средний размер образующихся в сплаве -14^0/4/ рекристаллизованных зерен - 2...3 мкм, он увеличивается по мере увеличения ствпеви деформации. Из сопоставления зависимостей ¿у (е ) и степеней деформации, соответствующих началу динамической рекристаллизации.' для сплавов с меньшим содержанием лития (1451/2/ по сравнению со сплавом 1450/2/) и циркония (1450/4/ по сравнению со сплавом 5450/2/), а также'для сплава, обработанного по схеме с закалкой и имеющего относительно низкое содержание циркония (сплав {450/4/), ыокно заключить, что в пера-

численных случаях из-за верекристаллизованной структуры сравнительно быстро начинается локализация деформации» что, по-видимому» и является причиной более низкого относительного удлинения.

ЭФФЕКТ ВЫЛЕЖИВАНИЯ ГОРЯЧЕКАТАНЫХ ЛИСТОВЫХ ЗАГОТОВОК ПЕРЕД СВЕРХПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИЕЙ

В процессе исследования материала» полученного по технологической схеме о горячей прокаткой, был обнаружен необычный эффект - влияние времени вылеживания при комнатной температуре горячекатаных листовых заготовок из сплавов <1450 и-1451 на их относительное удлинение при СПД. Среднее значение относительного удлинения (испытывали по десять образцов на точку) листов из сплава <1450/4/ уменьшается' от 380 до 300^ при увеличении времени вылеживания до двух ведель, л затем по достижении четырех недель вылеживания опять выходит ва прежний уровень. Применение метода

математической статистики сравнение средних с неизвестной диспер-

„ ________ л.

Сй35 пскЗоаЛС, чГч иии^Адаоиал разница ааяйчин о значима, па графиках У сплава 1451/3/ экстремальная то^са отсутствует»

по-видимому, иа-за нивкого уровня значений . Экстремумы на графиках временных зависимостей периода решетки твердого раствора л электросопротивления ('максимум * минимум, соответственно)при комнатной температуре наблюдаются в районе двух недель вылеживй-ввя для обоих сплавав. Следует отметить существенное изменение периода реиетки» при увеличении времени вылеживания образцов до двух ведель его значение наиеняется от 0,40457 до 0,40487 ни «! от 0,4046 до 0,40495 ви для сплавов 1450 и 1451, соответственно. Электросопротивление за то же время вылеживания уменьвается на

Дополнительно проведенвый анализ литературы по вопросам старения сплавЮв системы Ж-&/-А* позволил сделать ряд выводов

относительно изменений, происходящих в структуре при комнатной температуре*» и предположительно объяснить природу влияния времени вылеживвния после заключительной горячей прокатки'перед ио-питанирми на относительное удлинение при СПД.

Образцы из исследованных сплавов толщиной i мм после заключительной горячей прокатки охлаждались на воздухе» и происходила частичная подкалка» .твердый раствор пересыщался легирующими элементами. По мере вылеживания происходит распад твердого раствора о обеднением его медью и литием и выделением честиц ¿^нфазы» которая образуется даже при охлаждении твердого раствора и в ио-следуемых сплавах может быть обогащена медью

Электронная дифракция** подтвердила образование -фазы. Следует отметить» что ее обнаружение затруднено» рефлекоы от-нее очень слабы - по-видимому» из-за высокой диспвроности выделений. После трех недель вылеживания наблюдаемые частицы дают чечевичный контраст» свидетельствующий о значительных упругих искажениях. Частицы когеревтной. изоморфной Матрице ^-фазы после естественного старения имеют размер ~0,4 нм и не могут дать контраст такого типа. Следовательно, мойшо предположить существование какой-то другой фазы» сильнее отличающеР я по структуре от твердого раствора» чей ft -фаза. Не исключено» -что этой фазой монет быть метастабильная фаза. Однако, рефлексов от другой фазы не' обнаружено. Отсутствие рефлексов от нее можно объяснить сложностью обнаружена. Так. например» в литературе обсуждается проблема обнаружения фаз Tj и Т^» даже сильные рефлексы от них

. й В обсуждении структурных изменений при естественном старении исследованных сплавов большую псмоиь окаэял завкафедрой рентгенографии и физики металлов проф. Иванов А.Н,

асаг

Эксперименты и их обсуждения проводили совместно с к.т.н.

Лввченко B.C. • .

гг

слабее» чей от и появляются только после достижения части-

цами определенного размера.

Выход атомов меди и лития из твердого раствора увеличивает его период решетки. Объем элементарной ячейки фаэы Я1' > приходящийся на один атом» равен 1 »«2хЮ~^ нм3, а твердого раотво-ра рплавов Я4э0 и 14Я после заключительной горячей прокатки -1»б55х10"с и* »656x10 ни3» соответственно. Соответствующий ди-латациовный эффект?

связанный с образованием ¿Г^азы» вносит свой вклад в увеличение периода решетки. Обеднение твердого раствора приводит к уменьшению электросопротивления. Искажения , ' матрицы» вызванные появлением изоморфной /*-фазы» малы» и поэтому увеличение электросопротивления при выделении частиц З1' ■ не может перекрыть его уменьшение при обеднении твердого раство-■ ра. ' |

Предполагаемые существенное замедление или прекращение вы-| хода иг раствора атомов меди и лития после двух недель вылеживав

ния» появление метасгабильвой модификации Т»-Лазн я гак*»

•1 - « 1- ,|

прекращение выделения ¿/'-фазы позволяют объяснить дальнейший ход временных зависимостей периода решетки и электросопротивления. Удельный атомный объем фазы условно примем равным удельному атомному объому, фаэы Т^ -1»бб7х10~2 нма. Это допустимо. | I . так как в литературе имеются сведения о модификации Т^» имеющей решетку» близкую к решетке Т^ с некоторыми недостроенными слоями. Следовательно» удельный объем Т^'-фазы больше

» чем у матричного

раствора и дилатационный эффект» овяванный с появлением Т^ -фа-8ы»^ должен приводить к уменьшению периода решетки матрицы» а параметры решетки Т^ (Т^) таковы» что при ее появлении в матрице возникают существенные искажения» обусловленные несоответствием решеток матрицы и выделений» и электросопротивление будет увеличиваться.

2з

Количественный анализ изменения полуширины рентгеновской линии (422) показал, что линия уширяется по достижении двух недель вылеживания и сужаетоя после четырех недель. Такси изменение подтверждает фацт выделения двух фаз о разнонаправленными дилагационнши эффектами. Причем, одна фаза должна превращаться в другую перестройкой своей решетки.

Все изложенное выше позволяет предложить следующую возможную схему распада пересыщенного твердого раствора при вылеживании сплавов» выделение ¿Р-фазы, обогащенн.ой медью и обедненной литием относительно огехиометрического состава, которая перестройкой своей решетки превращается в Т^-фазу. Последняя при на- ■ греве сплава может переходить в фазу Т^.

йзвеотно, что в алюыинкево-лигиевых сплавах ваканоии обра- , зуют устойчивые комплексы о атомами лития, а после образования частиц второй фазы, в состав которой входит литий, располагаются в виде оболочки вокруг частиц ( /£и/г>а% /С.*? и др., €990г.). Из-за разного температурного интервала существования фаз й1' и ^'(Т^) концентрация вакансий, освобождающихся при раотворении частиц, к моменту СПД будет различна, что, вероятно и влияет на относительное удлинение, так как основные меха изиы СПД связаны о диффузионными процессами. Частицы' У -фазы растворяются в интервале температур 140...1Ю°С, а освобождающиеся при этой вакансии еще до СПД успевают стечь и не участвуют в диффузионных процессах. Фаза Т£ при-нагреве превращается в стабильную Т^, которая, в соответствии с диаграммой состояния М- -А' » присутствует при температурах СПД и способствует сохранению к моменту СПД избыточной концентрации вакансий, пологительно влияющих на относительное удлинение. Анализ графиков в ) подтверждает различную склонность к динамической рекристаллизации образцов после разных выдержек при вылеживании, что иожет быть связано с раз-

ницей в фаговой ооставе и с различной скоростью структурных ив-" менений. '

ВЫВОДЫ

1. Установлено! что наилучшие показатели сверхпластичности

достигаются в листах иг сплавов 1450-и 1451 системы

* ! ■

о верекристаллизованной структурой, полученных с использованием как холодной прокатки и дрреиристаллизационного отжига» так и го рячей прокатки. •■ . ¡|,

2. Установлено, что в сплавах 1450 и 1451 однородная ультра-.мелкозернистая структуре формируетоя в результате'динамической

рекристаллизации (предположительно прерывиотой) во время сверх- j

плаотичеокой деформации. |j

* . ■ I'

Б. Показано, что при формировании ультрамелкозернистой ; j

j

, структуры важную роль играют крупные частицы фаг, имеющие размер О »8. ..0,9 ыки и способствующие образованию центров рекристаллива-; i

.*«»*«• <п ПАЛ А ИП/th ll«\M nv<TfA f* VlhAMTITII.

ЦПД О шяои WM мыъуи 4v • w luwiumi w ,

: 1 I

которые препятствуют pocry верна при оверхлласгачэфсой деформации,;

4. Показано. что увеличение содержания лития и циркония в сплавах'системы rfC-Cc/- Ас-Въ, а также проведение операции rejj терогенизационвого отжига непосредственно после горячей прокатки олвтка повывают склонность материала к динамической рекристаллизации и его показатели сверхпластичности. I

5. Разработана технологическая схема изготовления сверхпла-

. ' • : I

отичных листов из сплавов 1450 и 1451, включающая гетерогениза- :

цновный отжиг горячего подката при 850.„400°С, $..12 ч и горячую !

прокатк/ ий конечный размер при температуре гегерогенивации. Oi-

носительное удлинение листов из сплава 1450. обработанного по

такой йхеме и испытанного при 480°С и скорости 1»2хЮ"3 о"*, оо-

' отавлявт 4604.

6. В связи с отсутствием в настоящее время на металлургичео-

л аг

них заводах прокатного оборудования, позволяющего получать тонкие листы методом горячей прокатки, разработана и рекомендована к применению технологическая охема изготовления сверхпЯасгичных листов иа сплавов 1430 и<^451> включающая гзтерогенизпциояную обработку горячего подката (закалка, промежуточная холодная прокатка с обжатием 20$, гегерогевизавдонный отжиг 350„400°С, 6,.j[2 ч), окончательную холодную прокатку и дорекристаллизацион-ный отгаг при 450°С, 5 мин. Листы, полученные по этой охеме, имеют относительное удлинение до 330$ у сплава/1450 и до 260$ у сплава 1451.'

7. Обнаружено, wo по мере вылеживания при комнатной температуре оверхплаотичных листоз из исследованных сплавов после заключительной горячей прокатки перед сверхпластической деформаци- , ей относительное удлинение при СПД проходит через минимум в районе двух недель выдержка, а после четырех недель выдержки оно восстанавливается. Этот необычный эффект объяснен фазовыми превращениями. протекающими в сплавах при комнатной температуре.

8. Изменения относительного удлинения при оверхплаотической деформации, происходящие из-за вклеивания сплавов при комнатной температуре (см. п.7), требуют реглаиэнтиров ть время перерыва между получением листовых заготовок и их формовтсой.

Основные положения диссертации опубликованы в работах:

1. Сверхпластичноать сплавов системы .- Сергеева Д.Н., Левченко B.C., Никифоров А.0.-'Тезисы докладов 1-ой Воесоюзной кбш£еренш1и "Металловедение сплавов алюминия о литием", стр. 42, ВИЛС, Москва, 1991. • • .

2. Чормирование ультрамолкозернастой структуры и показатели сверх-пластичнссти сплавов на базе системы df-fts-Aj'.- Сергеева.Д.Н.,

Никифоров А.О., Новиков И.И., Макаров В.Д.- Известия вузов. Диет-

I

ная металлургия, Кб, Î99Î,

3. Сверхплаотичность оплавов оистеиы M--ÔU-А2.- Сергеева Д.H ------Левченко B.C., Никифоров А.О., Самохвалов C.B.- ТЛС, fô-Iû, -199Ï

стр. 29-32.

4. Положительное решение по заявке 164939298/02 ( 044022) от , 03.01.92.

МОСКОВСКИЙ ИНСТИТУТ СТАЛИ И СШАВОЗ ЗаказfÛ^ Объем Ул л. Тирах /Рр

Типография МШиС, ул. Орджоникидзе, 8/9