автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Исследование сверхпластичности высокопрочных сплавов системы Al-Zn-Mg-Sc-Zr

4 ¿3>

- ^

Ъ МОСКОВСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ

ИНСТИТУТ СТАЛИ И СПЛАВОВ -ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ

На правах рукописи ХАН Григорий Михайлович

УДК: 669.715:621.789.011:539.214

ИССЛЕДОВАНИЕ СВЕРХПЛАСТИЧНОСТИ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ АЬгп-М^-Бс-гг

Специальность - 05.16.01 "Металловедение и термическая обработка металлов"

Автореферат диссертации на соискание учёной степени • кандидата технических наук

Москва 1994

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

Научные руководители: 'доктор технических наук Захаров В.В., кандидат технических наук, доцент Никифоров А.О.

Официальные оппоненты доктор технических наук, профессор Рохлин Л.Л., кандидат технических наук, доцент Осинцев O.E.

Ведущее предприятие указано в решении Учёного совета.

Защита диссертации состоится ми 1995 г. 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: 236-9957 Автореферат разослан_

Ученый секретарь Совета кандидат технических наук

Б.А. Самарин

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы. Наиболее эффективным способом получения листовых деталей сложной конфигурации является формовка в состоянии сверхпластичности, которая позволяет существенно сократить число технологических операций и снизить трудоёмкость изготовления деталей.

Сплавы системы АЬгп-М^-Зс-гг относятся к наиболее высокопрочным свариваемым алюминиевым сплавам, обладая наилучшим сочетанием прочности и коррозионной стойкости для сплавов своей системы и высокой технологичностью в металлургическом производстве. В то же время , подробных исследований влияния легирующих элементов и технологии получения материала на структуру и показатели сверхпластичности сплавов системы М-гп-М^-Зс-гг не проводилось.

Цель работы. Исследование характеристик сверхпластичности _ промышленного сплава 01970, уточнение его состава и технологической схемы получения материала для СПД.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

- исследование влияния содержания скандия на структуру и СП характеристики сплавов типа 01970;

исследование влияния содержания цинка на структуру и СП характеристики сплава 01970 со средним содержанием скандия (0.18-0.197.);

- изучение влияния длительности гомогенизации слитка на структуру и СП характеристики сплава 01970;

- исследование влияния степени холодной деформации горячекатаных листов сплава 01970 на его СП характеристики.

Научная новизна. Установлена связь между скачкообразным измельчением зерна слитка (по достижении определённой концентрации скандия в сплаве) и резким увеличением относительного удлинения в листе при сверхпластической деформации.

Установлено,' что ультрамелкое зерно размером 2...4 мкм , необходимое для проявления эффекта сверхпластичности, в исследуемых сплавах формируется на ранних стадиях сверхпладтической деформации путём динамической рекристаллизации.

Практическая полезность. Определено оптимальное для достижения высокого относительного удлинения содержание скандия в сплаве типа 01970 системы АЬгп-Ме-Бс-гг (Ч1.2Х) , рекомендован .оптимальная длительность гомогенизационного отжига слитков (3 ч), , показана полезная роль увеличения степени обжатия при холодной прокатке и введения операции закалки ( по режиму 450*С, выдержка 1 ч, охлаждение в воду) перед сверхпластической деформацией.

Показано, что высокие показатели сверхпластичности исследуемых сплавов сохраняются при высоких скоростях сверхпластической ■3 -I

деформации (2x10 с ), что позволит значительно увеличить объём производства деталей в единицу времени.

. ' Апробация работы. По материалам диссертации сделан доклад на Международной научно - практической конференции "Скандий и перспективы его использования", Москва, 1994 г.

Публикации. По теме диссертации опубликована статья.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения. 3 глав, списка литературы (109 наименований), изложена на 1Щ страницах машинописного текста, содержит иллюстраций и Б таблиц.

'•□ДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

млтш1лл1 и МЕТОДИКИ ипсушловлния

Ала исследования влияния добавок скандия на структуру и по-качят^ли »-рорхп л»:тич!1пгти сплавов Д1- Хп-Мц-гг и АЬгп-Ме-Зс-гг (спл.Щ •'/). а таю1/' для исследования влияния содержания цинка на структуру и покплатили сверчпластичности сплавов М-7х\-Ы&-2с-Ъг (спл. не'.-11) Сыли отлиты модельные сплавы , составы которых приведены соответственно табл. 1 и 2 .

Химический состав исследованнных сплавов (?„, по массе)

табл. 1

N

сплава

1и

Мк

2с | | Мп I Ре

I I I

--------1----4----

— i п.11| 0.04! 0.01

0. 04 ь| 0.111 о.п/11 0.01

0.0'.-1 1 0.10! 0.041 0.01

о. р", | п.скл| о.,": | од.'ч

о. Г'! I О. ! 1 | !).(."'|| о.о.ч

| о.11| о.пг,] о.о;<

П. ■.-.'. I I П.1'|| П.114| о.пГ

51

0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 0.01 0.01

Т1

Сч

0.01| 0.01 | 0.011 0.01 | 0.01 | 0.021 0.0" | . _____1.

0.02| 0.0.? I 0.02| 0.02| 0.02| 0.02| 0.02.1 ______I

т

Химический состав исследованнных сплавов {X, по массе)

■ "' табл.

I N " | сплава

I—-

I 8 Г 9-I Ю I 11 I 12

1 13

'¿п

1.9 3.7 5.4

5.0 £>.26

•М£

2.1 2.1 2.1 2.1 1.95 2.0

ьс

0. 19 0.18 0. 18 0.18 0.17 0.27

гг | Мп I Ге

I I ' -1----1-

0.101 0.011 0.02

0.10| 0.01| 0.02

0.10| 0.01| 0.02

0.10| 0.01| 0.02

0.1'3| 0.27| 0.05

0.17| 0.03| 0.02

'__I____I____

51

0.02 0.02 0.02 0.0,'' 0.02 0.05

Т1 | Си

I

0.02| ---0.02| — 0.02| — 0.02| — 0.05| — 0.32| 0.30 __и__

Слитки диаметром 134 мм отливали методом полунепрерывного литья согласно технической инструкции виЛСа ТИ 0ПУ-4--01-87. В качестве шихтовых материалов использовали алюминий марки А99, и соответвтующие лигатуры. Расплав перегревали до 780°С и выдерживали в течение 30 мин с перемешиванием. Температура литья - 730 С.

Слитки гомогенизировали при температуре 460°С в течение &ч в печи , прессовали в полосы сечением ЗхЮО мм на прессе с усилием 1Ь00 Т из контейнера 130 мм прямым методом. Нагрев заготовок перед прессованием (400*С) проводили в индукционной печи ИН-40 • Из прессованых полос методом холодной прокатки на стане ДУ0-260 ср степенью обжатия 672 в направлениях вдоль и поперек волокла получали листы толщиной 1мм.

Для исследования влияния режимов гомогенизации на структуру и показатели сверхпластичности были отлиты слитки сплава Al-Zn-Wg-Sc-Zr, состав которого указан в табл. 2. (спл. N12).

Слитки гомогенизировали при температуре 450*С с временем вы-, держи 1,3,8,24 и 120 ч. Один слиток не подвергался гомогенизации. Технология литья , прессования и прокатки была аналогична вышеописанной.

Для -исследования влияния степени горячей деформаций на структуру и показатели сверхпластичности сплава типа 01970 (спл. N13 в табл. 2.2) методом непрерывного литья был отлит слиток сечением 165x550 мм, затем отгомогенизирован по режиму, 460*С, 6 ч, обточен до сечения 147x527 мм, прокатан па стане "Трио" до толщин: 10, 7 и 5 мм. Температура нагрева под горячую прокатку равнялась 340-360 ° С, время нахождения в печи 8 ч . Горячекатаные листы были прокатаны вхолодную до толщины 1 мм (степень обжатия' составила 90,87 и 80%) .

Часть образцов, вырезанных из листов с указанными степенями обжатия, были подвергнуты закалке по режиму 450°С , выдержка 1 ч, охлаждение в воду.

Микроструктуру сплавов изучали в светлом поле и в поляризованном свете на оксидированных шлифах. Электрополировку и анодное оксидирование проводили по методической рекомендации ВИЛСа МР-2-31-86.

Размер зерна определяли методом случайных секущих на шлифах с помощью светового микроскопа . Для определения размера 80рен в каждом структурном состоянии набирали 250 - 350 пересечений. Для измерений использовали полуавтоматический измерительный комплекс, • разработанный на кафедре металловедения цветных металлов МИСиС.

Исследование тонкой структуры проводили на фольга* в

просвечивающем электронном микроскопе ЛЕМ-2000ЕХ (Япония).

Определение показателей сверхпластичности проводили на универсальной испытательной машине 1231У-10, оборудованной трёхсек-ционной печью.

Проводили испытания двух типов:

1 - Растяжение при постоянной температуре и скорости деформации до разрыва.

2 - Растяжение при постоянной температуре со ступенчатым

увеличением скорости деформации в интервале скоростей

-5 -I -I .

10 -10 с .Диапазон температур испытании составил 450-500 С.

Далее первичные данные подвергали обработке по специально разработанным программам на ПК МАгоУ1А СМ 1914.

Влияние содержания скандия на структуру и показатели сверхпластичности алюминиевых сплавов типа 01970 системы АЬгп-Мг-Бс-гг.

. Влияние добавок скандия (в сочетании с цирконием) на структуру и показатели сверхпластичности (СП) сплавов системы АЬгп-К^-Бс-гг исследовали на 7 модельных сплавах типа 01970, фактический состав которых, в соответствии с результатами спектрального и химического анализов, приведён в таблице 1. технология получения материала для СП испытаний приведена в разделе "Материалы и методики исследования".

Макроструктура слитка сильно зависит от содержания скандия. Слиток, не содержащий скандия, обладает крупнозернистой структурой . Введение 0.09Х скандия приводит к ее заметному измельчению,

хотя при этом остается зона столбчатых кристаллов, которая исчезает при увеличении содержания скандия до 0.2%, и макроструктура слитка становится мелкозернистой и однородной по всему его сечению.

Размер зерна гомогенизированных слитков в диапазане содержания скандия в сплавах от 0.045 до 0.16% сохраняется на примерно одинаковом уровш - 120 мкм и уменьиается скачкообразно до 25 мкм ' при достижении концентрации скандия 0.21% (сплав N5). Дальнёйшее увеличение содержания скандия (до 0.39% , сплавы 6 и 7) не приводит к изменению размера зерна слитка. Наблюдаемый модифицирующий эффект , скорее всего , обусловлен появлением в структуре сплавов 5-7 нерастворимых первичных частиц фазы Alj (SCj^Zr^ ) размером 5-10 мкм .

Характеристики сверхпластичности исследуемых сплавов (N1-7) определялись на холоднокатаных листах толщиной 1 .мм. Технология' получения этих листов подробно описана в разделе 2.

Для определения влияния содержания скандия на торможение статической рекристаллизации листы сплавов N1-7 были подвергнуты рекристаллизационннм отжигам (имитирующим нагрев перед СПД) длительностью 15 мин при температурах от 375 до 585*С с шагом "5*С.

Листы сплава N1, не содержащего скандия, рекристаллизуется по всему объему уже при температуре отжига 3754С . Листы сплава N2 (0.045% Sc) почти полностью рекристаллизуются при 450*С , а листы сплава N3 (0.09% Зс ) при максимальной в этой серии температуре отжига 505*С (близкой к температуре солидуса данного сплава - 593*С) рекристяллизованы лишь на половину объёма . В сплавах с большим содержанием скандия (N4-7) рекристаллизация- не наблцда- ■ ется вплоть до температуры 505*0 . Доля рекристаллизованного объема в .этих сплавах, равная -5 %, соответствует наличию рекристал-

лизованного ободка на поверхности листов.

Причина столь сильного антирекристаллизационного эффекта заключается в очень высокой дисперсности частиц вторичных алюми-нидов А1Л (^с^, '¿г, ), в сравнении с алюминидами содержащими другие переходные металлы, (марганец , хром, титан и т.д.).

Таким образом. После отжига до температур испытаний на сверхпластичность 450-500°С в листах сплавов N3-7 сохраняется не-рекристаллизованная структура .

' Необходимо отметить, что для исходной йерекристаллизованной структуры ( перед рекристаллизационным отжигом) всех сплавов характерно уменьшение толщины волокна ( в холоднокатаных листах) по мере введения скандия и увеличения его содержания, в сплаве . После нагрева листов сплавов N3-7 до температур 450, 475 и 500" П ( 'считающихся оптимальными для СОД сплавов типа 01970 ) происходит наследование волокна в холоднокатаных листах и полигонизовсШ-ные. волокна в листах сплавов N3,4 оказываются соответственно шире, . чем в листах сплавов N5-7. Так, средняя ширина волокна после нагрева до 475*С в сплаве N3 (0,09% Зс) равняется 3,5" мкм, а в сплаве N5 -2,5 мкм.

. Для определения показателей сверхпластичности листов образцы, вырезанные вдоль и поперек направления прокатки, подвергали растяжению со ступенчатым увеличением скорости деформации при 450, 475 и 500°С. В результате испытаний было установлено, что изменение содержания скандия мало влияет на напряжение течения, величина которого (для скорости деформации 8x10'с*1 и температуре 475*С) колеблется в пределах 13-20 МИа для долевых и 32-45 МПа для поперечных образцов .

Показатель скоростной чувствительности напряжения течения т резко возрастает (до 0.4) при увеличении содержания скандия в

сплаве до 0.09% и при дальнейшем увеличении концентрации скандия меняется незначительно . В сплавах N3-7 у долевых образцов показатель m выше , чем у поперечных (0.4'и 0.3 соответственно). Кривые зависимостей величины показателя m от скорости деформаций характеризуются плоским максимумом, что позволяет предположить проявление сверхпластичности у указанных сплавов в широком диапазоне скоростей деформации.

Результаты испытаний на растяжение , с постояными скоростями деформации 2х102с'1, SxloV1, 2xlo'Jcl при температуре 450*С показали , что относительное удлинение скачкообразно увеличивается при достижении концентрации скандия 0.21% . Например, относительное удлинение в сплаЕе N3 (0.09% Se) при скорости деформации 8xl0'Vl составляет 220% , а в сплаве N5 (0.21% Se) - 540%. Дальнейшее повышение содержания скандия не приводит к увеличению относительного удлинения , а в ряде случаев может.приводить к не-' которому снижению этого показателя . В целом относительное удлинение у образцов, вырезанных вдоль направления прокатки, на 50-100% выше по сравнению с образцами , вырезанными поперёк прокатки.

Для выявления особенностей формирования структуры при СГЩ исследовали рабочую часть образцов после растяжения при 475*С со скоростью 8x10 V1 до определённых степеней деформации (50-400 X). В сплавах N 3-4, с содержанием скандия 0.09-0.16% динамическая рекристаллизация не проходит вплоть до степени деформации 200%, являющейся для них почти предельной . В то же время, в сплавах N5-7, содержащих 0.21-0.39% скандия, при достижении удлинения 200% за счёт динамической рекристаллизации почти полностью успевает сформироваться равноосная ультрамелкозернистая .(УМЗ) структура с размером зерна мкм , которая не претерпевает существен-

ных изменений вплоть до разрыва при 400-5001 деформации. Очевидно, что формирование УМЗ структуры в сплавах, содержащих >0.2Х скандия, и обусловливает их высокие показатели сверхпластичности.

Некоторое снижение величины относительного удлинения в ряде случаев в сплавах N6-7 (0.29 и 0.39 X скандия) может быть объяснено повышенной ( в сравнении со сплавом N5) плотностью крупных первичных частиц А1, (Бс^.гг^), которые затрудняют эернограничное скольжение при СЭД.

Более высокие показатели СП долевых образцов в сравнении с поперечными объясняются тем, что структура исходного долевого образца, характеризующаяся волокнами холодной прокатки, вытянутыми параллельно направлению растяжения, Солее благоприятна для формирования дислокационных стенок (субграниц) в процессе непрерывной динамической рекристаллизации.

Следует отметить, что критическая концентрация (-0.21 Бс) ■ является той границей, после которой происходит резкое измельчение аерна в гомогенизированном слитке. Для выяснения возможной взаимосвязи указанного' факта и скачка показателей сверхпластичности при этой же концентрации скандия были проведены электронно-микроскопические исследования сплавов N3 (0.09% 2с) и N5 (0.21Х 5с).

Исследование структуры гомогенизированных слитков сплава с использованием метода просвечивающей электронной микроскопии показали, что плотность вторичных дисперсных наделений фазы А^йс^.гг,, ) в сплавах N3 и N5 снижается по мере перемещения ит периферии дендритной ячейки к ее центру . В то же время, с ростом содержания скандия (сплав N5) возрастает число частиц А1Л Сл^.'/г, ) в единице объема алюминиевой матрицы и'сравнении со сплавом НО, увеличивается равномерность ее распределения по площади рассматриваемой фольги. Таким образом, межчастичное расстояние, силмю-

влияющее на процессы формирования структуры при нагррве до температуры СИЛ и ьл время С1Щ. уменьшается с увеличением содержания скандия в сплаве с 0.00* (гплав N3) до 0.21%. ( сплав N5).

Изучишь суверенной структуры в холоднокатаных листах после нагрева под С11Д показало, что средний размер субэерна в сплаве N3 (0.09% Зс) (1.58 мкм) больше, чем в листах сплава N5 (0,21% Зс) (0.9.'_ мкм). причем для субзёрен сплава N3 характерен широкий разброс по размерам , а для сплава N5 - нет.

С целью изучения изменения субструктуры сплавов N3 и N5 в ходе СПЛ, были исследованы фольги, взятые из рабочей части образцов после разрыва при растяжении со скоростью 8xl0Jc"J и температуре 475 С. В сплаве N3 относительное удлинение составило ~250% , а для сплаве N5 - 500". Для сплава N5 (0,21% Зс) характерна более мелкая и однородная структура , чем в сплаве N3 (0,09% Зс) , несмотря на более высокую степень деформации. .Это объясняется-блокирующим действием ДИСПЕРСНЫХ ЧаСТИЦ Alj (Зс,_х, 7гх ), плотность которых в сплаве N5 выше .чем в сплаве МЗ.

В результате исследований тонкой структуры образцов до и после СПД было сделано предположение о-том. Что в ходе СГЩ в обоих сплавах (N3 и N3) протекают сходные процессы:

- на начальных стадиях СПД субзерна, составляющие исходную полигонизованную структуру, набирают разориентировку. превращаясь в рекристаллизопанньк' зерна;

- перемещение дислокаций в тел- зерна тормозится вторичными дисперсоидами Л1, (Зс,_х, /л„ ), и результате чего образуются дислокационные стенки , разделяющие рекристаплизов.'ишое зерно 'на несколько субзерец (внутри одного зерна может выстраиваться несколько стенок). Нноы. i'браковавшиеся субзерна в ходе СПД постепенно набирают разори inир<.гку и снова пр»'Р|хтщп»>тся в зерна.

что является, по сути, непрерывной динамической рекристаллизацией;

- вторичные частицы А13 (Зс,,х, 1гх ), помимо вышеуказанной функции торможения движения дислокаций,' препятствуют укрупнению рекристаллизованных зёрен обоих сплавов, закрепляя их границы Различие в показателях СП ( в частности, в величине относительного удлинения) сплавов N3 и N5, видимо, определяется вышеупомянутым различием характера исходной (перед СПД) структуры . В исходной структуре сплава N3 присутствуют крупные.субзёрна. Эта особенность наследуется структурой сплава N3 при СПД и ,как правило, эти крупные субзёрна (зерна) не "разбиваются" дислокационными стенками, и , следовательно, нарушается механизм непрерывной рекристаллизации.

В сдлаве N5 однородные мелкие исходные субзерна предопределяют формиррвание УМЗ структуры в ходе СПД, благоприятной для реализации основного механизма сверхпластической деформации - зер-нограничного скольжения.

Кроме того, в сплаве N3 плотность вторичных выделений фазы А^ (Эс,.,,гг, ) в объёме зерна меньше, чем в сплаве N5, из-за меньшего содержания скандия .• В отдельных зернах сплава N3 плотность дисперсоидов может быть недостаточна для эффективного торможения дислокаций (частицы А1л(3с,.х,гг)1 ) когерентны матрице и могут перерезаться дислокациями).

Таким образом, при одинаковом механизме образования рек-ристаллизованной структуры во время СПД, различие в СП свойствах сплавов N3 (0,09% 5с) и N5 (0,21% 5с), вероятно, определяется различием параметров исходной (перед СПД) субзеренной структуры, а также неодинаковой плотностью распределения вторичных когерентных частиц фазы А15(Зс^.гг^ ) по объему зерен (субзерен) в указанных сплавах.

Влияние содержания цинка на структуру и свойства сплавов системы Al-Zn-Mg-Sc-Zr

Целью данного раздела являлось исследование почти не изученной области влияния содержания основных легирующих элементов (в частности цинка) на характеристики СП базового сплава 01970 системы Al-Zn-Mg-Sc-Zr при среднем номинальном содержании скандия в данном сплаве (0.18-0.19%) .

Влияние содержания цинка на показатели СП сплавов Al-Zn-Mg-Sc-Zr исследовали на четырех сплавах типа 01970, содержащих 1.9% (сплав N9) ,3.7% (N10), 5.7% (N11) Zn , а также сплав, не содержащий цинка (N8). Составы перечисленных сплавов представлены в тггбл. 2.

Введение и увеличение содержания цинка мало влияет на макроструктуру слитка - крупнозернистую, с отдельными зонами присутствия столбчатых кристаллов.

Исследования микроструктуры слитков показали, что средний размер зерна сплавов N8-11 примерно одинаков (170-190 мкм). Большая величина зерна слитков сплавов с разным содержанием цинка в отличие от слитков сходных по содержанию скандия сплавов N 4-5 , по-видимому, связана с неконтролируемыми отклонениями в технологических параметрах приготовления плавки и литья.

Для исследования исходной (перед СПД) структуры холоднокатаных листов сплавов (N8-11) была проведена серия рекристаллиза-ционных отжигов в диапазоне температур 425-585*С ( время отжига 15 мин), имитировавших нагрев под СПД.

Изучение микроструктуры листов после отжигов показало, что

частичная рекристаллизация в листах сплавов N 8-11 после статического отжига происходит лишь, при 575-585°С (температурах, Слизких к температуре солидуса ) . Изменение содержания цинка мало сказывается на рекристаллизации листов.

После рекристаллизационных отжигов при более низких температурах ( в диапазоне 425 - 550*С ) структура сплавов N 8-11 остаётся полностью нерекристаллизованной аа исключением рек-ристаллиэованного ободка (3-4% объема полосы) в сплавах, содержащих 3.7 и 5.4% цинка.

Таким образом, установлено , что исходная структура перед началом СПД (при 475*С) сплавов N8-11 нерекристаллизованная.

Испытания на растяжение со ступенчатым увеличением скорости деформации показали . что с увеличением содержания цинка в сплаве

-3 -I

напряжение течения снижается, Так. при скорости деформации 8x10 с и 475°С напряжение течения сплава N8 (бг?, цинка) равно 18 МПа, сплава N10'(3.7% Zn) - 14 .МПа, а сплава N11 (5.4% Zri) - 10 МПа.

В образцах, вырезанных поперек направления прокатки .'-напряжение' течения несколько шве, чем в образцмх, икрег.аичнх едоль направления прокатки .

Показатель скоростной чувствительности нс-що*«* чии i«<>- him ш при скорости деформации 8x10 V1 повиюсчся с ул-лич«- ни>-м .-^...ржания цинка в сплаве. Более резкое ув*лич<иш<.' тжсжи^дл п> наблюла ется у продольных образцов (т-0.3 У сплава . сод-.'ржйиего 1.УХ Zu и т=0.5 у сплава, содержащего 5.4% Zn). У поперечных образцов показатель m незначительно растет лишь при введении ъ сплав 5,4% Zn (сплав N11) . При наибольшем содержании цинка .'сплав N11) v образцов .вырезанных вдоль прокатки.'показатель ш выше, чем у образцов, вырезанных поперек прокатки (-0.45-0.5. и 0,05 соответственно) .

Кривая зависимости величины показателя m от скорости деформации пологая (без резкого максимума) , что может предполагать проявление сверхпластичности исследуемых материалов в широком скоростном интервале.

Тем не менее, несмотря на то, что величины показателя ш и напряжения течения для сплавов N8-11 примерно сопоставимы с величинами этих свойств у сплавов N1-7 (см. раздел 3) -относительные удлинения, полученные на сплавах N8-11, невелики и лишь незначительно возрастают с повышением содержания цинка до 3.7 и 5.4Х, достигая 200-2501.

Как и ожидалось, значения относительного Удлинения сплавов N8-11 почти не-меняются в широком интервале скоростей деформации (10 5 -10 1 с'). Относительное удлинение сплава N11, содержащего 0..19I скандия примерно соответствуют .данным полученным на сплаве N4 (см.раздел 3), который отличается от сплава N11 только содержанием марганца.

Таким образом, увеличение содержания цинка в сплавах Al-Zn-Mtf-Sc-Zr типа 01970 приводит к некоторому улучшению показа- . телей сверхпластичности: напряжение течения снижается на 5-10 МПа при оптимальной скорости деформации (8x10 5 с"' ), а показатель скоростной чувствительности напряжения течения m повышается до 0.5 (сплав , содержащий 5.4£ Zn), в сравнении с 0.3 при содержании цинка в сплаве 1.9I. Тем не менее , недостаточное содержание скандия в сплаве (0.18-0.197.) не позволяет получить высокие показатели относительного удлинения, что еще раз подтверждает ранее сделанный вывод, о том, что-для обеспечения высоких показателей сверхпластичности сплава типа 01970 необходимо введение не менее 0.2 7„ Sc.

Влияние длительности гомогенизационного отжига на 'структуру и показатели сверхпластичности свойства сплава 01970

ч

Для получения оптимальных 'эксплуатационных свойств сплава 01970 рекомендован режим отжига слитков 460*С , 6 ч. Целью данного раздела работы было выяснить влияние продолжительности отжига слитков на показатели СП полученных из них листов и при необходимости скорректировать оптимальный режим гомогенизационного отжига.

Для исследований слитки сплава N12 были гомогенизированы при стандартной (для сплава 01970) температуре 460*С с выдержками 1, 3, 8, 24 и 120 ч, один слиток не подвергался гомогенизационно-му отжигу .

Макроструктура всех исследованных слитков носит однородный мелкозернистый характер.

Исследование микроструктуры слитка показало, что средний размер зерна фактически не меняется при увеличении длительности гомогенизационного отжига и колеблется в интервале 20-25 мкм. Лишь в слитке гомогенизированном в течении 120 ч, средний размер зерна несколько увеличивается (до 29 мкм).

Исследование распределения зёрен по размерам показало, что размеры основной массы зёрен в слитках, гомогенизированных с выдержками от 1* до 120 ч, колеблются в пределах 10-30 мкм.

Примечательно , что в сплаве N12 структура мелкозернистая в отличие от структуры сплава N4 с примерно аналогичным содержанием скандия (~ 0.16% ). Столь значительная разница в размере зерна

слитков, видимо, объясняется повышенным содержанием циргаэния (0.137.) и титана (0.05%) в сплаве N12 в сравнении со сплавом N4.

Структура листов после нагрева до температур СПД (450-БСЮ*С),' полученных прессованием и холодной прокаткой .состоит из рек-ристаллизованного ободка (10-20% объема) и полигонизованных волокон,- разбитых на субзерна.

Испытания со ступенчатым увеличением скорости деформации показали, что напряжение течения и показатель скоростной чувствительности напряжения течения ш практически не зависят от длительности выдержки при гомогенизации.

Значение показателя т при всех температурах испытания колеблется в диапазоне 0.3-0.4: ш плавно снижается при 450*С, остается неизменным при 475 * С и несколько возрастет при 500®С с увеличением длительности гомогенизации .

Напряжение течения при оптимальной для сплава типа 01970 скорости СПД 8Х10"1 с"' снижается от 32 МПа при 450*С до 20 МПа при 500'С .

Тем не менее, испытания на растяжение с постоянной скоростью деформации показали, что максимальные удлинения получаются при гомогенизационных выдержках 1 и 3 ч и плавно снижаются при дальнейшем увеличении длительности гомогенизации . Максимальное удлинение у образцов, вырезанных поперёк направления прокатки, 350% (скорость деформации 8хю'5 с'1 ) достигается после гомогениза-

ционного отжига длительностью 1 ч и после гомогенизации в течение

-1 -1

3 ч при скорости деформации 2x10 с . В образцах из слитков, гомогенизированных в течение 120 ч, относительное удлинение падает примерно на 100%.

У долевых образцов относительное удлинение несколько выше, • чем у поперечных, но диапазон достигнутых удлинений (в зависи-

мости от длительности предшествующей гомогенизации) шире. Так при

' -з -I

скорости деформации 8x10 с разница между максимальным удлинением

479% (гомогенизация - 3 ч ) и минимальным удлинением 307% (гомогенизация - 120 ч) составляет ~170%.

При Солее низкой скорости деформации 2x10'с*" относительное

удлинение при всех гомогенизационных выдержках ниже , чем при

-з -I -1 -I

скоростях 8x10 с и 2x10 с примерно на 50 - 80%.

Исследования структуры рабочей чти образцов после растяжения до определённых степеней деформации показали, что динамически рекристаллизованная структура начинает формироваться после удлинения образцов на 100% . Наиболее активно динамическая рекристаллизация протекает в образцах- после гомогенизационного отжига длительностью 3 ч, и именно эти образцы показывают наибольшее удлинение при СПД. В образцах .вырезанных вдоль прокатки, динамически рекристаллизованная структура формируется к 200% деформации. В поперечных' образцах к 200% деформации сохраняются участки с не-рекристаллизованной структурой, что .вероятно,предопределяет их более низкие свойства.

Таким образом, с увеличением длительности гомогенизации слитка относительное удлинение листов, определяемое при испытаниях на сверхпластичность, проходит через максмимум. Максимальные значения относительного удлинения достигаются при отжиге длительностью 1-3 ч. В этом случае при испытаниях на сверхпластичность ¡.аиболее интенсивно проходят процессы динамической рекристаллизации, обусловливающие формирование ультрамелкозернистой структуры. Эту закономерность можно объяснить тем , что в процессе гомогенизации слитков происходит распад пересыщенного твердого раствора скандия и циркония в алюминии с выделением дисперсных частиц фазы Alj (Sc(„, Zrx ), причём плотность распределения частиц с увеличением

длительности гомогенизации проходит через максимум. Частицы с максимальной плотностью и минимальным средним расстоянием между ними в наибольшей степени способствовуют формированию ультрамелкозернистой структуры в процессе динамической рекристаллизации при растяжении образцов. Поэтому, учитывая влияние гомогенизации на показатели сверхпластичности листов сплава типа 01970, выбор' режимов этой технологической операции должен проводиться с учетом указанной закономерности и соответствовать максимальной плотности выделения частиц фазы (5с,_х, Ег^ ).

ВЛИЯНИЕ СТЕПЕНИ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРУКТУРУ И ПОКАЗАТЕЛИ СВЕРХПЛАСТИЧНОСТИ СПЛАВА ТИПА 01970.

В работе исследоь:иш влияние обжатин при холодной прокатке на показатели гворхиллстичности листов сплава 01970. Образцы для испытаний на сьерхпластичность были вырезаны из листов, полученных но традиционной для сплава 01970 схеме: холодная прокатка горячего подката (подробнее см. раздел 2 ).

Макроструктура слитка, состав которого указан в табл. 2 (спл. N13), однородная и мелкозернистая по всему его сечению . Средний размер зерна в слитке составляет 36 мкм.

Для изучения влияния степени холодной деформации на структуру и показатели СП листов сплава 01970 использовали горячий подкат толщиной: 10, 7 и 5 мм. При холодной прокатке на толщину 1 мм суммарна степень обжатия составила 90, 85 и 80% соответственно. Здесь и далее образцам сплава 01970, подвергнутым холодной деформации со степенями обжатия 80, 85 и 907., будут присвоены номера 13.1,13." и 13.3 соответственно.

Как и в предыдущих разделах работы, для определения типа структуры перед началом СПД проводилась серия рекристаллизацион-ных отжигов в диапазоне температур 450-585 ° С (время выдержки 15мин). Изучение микроструктуры листов после отжигов показало, что ни в одном из исследованных образцов, вплоть до температуры 585*С, не наблюдается протекания статической рекристаллизации. Таким образом, перед началом испытаний на сверхпластичность при 450-500 * С все листы имели полностью нерекристаллизованную структуру.

Для определения напряжения течения и величины показателя ско-■ ростной чувствительности напряжения течения ш проводились испытания со скачкообразным увеличением скорости деформации. При увеличении степени холодной деформации с 80 до 90 7. напряжение течения Э снижается с 25 до 15-МПа при скорости деформации 8x10"V .. Это , видимо , связано с утонением волокна в более деформированных образцах и уменьшением размера субзерна. У образцов ', вырезанных вдоль направления прокатки, показатель т сильнее зависит от степени холодной деформации, чем в образцах, вырезанных поперёк направления прокатки . У сплава 13.3 (степень деформации 90%) показатель ш составляет 0.43 при 500*С, а у сплава 13.1 (степень деформации 80%) - 0.35. У образцов, вырезанных поперёк прокатки, величина показателя ш мало зависит от степени холодной деформации и в интервале температур испытаний 450-500°С колеблется в диапазоне 0.42-0.49.

Характер изменения относительного удлинения образцов сплавов N13.1-13.3 при СГЩ с постоянной скоростью растяжения в зависимости от степени холодной деформации листа кореллирует с характером зависимости показателя гп от степени холодной деформации: - у поперечных образцов относительное удлинение мало за-

висит от степени холодной деформации и колеблется в диапазоне 400-500%. Наибольшие удлинения для поперечных образцов зафиксированы у сплава 13.2 при скорости деформации 8xlO"Jc"1 и температуре 4750 С. Среднее относительное удлинение листов сплава 13.2 при этих условиях достигает 550%;

- у долевых образцов относительное удлинение увеличивается пропорционально возрастанию степени обжатия при холодной прокатке. Так при скоростях СПД 2х10"'с"1 и 2х10~2с1 разница между относительными удлинениями сплавов 13.1 и 13.3 составляет ~200%, а при скорости деформации 8х10"5с 1 - 100%. У образцов, подвергнутых холодной прокатке с обжатием степенью 90% , величина относительного удлинения колеблется в пределах 050-750% .

Примечательно, что у образцов, вырезанных вдоль направления прокатки, показатели относительного удлинения значительно выше, чем у поперечных образцов, причем эта разница увеличивается с увеличением степени обжатия при холодной прокатке, достигая 250% для сплава 13.3.

Исследования микроструктуры сплавов после СПД до определенных степеней ;uФормации псказачи, что к 100% удлинения в продольных, и н пси.речных образцах динамически рекристлллизованнля структура -пи не г^ормприи,uiaci, окончательно. В поперечных образцах участки (¡.uTsiiTini нолшч'-ни^ьы'цшой структуры встречаются и Песде ГЦЧ дс , в то 11« мн как к долевых образцах к 200%

i'IW '¡юрмкру. n-л siiv-iiiA-n.w р> крпст.илиг.окшн.'й Ж*'структура , которая и.- меняете.-: ищут». {..'«•Ч-Ушиим i.prt №0 000? Деформшши. Ivp.viTH.', t»>.v t (•.•■нн>-<-.Ь рмг.рг ьание рекри 'галлизиваннои мелкозернист!.;'! с: рукiг ы Hi.a.-ieT.'rf одним иг. объяснений более высоких удли-н> ,1.1.) .!••). i s (.-. аншч гл^ль н шр.ааини прокатки.

Иемкм., Ь|«и-П.-р-ысленны". испит.гний, диеты сплавов 13.2-13.3

м -

были''подвергнуты закалке по режиму : 450*С . выдержка 1 ч с охлаждением в воду для последующих исследований влияния введения операции' закалки на СП характеристики этих сплавов. Образцы для испытаний вырезали вдоль направления прокатки.

Результаты оценочных испытаний сплава 13.2 (степень обжатия при холодной прокатке 85%) на растяжение со ступенчатым увеличением скорости деформации показали, что напряжение течения заиленных образцов ниже напряжения течения незакаленных образцов того же сплава на 5-7 МПа . , Зависимость показателя скоростной чувствительности напряжения течения гп от скорости деформации закаленных образцов характеризуется более резким максимумом в диа-

-5 -1 -I

пазоне скоростей деформации (3x10 - 4x10 с ) в сравнении с неза каленными образцами. В указанном диапазоне скоростей деформации величина показателя т у закаленных образцов на 0.06-0.08 больше, чем у незакаленных образцов и достигает значения 0.4 при скорости деформации 1x10 с .

Сплав 13.3 был подвергнут испытаниям на растяжение с постоянной скоростью деформации (8х10*3с*1 ) при температуре 475°С. Максимальное относительное удлинение закаленного образца составило 830%, что на 150% превышает показатели относительного удлинения для незакаленных'образцов того, ке сплаЕа при аналогичных условиях СПД.

Повышение показателей относительного удлинения у закаленных образцов-, скорее всего, объясняется растворением при нагреве под закалку грубых первичных интерметаллидов , являющихся очагами образования пористости при СПД.

виводы

1. Исследовано влияние содержания скандия на структуру и показатели сверхпластичности листов сплавов типа 01970 системы А1-гп-Ме-2с-гг. Установлено, что по достижении содержания скандия 0.2% происходит резкое измельчение верна в слитке и рост показателей относительного удлинения при сверхпластической деформации листов.

2. Холоднокатаные листы сплава типа 01970 с содержанием

скандия не менее 0.27. обладают высокими показателями свер^-

пластичности в широком интервале скоростей деформации (2x10 --■2 1

2x10 с" ), причем в образцах, вырезанных вдоль направления прокат-* ки, показатели сверхпластичности выше, чем в образцах, вырезанных поперек направления прокатки.

3. Изменение содержания цинка в сплавах системы АЬгп-Мг-Зс-гг ( типа 01970) в пределах 1.9-5.4Х мало влияют на показатели сворхпластичности.

4. Ультрамелкозернистая структура формируется в сплавах типа 01970 с содержанием скандия ^0.21 (при наличии 0.11Х циркония в сплаве) на начальных стадиях сверхпластической деформации в результате динамической рекристаллизации.

5. С увеличением длительности гомогенизации относительное удлинение, определяемое при испытаниях на сверхпластичность, проходит через максимум при длительности гомогенизации 1-3 ч. Это объясняется тем, что плотность выделения частиц фазы А13 (Бс^Дг, ), образующихся при распаде твердого раствора скандия и циркония в алюминии во время гомогенизации, с увеличением длительности гомогенизации проходит через максимум, создавая благоприятные условия для формирования ультрамелкозернистой структуры при динамической

рекрйсталлизации.

6. Увеличение степени деформации при холодной прокатке горячего подката, мало влияя на относительное удлинение образцов сплава 01970, вырезанных поперёк направления прокатки, на 100-200% повышает относительное удлинение образцов, вырезанных вдоль направления прокатки, что объясняется более-'равномерным развитием процессов рекристаллизации в продольных образцах при больших степенях деформации.

7. Включение в технологическую схему получения листового материала ( после горячей и холодной прокатки) закалки в воду Д450 С, выдержка 1 ч) позволяет повысить относительное удлинение в сравнении с незакалёнными образцами с -700 до 830%.

Основные положения диссертации опубликованы в работе: 1. "Влияние содержания скандия на структуру и показатели сверхпластичности алюминиевых сплавов системы-Al-Zn-Mg-Sc-Zr". Хан Г.М., Никифоров А.О. , Захаров В.В., "Новиков И.И. - Цветные металлы, 1993 г, N11. с. 55-57.

' ; \

МОСКОВСКИЙ ИНСТИТУТ СТАЛИ И СПЛАВОВ (ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ)

Заказ 2.95 Объем 1 п.л. Тираж 100

Типография МИСиС, ул. Орджоникидзе, 8/9