автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Разработка технологической схемы получения сверхпластичных листов и изучение механизмов сверхпластической деформации сплава АМг4

Ца правах вухАпися УДК 669.01:539,214

ШШЫШИ ШЕАДИСШШ ИГОРЕВИЧ

РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИЧЕСКОЙ СХЕМЫ ПОЛУЧЕНИЯ СВЕРХПЛАСТМИНЫХ ЛЖЛГОВИ ЮУтеПШЕ МЕХАНИЗМОВ СТЕРтМСШЧОЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ СШ1АВААМг4

Специальность 05.16.0S. - "Мскшлозедекие и теркичесхая

обработка металлов"

О

л

Авгто^йфграт днйсяртадми на саигканкв учший стггаеюм вшздидата техимчиских каук

Москва, 1596

Диссертационная работа выпотшкага asa кафедзге металловедения цветных металлов Московского ¡государственного института стали ее силшшв

Научные руководители: диктор технических наук, профессор НОВИКОВ М.Щ. кандидат технических наук, доцент НИКИФОРОВ-АД]).

Официальные оппоненты: доктор технических наук ЗАХАРОВ В.В. кандидат технических наук ЭСТШЫ Д.Г.

Ведущее предприятие Всероссийский институт авнациоашых материалов (ВИАМ)

Защита . пссертащшг состоится {Йййй5й?Л996 г. в на заседании специализированного совета 1С 053.08.03. при Московской 'институте стали и сплавов по адресу: Í17936, Москва, ГСТ1-1, Ленинский проспект, д.4, ауд. 436. С диссертацией шю ознакомится а библиотека Московского института стали и сплавов.

Оправки по телефону: 095-236-3259

Автореферат разослал .........„„„.........Í996 г.

Ученый секретарь Диссертационного coserá, профессор

БА.Самарии

ВВЕДЕН®

Актуальность..йабот. Повышение эффективности производства и качества изделий из алюминиевых ставов в условиях мелко- и среднесерийного производства может быть обеспечено сЕерхпласти-ческой формовкой (СП*; листовых заготовок с ультромелкозернис-той (УНЗ) структурой. По сравнению с традиционными методами получения таких изделий многооперационной листовой штамповкой,

СПФ обладает рядом преимуществ . к числу которых откосятся икэ-■з

кие капиталозатраты и трудоемкость изготовления изделий, высокий коэффициент использования металла, возможность получения сложнопрофильных изделий на маломощном прессовом оборудований к простой, дешевой оснастке. Поэтому важной является задача получения сверхпластичных листов из стандартных промышленных сплавов для изготовления из них методом СЛФ деталей сложной форкы.с требуемым уровнем эксплуатационных свойств.

Хотя в настоящее время существует много сверхпластичных алюминиевых сплавов, но все они обладают недостатками, препятствующими их широкому использованию в промышленности. Это или сложная технологическая схема получения сверхпластичных листов, или специальные легирующие добавки, удорожающие сплав или затрудняющие утилизации отходов, или это сплавы, специально разработанные для СП®, ко отсутствующее в ГОСТе. Поэтому крайне актуальна проблема разработки технологии получения листов из недорогого стандартного сплава, обладающего хорошими показателями сверхпластичности.

В работе в качестве объекта исследования был выбран про-кыаленныЯ сплав АМг4 систекы А1-Нв-Ип. Этот сплав относится к термически неупрочняемьи срздкепрочнда свариваемым сплавам к обладает высокими коррозионными свойствами.

Сплав АМг4 используется в судосторешш. строительстве и в транспортном машиностроении. Ранее сплаз АМг4 з нашей стране как сплав, пригодный для сверхпластаческсй формовки, не исследовался. .

Цель работы. Разработать и исследовать технологию, позволяющую получать сверхпластичный лист из сплава АМг4, не сильно отличающуюся от стандартной технологии, используемой в промышленности, выявить механизмы сверхпластической деформации(СПД) сплава АМг4.

Для достижения поставленной цели в работе решали следующие задачи:

»

- установить влияние содержания хрома, примесей железа и кремния,скорости охлаждения при кристаллизации,режима рек-ристаллизащюнного отжига и степени обжатия при холодной прокатке на структуру и показатели сверхпластичности сплава АМг4;

- установить закономерности влияния температуры и скорости СПД на показатели сверхпластичности сплава АМг4;

- установить закономерности изменения размера и формы зерен в процессе СПД сплава АМг4:

• выявить действующие при СПД механизмы деформации сплава АМг4.

Наичная новизна.Обнаружена резкая температурная зависимость относительного удлинения при СПД сплава АМг4 при температурах вблизи солидуса. Снижение температуры СПД всего лишь на 20°С( с 570 до 550°С ) приводит к падению относительного удлинения с 1050 до 650%.

Установлено, что в оптимальных температурно-скоростных ус- ловиях СПД (при температуре.570°С и начальной скорости деформации l*10"3c_1) вклад зернограничного скольжения(ЗГС) в общую деформацию необычно мал (6 %), а СПД осуществляется внутризе-ренцым дислокационным скольжением, вклад-которого в общую деформацию около' 5035, и диффузионной ползучестью, которая проявляется в образовании зон, свободных от выделений, на поперечных границах зерен.

При понижении температуры с 570 до 550° С наблюдается уве-

личение вклада ЗГС, ослабление диффузионной ползучести и увеличение вклада внутризеренкого дислокационного скольжения.

Сохранение формы и размеров зерен при СПД обеспечивается динамической рекристаллизацией, которая выявлена по периодическому характеру зависимости размера зерна, коэфициента вытяну-тости зерен и доли мелких зерен от удлинения при СПД.

Практическая полезность. Предложена простая технологическая схема получения листов из сплава АМг4 с высокими показателями сверхпластичности. В отличие от традиционных схем получения листов, применяемых для большинства сверхпластичных алюминиевых сплавов, включающих рекристаллизационный отжиг в селитряной_ ванне," в предложенной схеме рекристаллизационный отжиг, как самостоятельная операция, отсутствует, поскольку он совмещен с нагревом заготовки до температуры СПД.

Для получения высоких показателей сверхпластичности рекомендовано готовить сплав АМг4 на основе алюминия с содержанием примесей Fe и SI не более 0,355. а предпочтительнее не более О,15%;при этом содержание хрома должно быть вблизи верхнего предела марки сплава(около 0.2%)

Рекомендовано проводить холодную прокатку со степенью обжатия не менее 83%.

Определены оптимальные для СПД температурно-скоростные условия сверхпластической деформации сплава АМг4.

Публикации. Основные результаты работы изложена в статьях

1. "Peculiarities of Technological Route to Produce SP Sheets of AMg4" V.I.Polkln. A.0.Nlklforov, I.I.Hovikov "Superplas-tlclty in Advanced Materials."(ICSAM-94.) Москва, 1994г.

2. "Сверхпластнчность сплава АМг4" Никифоров А.О., Полькин В.И., Новиков И.И." Цветные металлы" КЗ, 1995г..

. 3. "Механизмы сверхпластической деформации алюминиевого сплава АМг4" Новиков И.И., Никифоров А.0., Полькин В.И., Лев-

ченко B.C. Известия вузов "Цветная металлургия" N1, 1996г.

Сшр'ишцто и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 3 глав, списка литературы( 65 наименований), изложена на . 125 страницах машинописного текста, содержит 30 иллюстраций и 6 таблиц.

МАТЕРИАЛЫ Н МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

В работе отливали слитки сплава АМг4. состав которых представлен в табл. 1,

Таблица 1. •

Химический состав (массовая доля %) использованных в работе слитков и марка алюминия, из которого готовили сплавы

1 1 |спл| 1 N | 1 1 1 марка 1 A1 1 Mg -1 -......."1 Мп Сг 1 1 I 1 1 Fe | 1 1 1 SI I

1 1 I 1 1 1 I А5 ! 4,2 0.6 0,14 1 > 1 0.3 | 1 1 0.1 1

1 1 1 2 I 1 I А6 I 4.0 0,6 0,15 1 1 1 0.26 | 1 I 0.08 I

I 1 f 3 I 1 1 .' А7 | 4.1 0.54 0,17 1 1 1 0.18 I 1 I 0.06 |

1 1 ! 4 1 1 1 А85 | 4.4 0.51" 0,16 1 I 1 0.08 I 1 I 0.04 |

1 1 1 5 I 1 1 А85 | 4.2 0,65 0,08 1 1 10.08 1 1 1 0.04 1

1 1 1 6 I 1 . 1 А85 | 1 ' 4.3 0,6 0,21. ■| ■ 1 1 1 1 0.0851 4-L_ 0.0151 <

Слитки выплавляли в лабораторной шахтной печи с силитовыми нагревателями в графито-шамотном тигле. В качестве шихтовых материалов использовали алюминий разных марок (см.табл.1.), магний МгО и соответствующие лигатуры. Во время плавки температура расплава не превышала 780 °С, температура заливки составляла 730 ± 10°С.

Гомогенизацию слитков проводили в муфельной печи электро сопротивления с воздушным нагревом по следующему режиму: 480 °С. 6ч.

В опытах по выбору технологической схемы и определению роли примесей слитки размером 100x40x20мм получали литьем е водо-охлаадаемую изложницу . В экспериментах по определению роли скорости охлаждения при кристаллизации слитки размером 200x40x20 мм получали литьем в стальную изложницу, нагретую до разных температур. Для получения скоростей охлаждения при кристаллизации 1,35; 9,5 и 16,5 °С/с температура изложницы была 500, 200 и 20 °с соответственно, что отвечает диаметру слитков 300, 200 и 120 мм(сплав И 4).

Затем слитки, как в первом, так и во втором случае, разрезали на заготовки размером 40x15x20мм для горячей осадки при температуре 430-440°С. В остальных экспериментах использовали слитки размером 350x150x35 мм, которые отливали методом бесструйного литья, а затем подвергали горячей прокатке при температуре 420-440°С.

Слитки катали в горячую на стане ДУ0-260 (в ВИЛСе ) при температуре 420-440°С или горячую прокатку заменяли горячей осадкой на испытательной машине УМЭ-ЮТМ при температурах 420-430° С.

Холодную прокатку проводили на стане ДУ0-260 (в ВИЛСе > или на лабораторном двухвалковом стане. С целью получения разных степеней обжатия при холодной прокатке ( 40, 60. 70, 30 л

83 %) горячий подкат толщиной 6 мм докатывали в горячую до толщин 1.8; 2,5; 3,3 и 5 мм, после чего катали в холодную до толщины 1 мм.

Рекристаллизационкый отжиг проводили в селитряной ванне, в воздушной печи или совмещали с нагревом до температуры сверхпластической деформации.

Микрошлифы готовили методами механической шлифовки и полировки. после чего их подвергали электролитическому полированию, при необходимости - анодному оксидированию или химическому травлению. Структуру после анодного оксидирования изучали в поляризованном СЕете.

Размер зерна определяли методом случайных секущих на шлифах с помощью светового микроскопа. Для определения размера зёрен в каждом структурном состоянии набирали 250 - 350 пересечений. Для измерений использовали полуавтоматический измерительный комплекс.

Для определения показателей сверхпластичности проводили испытания на универсальной испытательной машине 1231У-10, оборудованной трехсекционной печью. Испытания проводили трех типов:

- растяжение при постоянной скорости деформации до разрыва;

- испытания с постоянной скоростью растяжения:

- испытания со ступенчатым увеличением скорости деформации. 'Интервал скоростей - 10"4-10~г с"1, диапазон температур испытаний - от 500 до 580° С.

Топографические исследования структуры для выявления механизмов деформации проводили на растровом электронном микроскопе ЛБМ-35СГ (Япония) на образцах, подвергнутых механической полировке.

Для количественной оценки вкладов зернограничного скольжения и внутризерейной деформации в общую деформацию использовали

маркерные риски, нанесенные с помощью алмазной пасты на полированную поверхность образца до деформации поперек оси растяжения.

Для оценки внутризеренной деформации необходимо было измерять расстояние между парой параллельных рисок внутри одного зерна. В связи с этим необходимо было видеть границы зерен, для чего воспользовались предварительной деформацией, создающей на полированной поверхности микрорельеф, выявляющий границы зерен. Испытания проводили при 550 и 570°С. Первая (предварительная) деформация t,= 25%. вторая (заключительная) деформация г2= 30%. Кроме того, при температуре 570 аС провели исследования механизмов С ГШ при деформациях е, = 80% и £г = 25%.

Для количественного и качественного анализа зеркограничного и внутризеренного скольжения в растровом электронном микроскопа фотографировали панораны поверхности образцов после растякения на заданную степень деформации. Зернограничное'сколькение(ЗГС) изучали только после заключительной деформации zz.

Измеряли частототу смещений рйсок на границах зерен: »8«

N=----- 100 [55). (1)

«о

где пэ -общее число границ зерен, пересекаемых рисками, и п,я -число границ зерен, где бши видны садевая рнсок.

Для оценки вклада ЗГС в общую деформацию вначале определяли поперечную дефоркащга образца, обусловлекяуп зернограничньгм скольяением:'

1 Щ tg в,

5 ,Ре --------- (1-I„)100 га. ' (2)

где V», - продольное скещзнке поперечной риски на 1 -той границе зерен; «t - угол между i -той границей и ось» растяжения. 1* -

конечная длина отрезка риски, на которой измеряли смещения.с„ -общая поперечная деформация образца. Ее измеряли как отношение разности исходной ширины плоского образца и его ширины после деформации к исходной ширине в том месте, где определяли IWj. Продольные смещения рисок измеряли на панораме фотографий поверхности. снятых в растровом электронном микроскопе. Вклад ЗГС в общую поперечную деформацию Ъ'эгс^эгс^яИО0^]-'

Для количественной оценки внутризеренного дислокационного скольжения(ВДС) использовали прицельную съемку в РЗМ одного и того же участка поверхности образца после СГЩ посад первой и второй ступени растяжения. Для измерений выбирали только те зерна,, внутри которых • были расположены две четких поперечных риски. Таких зерен было 50-70 на разных образцах. На фотографиях, снятых в РЭМ. измеряли расстояние 1, между соседними параллельными рисками внутри каждого зерна после первой ступени деформации и расстояние 1г между этими же рисками после второй ступени деформации. Средняя продольная деформация на второй ступени раст жения. обусловленная внутризеренным дислокационным скольжением,

1, -

£ ВЛс=--------100 [%]. (3)

Для строгой оценки вклада внутризеренной деформации в общую деформацию образца (К вдс) следовало бы измерять lt и 1г во всех, без исключения, зернах вдоль одной прямой, параллельной оси растяжения. Так как это условие невозможно было выполнить (не во всех зернах находились по две четкие параллельные риски), то нельзя было.и определить VBÄe- Некоторое представление о вкладе ВДС в общее удлинение образца дает отношение свдс /е2, где гг- продольная деформация образца на второй ступени растяжения.

Для установления коэффициента формы (вытянутости) зерен , равного отношении среднего продольного и поперечного размеров зерен, измеряли ~ 200 зерен вдоль секущих, параллельных и перпендикулярных оси растяжения.

РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИИ ПОЛУЧЕНИЯ СВЕРШАСТКЧНЬК ЮТ

В работе использовалась технологическая схема получения листов с ультрамелкозернистой структурой, включающая: гомогениза-ционный отжиг слитка при 430°С, 6 ч. горячую прокатку при 430°С. холодную прокатку со степенью обжатия 83 % и рекристал-лизационный отжиг. Предложенная схема была выбрана в связи с тем, что она практически совпадает с промышленной схемой получения листа из сплава АМг4.Использовался подход, применяющийся для многих сверхпластичных алюминиевых сплавов с матричной структурой и заключающийся в том,что при холодной прокатке с .большими степенями обжатия вокруг частиц fJ-фазы, равномерно распределенной в горячем подкате, возникают зоны локальной деформации, являющиеся местами предпочтительного зароадения'центров рекристаллизации. Рекристаллизационный отжиг проводили либо в расплаве селитры, либо в воздушной печи. В результате после обработки по технологической схеме, включающей отжиг в селитре, получили в сплаве 1 размер зерна около 6 ккн.

Листа, приготовленные на основе разных сортов алюминияШ 1,2,3,4). после рекристаллизационного отжига по режиму 370°С, 10 мин были испытана на растяжение при температурах 550 и 570 "Си начальной скорости деформации 1 ш/шн{ 10~3 с"1 ). Принеси железа н кремния существенно сяиназт относительнее удлинение при сверхпластической деформации сплаза АНг4 .

Повышенно температура СПй с 550 до 570iC приводит к . росту относительного удлинения, хотя отрицательное влияние примесей

при этом сохраняется.Для получения хороших показателей сверхпластичности следует рекомендовать использование достаточно высоких марок алюминия ( не хуже А7, а предпочтительнее А85). Использование более чистых сортов не целесообразно,, поскольку сильно возрастает стоимость сплава.

Высокие показатели сверхпластичности сплава АМг4 можно объяснить только тем , что он единственный среди магналиев содержит Сг (0,05-0,2555).Известно, что алюминия Сг тормозит рост зерна при высоких температурах.

Для выяснения роли алюминидов Сг сравнивали относительное удлинение и зависимость размера зерна от температуры и времени отжига сплава АМг4, содержащего Сг вблизи нижнего и верхнего предела по марки (0,08 и 0,21%). При температуре 550°С и начальной скорости деформации 1»10~3с~' испытывали листы, подвергнутые рекристаллизационному отжигу в селитряной ванне при 400°С в течение 10 мин. и листы, рекристаллизованные непосредственно в процессе нагрева до температуры СПД. Увеличение содержания Сг приводит к увеличению относительного удлинения в полтора раза ( с 400 до 635%), что подтверждает сделанные предположения о благоприятном влиянии алюминидов Сг, по литературным данным А16(Мп.Сг). выделившихся из твердого раствора при гомо-генизационном отжиге, на стабилизацию зеренной структуры в процессе, сверхпластической деформации.

На практике получение УМЗ структуры не всегда бывает достаточно для того, чтобы деформация была сверхпластической. При нагреве листовой заготовки до температуры СПД и в процессе сверхпластической деформации полученная УМЗ структура может оказаться нестабильной и склонной к росту зерна.Характерной особенностью сплава' АМг4 является стабильная зеренная структура. За период времени, соответствующий времени нагрева до температур сверхпластической деформации (15-30 мин), рост' зерна

незначителен даже при высоких гомрлогщеских температурах (0,8-0,95ТШ1).

Таким образом, мелкозернистая структура остается относительно стабильной при повышенной температуре, обеспечивая высокие значения относительного удлинения при СПД, благодаря присутствию в сплаве АМг4 хрома.

Важно выяснить, кад влияют разные скорости охлаждения при кристаллизации на относительное удлинение при сверхпластической деформации, что позволило бы определить ^критический" размер слитка в промышленных условиях. Это связана стем. что для получения необходимого пересыщения твердого раствора хромом( и последующего выделения при гомогенизационном отжиге алюминидов Сг) скорость охлаждения при кристаллизации должна быть достаточно высокой. Испытания в условиях СП.Д проводились с начальной скоростью растяжения 1«10*а с"1 и температуре 570°С.

Уменьшение скорости охлаждения при кристаллизации в иследо-ванном диапазоне действительно приводит к снижению относительного удлинения при СПД листов. Однако, с практической точки зрения.важно, что влияние уменьшения скорости охлаждения слитка на снижение показателей сверхпластичности листов не является катастрофически сильным.Так, снижение скорости охлаждения при кристаллизации с 16,5 до 9,5°С/с влияет на относительное удлинение листов слабо, а дальнейшее понижение скорости охлаждения при кристаллизации до 1,35°С/с ( на порядок по сравнению с максимальной из опробованных) хотя и приводит.к более существенному снижению относительного удлинения( примерно в 1,6 раза ). но тем не менее обеспечивает его достаточно высокий уровень, удо-летворяющий требованиям СПФ.

В большинстве схем получения сверхпластичных алюминиевых сплаввв присутствует рекристаллизационный отжиг в селитре,так как размер зерна этих сплавов очень чувствителен к скорости

нагрева до температуры рекристаллизации. Именно поэтому при выборе оптимальной температуры рекрйсталлизационного отжига сопоставляли размер зерна После отжига в воздушной печи и в селитряной ванне.Оказалось, Что отжиг в воздушной печи сплава АМг4 позволяет получить размер зерна, не сильно отличающийся от полученного в результате рекристаллизационного отжига в селитряной ванне. Далее оказалось, что значения относительного удлинения при сверхпластической Деформации, полученные на образцах, прошедших рекристаллизационный отжиг, как самостоятельную операцию, и на образцах, у которых рекристаллиаационный отжиг был совмещен с нагревом до температур СПД, практически не различаются. Поэтому в дальнейшем использовалась схема, в которой рекристаллизационный отжиг, как самостоятельная операция, отсутствовал.

Листы сплава N7 прокатывала в холодную с разными степенями обжатия. Затем образцы растягивали в печи испытательной машины при температурах 550 и 5700 С и скорости деформации 10 "3 c"s.

Степень обжатия при холодной прокатке сильно влияет иа размер зерна после отжига и относительное удлинение при сверхпластической деформации сплава АМг4. Уменьшение размера рекрис-таллизованного зерна, наблюдаемое с ростом степени обжатия при холодной прокатке до 80%, является причиной роста относительного удлинения. Увеличение степени деформации при холодной прокатке о 40 до 80% приводит к уменьшения размера зерен в 2 раза И к росту относительного удлинения при СПД в 1,7 раза.

Сравнительно небольшое увеличение степени обкаткя при холодной прокатка с 80 до 83 % приводит к увеличению относительного удлинения при сверхпласшчзской деформаций с 470 до 640 % при 550°С и с 620 до 1050 % при 570°С. несмотря на то что размер зерна в обоих- случаях практически не различается. Для объяснения этого явления изучали макроструктуру хододнокатанных.

со степень» обжатая при холодной прокатке 80 и 83 %, листов сплава АМг4. Было обнаружено, что после прокатки со степенью обжатия 80 % структура волокнистая с прямыми паралельными волокнами. тогда как после прокатки со степенью обжатия 83 % наблюдаются изгибы, волокон.

Как будет показано далее, в процессе сверхпластической деформации .сплава АМг4 проходит динамическая рекристаллизация, а |<ак известно, локальные развороты решетки способствуют зарождению новых зерен.

Коэфициент Форш зерен Н(отношение продольного размера зерна к поперечному) после СПД при 570°С на вОО % оказался зависящим от степени обжатия при холодной прокатке: при обжатии ВО% И'2, а при обжатии 83% И=1 . т.е. зерна были равноосными. Равноосность зеренной структуры при степени обжатия 83% сохраняется вплоть до разрушения образца при СПД ( после удлинения на 1050%).

Поскольку сплав АМг4 обладает хорошей технологической пластичностью, холодная прокатка с обжатием 83 % не должна вызвать каких-либо сложностей при производстве сверхпластичных листов.

Снижение степени обжатия при холодной прокатке до 80 % приводит к сильному (примерно на 400 % ) падению относительного удлинения при сверхпластической деформации, однако для получения многих деталей методом сверхпластаческой формовки удлинение в 600 % является вполне достаточным. Уменьшение степени обжатия при холодной прокатке до 60 % вызывает снижение относительного удлинения примерно до 500 %. причем эта величина в большинстве случаев также вполне удолетворяет требованиям сверхпластической формовки.

Температурную зависимость относительного удлинения при сверхпластической деформации определяли при испытаниях с посто-

янной скоростью растяжения (при скорости движения траверсы испытательной машины 1ММ/МИН) на образцах, рекристаллизовавшнхся в процессе нагрева до температуры сверхпластической деформации. Повышение температуры СПЛ приводят к очень резкому росту относительного удлинения. Особенно сильно относительное удлинение возрастает при приближении к солидусу сплава(640% при температуре 550°С и 1050%при температуре 570°С). Сплав АЙг4 относится к группе сплавов, обладающих "подсолидусной сверхпластичностьй" . Равновесный солидус сплава, определенный по диаграмме состояния, соответствует температуре 590-595°С, а оптимальной температурой сверхпластической деформации является температура 570°С, при которой относительное удлинение составило 1050±14Х Дальнейшее повышение температуры испытания на 10°С, до 580°С, приводит к резкому падению относительного удлинения, по видимому вследствие пережога.

Скорость СПД при температуре 550°С, соответствующая максимуму относительного удлинения, довольно низка к. лежит вне изученного интервала скоростей. Однако при скоростях деформации 4 * 10~4с*1 - Ю~3 с"', представляющих практический интерес, относительное удлинение составило 600 - 700 %, что вполне достаточно для СПФ.

С повышением температуры с 500 до 570°С показатель скоростной чувствительности напряжения течения растет с 0,4 до 0.75. а напряженке течения уменьшается приблизительно с 4 до 1 МПа при скорости деформации 1»10"г с1-.

Оптимальной для СПД следует считать температуру 570®С :ко-эфициент скоростной чувствительности достигает величины 0,75, а напряжение течения равно íKTia при скорости деформации i~i0"3c"5

ЙССЛтаЗММЕ МЕХАНИЗМОВ СВЕРХПМСТЯгОШЙ ДЕШРМАЦШ СПЛАВА АКгй

Механизмы сверхпластической деформации изучали с помощью РЗМ JSM-35CF по изменениям микрорельефа на исходной поверхности образцов сплава Кб. растягиваемых при температурах 550 и 570°С с постоянной скоростью растяжения 1 мм/мин (при начальной скорости деформации 1 *10*3с"1).

После СПД на 20+35%, а также на 80+25% при температуре 570°С смещения и разворота маркерных царапин на границах соседних зерен очень редки и незначительны, и маркеры сохраняют прямолинейность при пересечении зерен .

Понижение температуры СПД на 20°С(до 550°С) приводит к тому, что смещения маркерных царапин на границах зерен становятся более частыми, и величина этих смещений увеличивается.

В табл.2, представлены результаты количественной оценки развития зернограничного скольжения и внутризеренного дислокационного скольжения при температурах 550 и 570°С. Следует подчеркнуть. что при удлинении образца на 80+25% получены практически те же результаты, что и при удлинении на 25+30%. Главный результат - чрезвычайно низкое значение вклада ЗГС в общую деформацию при 570 °С (около 6%) , что на порядок меньше значений, типичных, по литературным данным, для 2-го скоростного интервала (50 - 70%). Другой важный результат. - увеличение "¿'зге с 6 до 21% при понижении температуры СПД от 570 до 550°С.

Как видно из приведенных в табл. 2. данных, в процессе деформации при оптимальной для СПД температуре смещения маркерных царапин происходят лишь на 26% границ при удлинении образца на 25+30% . и на 36% границ при удлинении образца на 80+25% , что является доказательством слабого развития ЗГС при 570°С.При понижении температуры до 550°С доля участвующих в ЗГС зерен увеличивается и составляет 68% при удлинении образца на 25+30 %.

Если ЗГС развито очень слабо при 570°С. то должны активно действовать другие механизмы СПД. Было обращено внимание на образовавшуюся после СПД складчатость по границам зерен,которая оконтуривает все зерна. В особенности сильно эти складки развиты при температуре деформации 550°С. Такие складки при высокотемпературной ползучести обычно объясняются, как проявление внутризеренного дислокационного скольжения.

Таблица 2.

Частота смещения рисок на границах зерен N. вклад зернограничного скольжения в общую поперечную деформацию образца Кзгс и величина Евдс/сг при двухступенчатой с,+ег деформации при двух температурах и скорости 1*10"3с'1

I I I I I I I ' I

Общее!Число зерен с разл. число(соотношением 1>и1г

зерен I-1-(-

|1г>1, 11^1,11,-1,

Тс о* - l£i +£г • I N.X|fcPc.:

°С | % | |

свдс/ег.%

570 |25i30 |26i3)6, 3±0,8

42 ± 10

68 I 65

2 I 1

570 |80±25 |37±6|8,3±1.3

48 ± 12

54 I 49

3 i 2

550 125+30 |68±5|21±2.1 | 64 ± 14

_I_| '_1_i

71

67

3 { 1

Прямым доказательством развития внутризеренного скольжения является увеличение расстояния между поперечными рисками в пределах многих зерен. Увеличение отношения е8д(: / е2 при понижении температуры СПД с 570 до 550°С указывает на усиление роли внутризеренного дислокационного скольжения при понижении температуры, что вполне естественно.

Табл. 2 показывает, что хотя в подавляющем большинстве зерен при СПД наблюдали увеличение расстояния между соседними рисками внутри зерен, в единичных зернах это расстояние уменьшалось или не изменялось. Это говорит о том. что внутризеренное дислокационное скольжение не только дает прямой вклад в общее удлинение образца, но и играет роль аккомодационного процесса. Судя по данным табл.2.. ВДС дает большой вклад в общую деформацию. Такой вывод прямо противоречит сделанному в недавно опубликованных работах Т.Лэнгдона(США) заключению о том. что внутризеренное скольжение вообще не дает собственного вклада в общую деформацию при СПД.

Если один из трех известных механизмов СПД. зернограничное скольжение, дает при температуре 570°С вклад в общую деформацию всего лишь на уровне 6%, то остается сделать вывод о решающей роли или внутризеренного дислокационного скольжения, или диффузионной ползучести, или одновременно обоих этих механизмов деформации. О большом вкладе внутризеренного дислокационного скольжения в общую деформацию говорят высокие значения Евдс/£г (см.табл.2).Слабое развитие ЗГС в сплаве АМг4 можно предположительно объяснить высоким пороговым напряжением ЗГС на многих участках границ зерен из-за наличия здесь большого числа дисперсных частиц алюминида марганца и хрома.

При исследовании методом световой микроскопии на илифах в плоскости листа после СПД с разными степенями деформации со скоростью 1 * 10~3 с"1 и температуре 570°С наблюдали появление зон. свободных от выделений, расположенных по обе стороны от поперечных границ а-зерен после СПД при 570°С. При снижении температуры СПД до 550°С эти зоны встречались очень редко. Образование зон, свободных от выделений, по обе стороны от поперечных границ зерен считают однозначным признаком развития диффузионной ползучести. В сплаве АМг4 при СПД в оптимальных уело-

виях ширина этих зон составляет до одной трети размера зерна в направлении растяжения.

Можно предположить, что при 570®С диффузионная ползучесть, обнаруженная по появлению у поперечных границ зерен сравнительно широких зон, свободных от выделений, обусловливает большую величину показателя ш (0.75). Температура испытаний 5700€ является высокой гомологической температурой (0,98 Тпл). С понижением температуры СПД с 570 до 550°С диффузивность сильно падает, чем можно объяснить почти полное исчезновение зон. свободных от выделений, ослабление роли диффузионной ползучести в СПД и, соответственно, уменьшение показателя m до обычного уровня около 0.5.

С понижением температуры от 570 до 550°С напряжение течения возрастает и ЗГС усиливается (см.рост N и f3rc в табл.2). Одновременно усиливается и внутризеренное дислокационное скольжение (см.рост £вдс/ег в табл.2).

Внутризеренное дислокационное скольжение и диффузионная ползучесть должны были бы приводить к вытягиванию всех зерен в среднем настолько же. насколько удлиняется весь образец. Однако когда образец при 570°С удлинялся на 1000% . т.е.в'11 раз. зерна удлинялись всего лишь в 1.2 раза и оставались практически равноосными.

Равноосность зерен при громадных удлинениях образца может быть обеспечена механизмом перестановок зерен, способным увеличить их число вдоль оси растяжения. Но этот механизм в сплаве АМг4 вообще не действует из-за слабого развития ЗГС. Остается сделать вывод, что равноосность зерен сохраняется благодаря активному развитию динамической рекристаллизации во время СПД.

Как было отмечено выше,' мелкозернистая структура в листах сплава АМг4 формируется при нагреве образцов до температуры СПД. '

К моменту начала растяжения образцов ß-фаза (AlBMg5) полностью растворялась и в сплаве оставались две главные структурные составляющие: зерна матричного а -раствора размером около 10 мкм и дисперсные частицы алюминида Al6(Mn. Cr) размером порядка десятых долей микрометра, выделившиеся из пересыщенного марганцем и хромом твердого раствора при гомогенизационном отжиге и, возможно, при горячей прокатке. Достаточно стойкие про-' тив коагуляции частицы дисперсоида являлись стопором роста a-зерен при нагреве образцов до температуры СПД.

Исследовали структуру после рекристаллизационного отжига в воздушной печи в течение получаса при температурах 550 и 570°С для моделирования процессов, проходящих в сплаве перед СПД. Рекристаллизованная матрица имеет мелкозернистую, равноосную структуру. Измерения показали, что при СПД размер зерен вдоль и поперек направления прокатки практически одинаков: 10,9±0,б и 10,4±0. 5 МКМ при 570°С И 9,7+0.7 И 9,06±0.4 мкм при 550°С.

Для установления закономерностей динамической рекристаллизации во время СПД со скоростью l»10"3c_1 при 570 и 550°С проводили статистический анализ зеренной структуры под световым микроскопом. Образцы, растянутые на разные степени деформации, были изготовлены из одного холоднокатаного листа. При температуре 550°С происходит обычный, интенсифицированный деформацией рост зерен, характерный для большинства УМЗ материалов при СПД. Обращает на себя внимание волнообразный характер изменения коэфици-ента формы зерен, размера зерна и доли мелких зерен при увеличении удлинения при СПД. При СПД при 570°С максимумы и минимумы на кривых размер зерна - удлинение и коэффициент формы зерен -удлинение совпадают.Это вполне понятно, если учесть, что образующиеся при динамической рекристаллизации зерна являются более или менее равноосными. Факт динамической рекристаллизации с зарождением новых зерен подтверждается тем. что при СПД при тем-

- tt -

пературе 570°c максимумы и минимумы размера зерна (и коэффициента формы) соответствуют минимумам и максимумам доли мелких зерен(размером менее б мкм).

При температуре 550°С доля равноосных мелких зерен непрерывно падает и, соответственно, непрерывно растет коэффициент формы зерен. В целом и при 550 и при 570°С с укрупнением зерна при СПЛ происходит увеличение вытянутости зерен, но эта вытянутость на полпорядка - порядок меньше удлинения образца.

ВШОДЫ

1. Разработана технологическая схема получения сверхпластичного листа из сплава АМг4. Схема включает гомогенизационный отжиг при 480°С в течение 6-ч. горячую прокатку при температуре 430°С и холодную прокатку без промежуточных отжигов со степенью обжатия 83.°$.

2. Установлено, что уменьшение степени обжатия при холодной прокатке приводит к снижению относительного удлинения при СПД, причем наиболее сильное падение 6 ( примерно, с 1050 до 600Х) наблюдается при уменьшении степени обжатия с 83 до 80 %. Этот эффект объяснен обнаруженными различиями в характере течения Мёталла Прй холодной прокатке с указанными степенями обжатия.

3. Установлено, что листы из сплава АМг4, предназначенные для сверкпластической формовки, долккы быть приготовлены на

'алюминии чистотой не хуже 99,7% ( предпочтительнее-99,В5%). а содержание хрома в сплаве долшо.быть блиае к верхней границе марки (не менее 0, г%).

4. Показано, что наилучшими характеристикаш сверхпластич-ностй сплав АМг4 обладает при температуре 570?С к начальной скорости деформации 1*10"'с*1: показатель ю»0,75, напряжение

течения б*1МПа. относительное удлинение в исшт&яиях с постоянной скоростью растяжения равно 1059% , а в испытаниях с постоянной скоростью деформация-750J5.

5. Смещения маркерных рисок на границах зеред, измеренные в растровом электронном микроскопе на поверхности растянутого на 55% образца, показали, что вклад зернограничного скольжения в общую деформацию при 570°С и скорости 1*10"3с"4 разен 0%. Понижение температуры деформации с 570 до 550°С приводит к росту этого вклада с 6 до 21 Я.

6. 8 оптимальных уеловяя% сверхпластической деформации <ТЛПД=570°С и е= 1 еЮ"3с'1 ) вклад внутризеренного дислокационного скольжения в общую деформацию образца составил приблизительно 40-50%,

7. Методой светобой микроскопии после растяжения образцов три 670°С я скорости 1*10"3с"1 у поперечных границ зерен обнаружены широкие свободные от яискерсоидов зоны, указывающие на шльное развитие диффузионной ползучести. При снижении температуры с 570 до 550°С зоны, свободные от выделений, исчезают, что човорит о резком уменьшении вклада диффузионной ползучести в >бщую деформацию.

8. Установлено, что с увеличением степени сверхпластачес-:ой деформации при 570°С и скорости lalO"3^1 периодически уве-' ичиваются и уменьшаются размеры зерен, доля мелких зерен и оэффициент формы зерен, что характерно для динамической рек-исталлизации.

9. Показано, что "подсолидусная" сверхпластическая деформа-ая в сплаве АМг4 осуществляется главным образом диффузионной и ислокационной ползучестью, в сочетании с динамической рекрис-аллизацией, способствующей сохранению формы и размеров зерен.

Jase.