автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Влияние условий прокатки на текстуру, неоднородность выделения дисперсных фаз и рекристаллизацию сплавов AMr6, 1420 и 1570

На правах рукописи

АСПИРАНТ МАСЮКОВ СЕРГЕЙ АЛЕКСАНДРОВИЧ

ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ ПРОКАТКИ НА ТЕКСТУРУ, НЕОДНОРОДНОСТЬ ВЫДЕЛЕНИЯ ДИСПЕРСНЫХ ФАЗ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЮ СПЛАВОВ

АМгб, 1420 и 1570

Специальность: 05.16.01- "Металловедение и термическая обработка металлов"

АВТОРЕФЕРАТ

Москва 2004

Работа выполнена на кафедре "Материаловедение и технология обработки материалов" "МАТИ" - Российского государственного технологического университета им. К.Э. Циолковского.

Научный руководитель -

- доктор технических наук, профессор Бецофен Сергей Яковлевич

- доктор технических наук, профессор Захаров Валерий Владимирович (ВИЛС)

Официальные оппоненты:

- кандидат технических наук Платиевич Андрей Романович («МАТИ»-РГТУ им. К.Э. Циолковского)

Ведущее предприятие: ОАО «НИАТ».

Защита диссертации состоится 16 декабря 2004 года в 14°° часов на заседании диссертационного Совета Д 212.110.04 по присуждению ученой степени доктора технических наук в области металловедения и термической обработки металлов, порошковой металлургии и композиционных материалов, материаловедения (машиностроение и металлургия), в «МАТИ» - Российском государственном технологическом университете им. К.Э. Циолковского по адресу: Москва, ул. Оршанская, 3, "МАТИ"-РГТУ им. К.Э. Циолковского, ауд.220А. Отзыв на автореферат в одном экземпляре (заверенный печатью организации) просим направлять по адресу: 121552, Москва, ул. Оршанская, 3, "МАТИ"-РГТУ им. К.Э. Циолковского.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Университета.

Автореферат разослан 16 ноября 2004 года.

Ученый секретарь

доцент, кандидат технических наук

диссертационного Совета

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ Актуальность работы

Двойная система Al-Mg является основой для создания промышленных алюминиевых сплавов различного класса, благодаря значительной растворимости магния в твердом растворе и эффективном влиянии на растворимость других элементов. Высокая технологичность магналиев обеспечила им широкое применение в различных областях авиакосмической техники. Тем не менее, для получения высокопрочных сплавов необходимо дополнительное легирование другими элементами.

В последние годы интенсивно разрабатываются сплавы на основе композиций Al-Mg-Li и Al-Mg-Sc. Добавление 0,2-0,3 мас.% в сплав АМг6 (сплав 1570) увеличивает его предел текучести почти на 30%. Единственным ограничением здесь является высокая стоимость Sc. Алюминий-литиевые сплавы обладают целым рядом преимуществ по сравнению с алюминиевыми сплавами на основе других систем: удельный вес их меньше в среднем на 10%, а модуль упругости выше на «12%, при этом алюминий-литиевые сплавы могут иметь весьма высокие прочностные характеристики (временное сопротивление достигает 600-650 МПа) при хороших показателях трещиностойкости и коррозионной стойкости. Несмотря на все эти достоинства, сплавы А1^ находят недостаточно широкое применение, во многом из-за термической нестабильности, которая проявляется в снижении пластичности и вязкости разрушения при длительных низкотемпературных нагревах, а также пониженной по сравнению с магналиями технологичности, проявляющейся в малых значениях единичных обжатий за проход при холодной прокатке.

Для сплавов с Li и Sc характерна «обратная» или «45°» анизотропия, которая многими исследователями связывается с развитием в этих сплавах выраженных текстур деформации и рекристаллизации. При этом недостаточное внимание уделяется тому факту, что эти сплавы не обладают специфическими текстурами, принципиально отличающими их от сплавов, не проявляющих аномальной анизотропии. По мнению ряда авторов, существенный вклад в снижение пластичности при длительных низкотемпературных нагревах вносит структурная и деформационная гетерогенность, для изучения которой наиболее эффективным является исследование текстурообразования в листовых полуфабрикатах.

Рекристаллизация является важным процессом, формирующим структуру и свойства алюминиевых сплавов при термической и термомеханической обработке. Методическое обеспечение исследований рекристаллизации в значительной степени определяет эффективность тф^лрод^^ад^дощрботок. Текстурный

БИБЛИОТЕКА С. Не

метод не дает информации о позиционных и морфологических характеристиках микроструктуры, таких как разориентировка соседних зерен и размер зерна. С другой стороны все более широко используемый за рубежом для этих целей метод дифракции обратно рассеянных электронов (ЕБ8Б) пока имеет ограничения для применения к объектам промышленного масштаба, имеющих неоднородную микроструктуру.

Поэтому представляется актуальным развитие экспериментальных методов изучения рекристаллизации и проведение на этой основе исследований формирования различных видов структурной неоднородности в алюминиевых сплавах на основе двойной системы Al-Mg в связи с возможным ее влиянием на эффект снижения пластичности при длительных низкотемпературных нагревах и анизотропию механических свойств современных алюминиевых сплавов.

Целью настоящей работы является исследование влияния параметров прокатки на формирование текстуры, неоднородность выделения дисперсных фаз из твердого раствора и особенности процесса рекристаллизации сплавов АМг6, 1420 и Al-Mg-Sc для выявления причин деформационной нестабильности и анизотропии механических свойств этих сплавов.

Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

1. Для изучения особенностей рекристаллизации алюминиевых сплавов разработать методику одновременного определения размеров и ориентации зерен на основе рентгеновского метода кривых качания.

2. Исследовать влияние геометрических условий холодной прокатки на формирование текстуры деформации и последующего отжига алюминиевых сплавов.

3. Изучить закономерности формирования неоднородности текстуры по толщине листового полуфабриката в зависимости от степени деформации и состава сплава.

4. Методом кривых качания изучить влияние сформированной при холодной прокатке деформированной структуры на особенности процесса рекристаллизации листовых полуфабрикатов.

5. На основе полученных результатов проанализировать причины аномальной анизотропии механических свойств и термической нестабильности АШ сплавов.

Научная новизна:

1. Экспериментально показано, что при холодной прокатке исследованных сплавов происходит распад твердого раствора, сопровождающийся изменением его параметров решетки, при этом интенсивность распада различается для зерен

разных ориентировок, что обусловлено различным уровнем эффективной деформации этих зерен в процессе прокатки.

2. Показано, что с увеличением обжатия при холодной прокатке в поверхностных слоях сплава АМг6 монотонно увеличиваются компоненты текстуры прокатки и ослабляются компоненты текстуры сдвига. Текстура сдвига сохраняется до высоких деформаций только в сплаве 1420 с обедненным легирующими компонентами поверхностным слоем. В сплаве 1570 не обнаружено неоднородности текстуры по толщине листа.

3. Изменение на 90° направления прокатки не меняет характер текстуры сплавов АМг6 и 1420, но в сплаве со скандием (1570) приводит к формированию однокомпонентной текстуры типа «латуни»

4. Показано, что механизм рекристаллизация алюминиевых сплавов имеет принципиальные различия. Для сплавов 1420 и 1570 на начальной стадии реализуется непрерывная рекристаллизация, которая сопровождается усилением текстуры деформации, затем рекристаллизация начинается в «бестекстурных» зернах, которые растут быстрее из-за меньшего количества в них дисперсных выделений фаз, что сопровождается ослаблением текстуры деформации, а в сплаве 1570 полным поглощением основного компонента текстуры {011}<112>. В алюминии и сплаве АМг6 стадия непрерывной рекристаллизации не выявлена. Рекристаллизация начинается в АМгб при 300, в 1420 при 400 и в 1570 при 525°С и зависит от степени предварительной

деформации. Аномальный рост зерен увеличивается со степенью деформации для сплавов 1420 и 1570 и снижается для сплава АМгб.

Практическая значимость:

1. На основе рентгеновского метода кривых качания разработана методика оценки распределения зерен разных ориентировок по размерам, что существенно расширяет возможности исследования процессов рекристаллизации алюминиевых сплавов.

2. Показано, что различный уровень распада твердого раствора для зерен разных ориентировок приводит к смещению положения дифракционных линий, что вносит искажения в характер прямых полюсных фигур. Из исследованных нами сплавов этот эффект наиболее существенен для сплава 1420, для которого параметры решетки зерен разных ориентировок различаются наиболее сильно.

3. Обнаруженный в работе эффект различной интенсивности распада твердого раствора в зернах разных ориентировок необходимо учитывать при разработке способов предотвращения эффекта снижения пластичности при длительных низкотемпературных нагревах. Так, например, снижение содержание Li в Al-Li

сплавах может не дать ожидаемого эффекта, поскольку его содержание в твердом растворе для «бестекстурных» зерен после прокатки будет выше, чем в зернах «текстурных» ориентировок. 4. Показано, что для алюминиевых сплавов с литием и скандием холодная деформация приводит к высокой степени гетерогенности, проявляющейся в более сильном дисперсионном упрочнении зерен с ориентацией основных текстурных компонентов. Это увеличивает анизотропию свойств, которая может быть устранена только в результате полной рекристаллизации. Анизотропия может быть понижена специальной термической обработкой, а также снижением доли компонента текстуры «латуни» за счет увеличения других компонентов текстуры прокатки. В последнем случае можно полностью устранить «45°» анизотропию.

Апробация работы. Результаты работы доложены на 4 научно-технических конференциях и семинарах, в том числе: на Молодежных научно-технических конференциях "МАТИ" - РГТУ им. К.Э.Циолковского Тагаринские чтения" (2003 и 2004 гг., Россия), на Научно - технической конференции "Новые материалы и технологии" (2004г.), на 3-ем Всесоюзном совещании

«Быстрозакристаллизованные материалы и покрытия» (2004 г.)

Публикации. Основное содержание диссертации опубликовано в 7 работах, список которых приведен в конце автореферата.

Объем работы. Диссертация состоит из введения, 5 глав, общих выводов по работе, списка использованной литературы из 114 наименований. Работа изложена на 126 страницах машинописного текста, содержит 38 рисунков, 15 таблиц.

Глава 1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА

Представлен обзор результатов исследования формирования текстуры при прокатке и отжиге сплавов алюминия и влияния текстуры на анизотропию механических свойств, а также вопросов, связанных с изучением процесса рекристаллизации.

В А1 сплавах в зависимости от состава, температуры и геометрических условий прокатки могут образовываться различные типы текстуры, характерные для большинства ГЦК металлов. Это, прежде всего, компоненты текстуры «латуни» {110}<112> (Вг), текстуры «меди» {112}<111> (Си), промежуточная между НИМИ {123}<634> так называемая «8» текстура (8), а также текстура Госса {110}<001> (О). Кроме того, в поверхностных слоях листовых полуфабрикатов могут присутствовать компоненты текстуры сдвига (8Ь): {001 }< 110>, {111 }< 110> и {111}<112>. К текстурам рекристаллизации относят, прежде всего, кубическую 6

•текстуру {001}<100>. Негомогенность текстуры прокатки по толщине листа обусловлена геометрическими параметрами очага деформации, прежде всего, отношением длины проекции дуги захвата к средней толщине полосы в зоне деформации (1д/Ъ). Показано, что при значениях 1д/Ъ>5 сдвиговая текстура образуется в поверхностных слоях и эта текстура проникает в подповерхностные слои при высоких степенях деформации (96%). При малых значениях 10/Ъ <0,5 сдвиговая текстура образуется только в подповерхностных слоях.

За последние 10 лет получены новые данные о механизме рекристаллизации сплавов, благодаря использованию специальных приставок к сканирующим электронным микроскопам, позволяющих в автоматическом режиме осуществлять съемку и расшифровку картин дифракции обратно рассеянных электронов (ЕБ8Б) и определять ориентации отдельных зерен с пространственным разрешением 0,10,5 мкм и точностью определения ориентации - 0,5°. Время, необходимое для получения дифракционной картины -0,2 сек. и для шага сканирования ~1 сек. Методом ЕБ8Б изучают изменение спектра разориентировок границ зерен А1 сплавов при пластической деформации и рекристаллизации.

Анизотропию пределов текучести в плоскости листов А1-11 сплавов связывают с кристаллографической текстурой, морфологией зерен и ориентированными выделениями. Горячекатаные А-11 сплавы имеют минимальный предел текучести в 45° направлении вследствие формирования текстур прокатки типа Си, Вг и 8 компонентов так называемого Р-АЬег и наличием вытянутых зерен.

Анизотропия пределов текучести может быть существенно уменьшена термо-механической обработкой, которая включает перестаривание, теплую прокатку и рекристаллизационную обработку. Уменьшение анизотропии предела текучести является следствием ослабления текстуры прокатки и образованием равноосных зерен.

При исследовании текстуры твердого раствора и в 7 мм листах и 25

мм плитах сплава 1441 обнаружена неоднородность текстуры матричной фазы по сечению листа и плиты, в центре - текстура типа латуни и текстура сдвига {100}<011> в поверхностных слоях. Обнаружили также различный характер текстуры 5'-фазы в листе и плите. В листе текст урфана логична матричной фазе, а в плите после термической обработки преобладает кубическая текстура.

Вклад текстуры в анизотропию механических свойств зависит от технологической истории материала. Расчеты текстурного вклада в анизотропию на основании вычисления факторов Тейлора для листов сплава 1430 полученных горячей прокаткой и последующей холодной

прокаткой, с последующей закалкой и многоступенчатым старением показали четкую корреляция между величиной факторов Тейлора и реальной анизотропией прочностных свойств листов.

Следует особо отметить исследования формирования в сплавах с Ы и Sc полос сдвига и их влияние на максимальную степень деформации за проход при холодной прокатке, эффект «обратной» анизотропии, термическую стабильность (эффект ДНН). Для сплавов с Ц и Sc обнаружено также влияние на характер анизотропии рекристаллизации.

Вместе с тем, исследования текстуры деформации и рекристаллизации и связанных с ними эффектов анизотропии механических свойств сталкиваются с рядом проблем:

1. Эффект ДНН связывают с выделением при эксплуатации 5'-фазы, а анизотропию с влиянием текстуры. Однако до сих пор не удалось объяснить тот факт, что выделение фаз при низких и даже комнатной температурах свойственны большинству А1 сплавов и также приводят к изменению механических свойств, но только для А1-И эти изменения сопровождаются иногда заметным снижением пластичности и вязкости разрушения.

2. Вычисление текстурного вклада в анизотропию предела текучести дает величину 5-10%, что соответствует реальным значениям анизотропии для большинства сплавов, но только для сплавов АН! при аналогичной другим ГЦК сплавам текстуре анизотропия свойств достигает 25% .

3. Представляются малоинформативными результаты исследования полуфабрикатов после ТМО, поскольку наложение процессов деформации, выделения фаз и рекристаллизации не дает возможности выявить важные закономерности этих процессов.

4. Исследования процессов рекристаллизации текстурным методом в сочетании с металлографическими исследованиями не дают полной картины происходящих процессов, поскольку при этом не получают информации о кинетике роста зерен, принадлежащих к различным текстурным компонентам.

Глава 2. ОБЪЕКТЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

В качестве исходного материала использовали теплокатаные листы технически чистого А1 (АД1) и сплавов систем А1-М§-Мп (АМгб), (1570)

и (1420) толщиной 2,5-3,0 мм. Листы сплавов подвергали холодной

прокатке в прямом и поперечном направлениях с обжатиями 8, 30, 50 и 70%. Из прокатанных полос вырезали образцы 20x20 мм, которые отжигали при 300,400 и 500, 525, 55О°С (последние две температуры только для сплава 1570), выдержка

0,6-3,6 кс. Рентгеноструктурные исследования проводили на дифрактометре ДРОН-4,0 в СиКа - излучении, при этом параметры решетки измеряли для нескольких рефлексов.

Для исследования текстуры сплавов использовали методы прямых (ППФ) и обратных (ОПФ)полюсных фигур. Для построения количественных ОПФ использовали нормировку полюсной плотности по факторам повторяемости:

п —т тек/ г б.тек

-полюсная плотность где К -нормировочный множитель, определяется из соотношения:

где: Phkl -полюсная плотность рефлекса (hkl); Nhn - фактор повторяемости.

Для определения ОПФ снимали полные спектры в излучениях для текстурированного материала и бестекстурного порошкового эталона. Определяли интегральные интенсивности всех рефлексов и нормированные значения полюсной плотности из соотношения (2). Затем вычисленные значения полюсной плотности наносили на стандартный стереографический треугольник.

Для построения прямых полюсных фигур снимали текстурограммы рефлексов (111), (200) и (220) на отражение в СиК0 - излучении на рентгеновском дифрактометре ДРОН 4-07 с использованием текстурной приставки ГП-14. Съемку проводили от плоских образцов с вращением их по углам Р вокруг нормали к плоскости образца для каждого из углов наклона в интервале от 0 до 75°.

Особенности процесса рекристаллизации изучали с помощью съемки кривых качания в интервале углов Ш=±10° для рефлексов (111), (200), (220), (311). Этот метод позволяет оценить кинетику роста зерен разных ориентации при рекристаллизации. Для мелкокристаллического поликристалла (d < 5 мкм) кривые качания характеризуются непрерывным распределением интенсивности. Для крупнозернистого поликристалла на фоне непрерывного распределения интенсивности на кривых качания возникают резкие пики от крупных рекристаллизованных зерен или субзерен. При этом отношение площади пиков к площади участка под пиками соответствует отношению объемных долей рекристаллизованного и нерекристаллизованного материалов, которые могут быть оценены экспериментально. Предлагаемый подход позволяет определить фракцию рекристаллизованных зерен и распределение зерен по размерам для любой их ориентации. Для этого необходимо получить кривую качания для соответствующего рефлекса, вычислить распределение зерен по размерам, найти

объемную фракцию рекристаллизованных зерен (£БГ). Тогда объемная доля рекристаллизованных зерен, может быть получена из соотношения:

где 5(|,|(|) - площадь под кривой качания (ЪЫ) рефлекса

Для изучения различий в составе зерен разного размера использовали метод

сканирования, который используют для определения различия параметров решетки в монокристаллических и поликристаллических никелевых

жаропрочных сплавах Для поликристаллических объектов этот метод может быть использован, если кривые качания содержат обособленные пики от достаточно крупных субзерен с углами внутренней разориентировки < I ° На кривых качания фиксируются позиции (углы и) субзерен, имеющих размер > 20 мкм, и субзерен малого размера (<5 мкм) и для этих позиций методом 0-20 сканирования определялись параметры решетки

Глава 3. ТЕКСТУРЫ ПРЯМОЙ И ПОПЕРЕЧНОЙ ПРОКАТКИ А1 И СПЛАВОВ Al-Mg, Al-Mg-Li И Al-Mg-Sc

Исходные теплокатаные листы характеризуются неоднородной по сечению текстурой, при этом в поверхностных слоях толщиной 30-50 мкм формируются текстуры сдвига с компонентами

(а) (б)

Рис 1 Влияние деформации на текстуру поверхностных слоев сплава 1420

(а) зависимость от обжатия по толщинераспределения текстурных компонент,

(б) полюсная фигура (111) для обжатия 8%

В средних слоях образуются типичные для ГЦК металлов компоненты текстуры прокатки: {112}<Ш> - текстура «Си», {011}<112> - текстура «латуни» и промежуточные компоненты типа {123}<634> - «^-текстура», рис.2. В А1 и АМг6 поверхностные слои имеют компоненты текстуры сдвига {001}<110> и {Ш}<110> только при малых деформациях, начиная с обжатия 30% текстуры листов практически однородны по толщине.

Рис.2. Влияние деформации на текстуру средних слоев сплава 1420: (а) зависимость от обжатия по толщинераспределения текстурныхкомпонент; (б) полюсная фигура (111) для обжатия 30%

В сплаве 1420 поверхностные слои имеют сильно отличающуюся текстуру вплоть до 70% деформации. При этом компонент текстуры {001}<110> практически не меняет своей интенсивности (полюсная плотность ~2) при всех обжатиях, рис.1., в то время как в А1 полюсная плотность этого компонента снижается с 6 до 0,4 единиц, а в АМгб с 1,5 до 0,6 единиц. В сплаве 1570 (A^Mg-Sc) при прокатке формируется однородная по толщине листа текстура, которая незначительно изменяется с обжатиием при холодной прокатке в направлении, совпадающем с первоначальным направлением теплой прокатки.

В основном эти изменения сводятся к некоторому усилению компонента текстуры «Си». Однако при прокатке в поперечном направлении (под 90° к направлению теплой прокатки) происходят принципиальные изменения текстуры, которые проявляются в усилении компонентов текстуры «Си» при малых степенях деформации (8%) и резком их ослаблении, при повышении деформации Эти

(а)

(б)

компоненты практически исчезают после 30% обжатия. Следует отметить, что этот эффект характерен только для этого сплава. Для А1 и сплавов АМгб и 1420 изменение направления прокатки не приводил к существенному изменению текстуры. Эти результаты дают эффективный способ получения контролируемой текстуры, а следовательно и анизотропии свойств листовых полуфабрикатов из сплава 1570.

Эффективность текстурных исследований для изучения особенностей рекристаллизации обусловлено тем, что помимо образования равноосных зерен вторым по значимости доказательством прохождения процесса рекристаллизации является формирование специфических компонент текстуры. Кроме того, для сплавов с Ы и Sc, в которых при прокатке выделяются дисперсные частицы А1}1л И

являющимися эффективными препятствиями для роста зерен, на начальных стадиях рекристаллизации микроструктура не отличается от деформированной и только изменения текстуры могут свидетельствовать о начале рекристаллизации.

Текстурные изменения при рекристаллизации сплава АМгб проявляются в ослаблении компонентов текстуры прокатки и усилении кубического компонента. Температура рекристаллизации снижается с увеличением обжатия. В сплаве АМгб после обжатия 8% заметные изменения текстуры наблюдали только после отжига 500°С, при отжигах 300 и 400° изменения текстуры незначительны и в основном эти изменения проявляются в ослаблении текстуры прокатки. Это свидетельствует о реализации механизма непрерывной рекристаллизации. Для более высоких степеней обжатия (30-70%) заметные изменения текстуры наблюдаются для всех температур отжига (300-500°С). Для сплава 1420 характерно отсутствие изменений в текстуре прокатки в результате отжигов при 300 и 400°С для всех обжатий, при этом, также, как и для сплава АМгб интенсивность текстуры прокатки снижается, что опять же свидетельствует о протекании непрерывной рекристаллизации, которая не сопровождается радикальным изменением текстуры. Только отжиг при 500°С приводит к существенным изменениям текстуры. При этом для £=8% эти изменения минимальны, для £=30% существенны и только д и 70%

кубический компонент текстуры становится доминирующим.

Глава 4. ИССЛЕДОВАНИЕ НЕОДНОРОДНОСТИ РАСПАДА ТВЕРДОГО РАСТВОРА В АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВАХ

Параметры решетки А1 после всех режимов прокатки незначительно варьируются и составляют 4,050 - 4,051 . Вариации параметров укладываются в значение погрешности измерения, которое оценено в 0,001 для

деформированных листов и 0,0003 А для отожженных листов.

Для сплава АМгб в исходном состоянии параметры решетки составляли 4,083 А в средних слоях и 4,072 А в поверхностных слоях листов. Холодная прокатка приводит к увеличению параметра решетки в поверхностных слоях и снижению в средних слоях до 4,078 А уже при обжатии 8 %, при этом дальнейшее увеличение обжатия практически не изменяет величину параметра решетки. Это свидетельствует о том, что уже на начальных стадиях холодной прокатки происходит интенсивный распад пересыщенного твердого раствора Mg в А1 с выделением 0 - фазы, это приводит к значительному уширению линий, которое обусловлено как микроискажениями решетки, так и неоднородностью распада и как следствие к наличию непрерывного набора параметров решетки.

Изменение параметра решетки сплава 1420 для поверхностных и средних слоев несколько отличается от поведения сплава АМгб. Увеличение параметра решетки в поверхностном слое происходит только при Уменьшение

параметра решетки в средних слоях происходит только после обжатия 30%, а наибольшее изменение при 70 % , что резко отличается от поведения сплава АМгб, в котором уже при обжатии 8% происходит почти полный распад твердого раствора. При этом параметр решетки сплава после 70 % обжатия составлял 4,061 А, что существенно ниже, чем для АМгб - 4,078 А.

В сплаве 1420 обнаружены существенные различия параметров решетки, рассчитанных для разных (Ьк!) рефлексов, рис. За.

мя>-

2 4 « « 10 12 и и <а ¿0 Обястие по толщине, % ОЬвж^ши.ф**

Рис.3. Экспериментальные зависимости изменения параметров решетки сплава 1420 для зерен, принадлежащих к текстуре прокатки ("Вг " и "Си ") и зерен «бестекстурных» ориентации (222 и 400) с величиной обжатия при прокатке (а) и рассчитанные значения параметров решетки твердого раствора при выделении из

него 8 и -фаз (б).

Эти различия имеют место в исходном теплокатаном листе, однако с увеличением обжатия при холодной прокатке разница в параметрах увеличивается. Неоднородность распада твердого раствора, проявляющаяся в различии параметров решетки для зерен разных ориентировок, рис.3, может быть объяснена тем, что при деформации в одних зернах доминирует выделение б'-фазы, а в других - Брфазы. Используя зависимость параметра решетки твердого раствора А1 от содержания Mg и Li, с учетом молярного содержания компонентов в сплаве, Бг фазе оценили изменение параметра решетки в

зависимости от объемной фракции выделившейся интерметаллидной фазы (рис.Зб). Тогда, на основе экспериментальных значений параметров решетки твердого раствора для соответствующих ориентировок, рассчитали соотношение между и 5'-фазами (Г^) для зерен с разными (Ьк1) ориентировками. Оказалось, что в зернах с «текстурными» ориентациями, превалирует выделение а в

зернах с ориентациями, не принадлежащими текстуре прокатки, доминирует выделение Бгфазы.

Этот эффект может быть интерпретирован в терминах различий в величине эффективной деформации зерен разных ориентировок. В соответствии с изменением ориентации оси сжатия для механизма текстурообразования при прокатке ГЦК металлов величина эффективной деформации увеличивается в ряду ориентировок: (111) -»• (100) (311) -> (110), рис. 4а.

Рис. 4. Схемы поворотов решетки (а) и гетерогенного выделМ^Яфазы (б) при прокатке сплава 1570.

Для сплава системы Al-Mg-Sc( 1570) интенсивность выделения AI3SC фазы в сплаве 1570 также различается для зерен разных ориентировок, как и 5'-фазы в сплаве 1420 (рис.4б). При этом различий в параметрах решетки для разных (hkl) рефлексов в сплаве 1570 не выявлено. Это связано с тем, что максимальное количество AljSc фазы в сплаве менее 1% и различие в интенсивности выделения этой фазы в зернах разных ориентировок не вызывает заметных изменений параметров решетки твердого раствора. Тем не менее, гетерогенность распада твердого раствора при прокатке оказывает сильное влияние на механизм рекристаллизации сплава 1570, для которого ориентационная зависимость роста зерен, как будет показано ниже, практически не отличается от сплава 1420.

Глава 5. ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССА РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ АЛЮМИНИЯ И СПЛАВОВ АМгб, 1420 И 1570

Неоднородность выделения интерметаллидных фаз в зернах разных ориентации при холодной прокатке (рис. 3 и 4) приводит к выраженной ориентационной зависимости зарождения и роста зерен при рекристаллизации, которая оценивалась по кривым качания с помощью соотношения (3). Это особенно заметно для сплава 1420 (отжиг при 500°С,30 мин.) и сплава 1570 (отжиг 550°С, 30 мин.), для которых фракция рекристаллизованных зерен (fr) для всех степеней деформации выше для зерен с ориентировками по

сравнению с зернами с {110} ориентировкой. Для сплава АМгб эта тенденция выражена только для малых степеней деформации. При этом, фракция рекристаллизованных зерен убывает со степенью деформации для сплава АМгб и увеличивается с деформацией для сплавов 1420 и 1570.

Наиболее ярко ориентационная зависимость рекристаллизации проявляется на сплаве 1570, рис. 5-7. Процесс рекристаллизации сплава после холодной прокатки можно условно разделить на три стадии, при этом с увеличением степени деформации снижается температура и время каждой из стадий. На начальной стадии рекристаллизации происходит обострение текстурных максимумов, прежде всего {011}<211> (рис.5а) и появление отдельных пиков на кривых качания для удаленных от основных текстурных компонентов ориентации, прежде всего {111} и высота этих пиков соответствует размеру зерен 3-5 мкм.

На второй стадии рекристаллизации происходит интенсивный рост зерен с «не текстурными» ориентациями - (200) на рис.ба, размер которых достигает 20-ЗОмкм. В то же время размер зерен «текстурных» ориентации существенно ниже.

Рис. 5. Кривые качания (а) и соответствующая схема первой стадии рекристаллизации става 1570после прокатки с обжатием 50% и отжига при 525°С, т=0,6кс.

Особенно это заметно для компонента латуни - (220) на рис.ба), для которого размер зерна < 5 мкм. Для текстуры меди размер зерна 10-15 мкм (311) на рис.ба). На этой стадии не происходит существенных изменений интенсивности

Рис. 6. Кривые качания (а) и соответствующая схема второй стадии рекристаллизации сплава 1570после прокатки с обжатием 50% и отжига при 525°С, т=1,2 кс.

На третьей стадии происходит рост зерен (100) и (111), размер которых достигает 30-70 мкм (рис.7а), за счет поглощения ими текстурного компонента

{011 }<211>, размер зерен которого минимален на всех стадиях рекристаллизации (рис.7б). Размер зерен с текстурами «Си» и «8» существенно ниже, чем зерен с «бестекстурными» ориентациями и составляет 10-30 мкм. На этой стадии рекристаллизации происходят существенные изменения интенсивности основных компонентов текстуры. При этом интенсивность текстуры «Си» и «8» текстуры снижается примерно до бестекстурного состояния, в то время как интенсивность компонента «латуни» снижается до нуля на этой стадии рекристаллизации (рис.7).

Рис 7. Кривые качания (а) и соответствующая схема третьей стадии рекристаллизации сплава 1570после прокатки с обжатием 50% и отжига при

Для интерпретации анизотропии механических свойств сплавов необходимо проанализировать текстурный вклад в анизотропию различных текстурных компонент с учетом различий в уровне дисперсионного упрочнения для зерен этих текстурных компонент. В табл. 1 приведены характеристики анизотропии, вычисленные на основе микромеханических моделей текучести для идеальных текстурных компонентов листов ГЦК сплавов, а также для экспериментальных текстур алюминиясплава 2195 (А1-Си-У). Следует отметить, что даже для идеальных ориентировок максимальная анизотропия составляет 56% для текстуры латуни и 47% для текстуры Си Расчетные значения обусловленной текстурой анизотропии для поликристаллических листовых полуфабрикатов всегда значительно ниже, особенно с учетом многокомпонентности текстуры алюминиевых сплавов. Максимальная анизотропия, обусловленная текстурным фактором составляет 8-12% и приведена в табл. 1. Для алюминия анизотропия

Бестекст^рпые

(б)

525°С, 1=1.8 кс.

пределов текучести соответствуют этим величинам, однако для сплава 2195 анизотропия предела текучести в несколько раз выше (16-36%), чем эффект анизотропии, обусловленный текстурным фактором (8-9%).

Эта разница может быть связана с тем фактом, что зерна «текстурных» ориентировок содержат более высокую фракцию упрочняющей 5'-фазы, что повышает их вклад в прочностные свойства по сравнению с «бестекстурными» ориентировками и тем самым увеличивает анизотропию свойств.

Таблица 1

Анизотропия пределов текучести для идеальных компонентов текстуры прокатки и

текстурированных листовых полуфабрикатов из А1 сплавов

Анизотропия пределов текучести для идеальных текстур прокатки Анизотропия пределов текучести Al и сплава 2195

Текстура А т" 'Vr.ax , % Сплав Текстура % ~ 45 СТО, 2 /а0.2° „ 90 <*0.2 /СТО/ А 0 %

{110}<112>(Л) 56 Al Си+Л+ТС 8 0,99 1,05 6

{112}<111>(Си; 47 Al Cu+Jl 12 0,9 1,03 14

{123}<634> (S) 3 2195 (Al-Cu-L¡) Cu 9 0,86 1,01 17

{100}<110>(ТС) 52 Л+Cu 8 0,83 1,13 36

Л 8 1,07 1,35 35

Amax"" - максимальная анизотропия, обусловленная текстурой; Amaj° - 0 45 90 максимальная анизотропия пределов текучести листа; ао.2 , Сод , сто.2 -пределы текучести в направлении прокатки, 45° и 90° направлениях, соответственно; JI, Cu, S и ТС компоненты текстуры «латуни», «Си», S-текстуры и текстуры сдвига, соответственно.

Вклад в анизотропию пределов текучести различий в уровне дисперсионного упрочнения для зерен разных текстурных компонент может быть оценен количественно. Покажем это на примере сплава 2195 с текстурой Си. Для этого сплава максимальная анизотропия пределов текучести (табл. 1) составляет 17% для 90° и 45° направлений, (сто.290 =609 МПа; СТо.245=519 МПа). Для анализа влияния текстуры на анизотропию пределов текучести их величины можно представить в виде суммы вкладов от зерен, принадлежащих «бестекстурным» и «текстурным» ориентировкам:

где: Уте„ - объемная фракция текстурного компонента; Мбтек=3,06 - фактор Тейлора для бестекстурного материала; Ми>=3,67 и М45=2,5 - значения фактора Тейлора для текстуры «Си» в 90° и 45° направлениях, соответственно; и 1т„ -напряжения сдвига для бестекстурнорго и текстурированного материала, соответственно.

Из этого соотношения следует, что анизотропия определяется типом текстуры ее интенсивностью и напряжениями сдвига для

текстурированного и бестекстурного материала (Тик и Тбтек)- Так для сплава 2195 можно получить 17% анизотропию при Утс,=0,3 и Ттек - ТбТек=Ю5 МПа или при более интенсивной текстуре Эта разница

определяется различием фракций упрочняющей фазы в текстурированном и бестекстурном материале, а также эффективностью упрочнения матрицы этими частицами. Основной эффект упрочнения АН! сплавов связан с упорядочением 5'-фазы. Расчеты показали, что разница Т5ТС11 - Тгк =80-100 МПа соответствует разнице в объемных фракциях в зернах текстурного бестекстурного

компонентов. Выполненный расчет носит оценочный характер и основная его цель - показать, что влияние текстуры на анизотропию свойств может существенно изменяться за счет различного упрочнения частицами зерен текстурного и бестекстурного компонентов.

Таким образом, процесс рекристаллизации к исходной гетерогенности деформированного материала добавляет разный размер зерен для «текстурных» и «не текстурных» ориентировок, при этом с практической точки зрения существенно, что наиболее крупные зерна имеют пониженную фракцию упрочняющих выделений фазы для сплава 1570 или фазы для сплава

1420. Эти результаты важны для интерпретации эффекта ДНН, а также анизотропии механических свойств. Так снижение содержание Li в АН! сплавах, используемое как способ ослабления эффекта ДНН, не может гарантировать того, что его содержание в зернах определенной ориентации будет меньше критического. Более высокая фракция упрочняющей фазы в «текстурных» ориентировках повышает их вклад в прочностные свойства по сравнению с «не текстурными» ориентировками и тем самым увеличивает анизотропию свойств.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. При холодной прокатке А1 и сплавов АМгб, 1420, 1570 формируются ориентировки: {011}<211> - текстура «латуни»; {112}<111> - текстура «Си» и промежуточные S-компоненты типа {123}<634>. В поверхностных слоях присутствуют также компоненты текстуры сдвига {001}<110>и {111<110>.

2. С увеличением степени деформации сплавов монотонно увеличиваются компоненты текстуры прокатки и ослабляются компоненты текстуры сдвига. Текстура сдвига сохраняется до высоких деформаций только в сплаве 1420 с обедненным легирующими компонентами поверхностным слоем.

3. Показано, что поперечная прокатка не оказывает существенного влияния на текстуру листов исследованных сплавов, за исключением сплава 1570, в котором происходят принципиальные изменения текстуры, которые сводятся к усилению компонентов текстуры «Си» при малых степенях деформации (8%) и резком их ослаблении, при повышении деформации, при обжатии 30% и выше эти компоненты полностью исчезают. Это дает эффективный способ получения контролируемой текстуры, а следовательно и анизотропии свойств листовых полуфабрикатов из сплава 1570.

4. В исследованных сплавах обнаружены различные виды деформационной гетерогенности, включающие послойную неоднородность текстуры, различный характер распада твердого раствора в зернах разных ориентировок, что приводит к различной скорости роста зерен разных ориентации при рекристаллизации и как следствие разнозернистости.

5. Начальная стадия рекристаллизации (Р1) характеризуется образованием мелких рекристаллизованных зерен (<5 мкм) в области ориентации, составляющих 5-7° от компонента текстуры прокатки. Одновременно с этим происходит зарождение и рост зерен, с ориентировками, прежде всего (100) и (111), которые на этой стадии достигают размера 5-10мкм, доля рекристаллизованных зерен не превышает 20%.

6. На второй стадии рекристаллизации (Р2) происходит интенсивный рост размера зерен ориентации (111), (100), которые достигают 20-30мкм, ориентации (311)-10-20 мкм, для текстурного компонента {011}<211> размер зерна <5мкм. На этой стадии не происходит существенных изменений интенсивности основных компонентов текстуры.

7. На третьей стадии (РЗ) происходит рост зерен (100) и (111), размер которых достигает 30-70 мкм, за счет поглощения ими текстурного компонента

{011}<211>, размер зерен которого минимален на всех стадиях рекристаллизации.

8. После поперечной прокатки рекристаллизация начинается при температуре 500°С, при этом за 30 мин. отжига в образцах, деформированных на 8%, наблюдали стадию Р1, на 30% - стадию Р2, на 50 и 70% - стадию РЗ. В случае прямой прокатки рекристаллизация начинается только при 525°, при этом стадия Р1 соответствует обжатию 8%, стадия Р2 - обжатиям 30-50%, а стадия РЗ - обжатию 70%.

9. Ориентационная зависимость зарождения и роста зерен при рекристаллизации обусловлена различием величины эффективной деформации и соответственно количества выделений фазы для зерен разных ориентировок. Величина эффективной деформации увеличивается в ряду ориентировок: (100) -> (111) -> (311) -> (110). Указанная последовательность соответствует изменению ориентации оси сжатия в терминах известного механизма текстурообразования при прокатке ГЦК металлов.

10. Более высокая фракция упрочняющей фазы в «текстурных» ориентировках повышает их вклад в прочностные свойства по сравнению с «не текстурными» ориентировками и тем самым увеличивает анизотропию свойств.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. С.Я. Бецофен, О.Е. Осинцев, Цзян Фэн, СА Масюков. Гетерогенность структуры при прокатке и отжиге А1 сплавов. Металловедение и термическая обработка металлов. 2004, №9, С. 14-19.

2. СЯ. Бецофен, В.Н Мацнев, О.С. Костыкова, СА Масюков Текстура и анизотропия механических свойств титановых и алюминиевых сплавов. Авиационная промышленность. 2004, №3, С.31-35.

3. Надежин A.M., Бецофен С.Я., Костыкова О.С, Масюков СА Изменение фазового состава и текстуры при листовой штамповке аустенитных сталей, «Новые материалы и технологии» (НМТ- 2004), 2004, С. 76-77.

4. Мацнев В.Н., Бецофен С.Я., Масюков С.А., Костыкова О.С. Анизотропия механических свойств алюминиевых сплавов. «Новые материалы и технологии» (НМТ- 2004), 2004, С.73-74.

5. Бецофен С.Я., Филатов ЮА, Ростова Т.Д., Масюков СА Механизм рекристаллизации сплава A-Mg-Sc (1570). «Новые материалы и технологии» (НМТ- 2004), 2004, С. 47-48.

6. Петров А.П., Лозован АА, Чижиков МА, Масюков СА. Исследование структуры поверхностных слоев алюминиевых сплавов при прокатке и последующем напылении титана. Сборник докладов 3-ей Всероссийской научно-технической конференции «Быстрозакаленные материалы и покрытия», М, 2004, С. 125-130.

7. СЯ. Бецофен, О.Е. Осинцев, СА Масюков Исследование гетерогенности структуры сплавов Al-Mg, Al-Mg-Li и Al-Mg-Sc после прокатки и отжига. Научные труды МАТИ, 2003, Выпуск 6(78), С. 8-13.

Подписано в печать 11.11.2004 Объем - 1 п л Тираж 100 экз Издательско-типографический центр «МАТИ» - РГТУ им. К.Э Циолковского, Москва, Берниковская наб, 14

ВВЕДЕНИЕ.

Глава 1. Состояние вопроса.

1.1. Текстуры деформации и рекристаллизации промышленных алюминиевых сплавов.

1.2. Рекристаллизация А1 сплавов.

1.3. Особенности структуры сплавов с литием и скандием.

1.4. Влияние структуры на деформационные характеристики А1 сплавов.

Актуальность работы

Двойная система Al-Mg является основой для создания промышленных алюминиевых сплавов различного класса, благодаря его значительной растворимости в твердом растворе и эффективном влиянии на растворимость других элементов. Высокая технологичность магналиев обеспечила им широкое применение в различных областях авиакосмической техники. Тем не менее, для получения высокопрочных сплавов необходимо дополнительное легирование другими элементами.

В последние годы интенсивно разрабатываются сплавы на основе композиций А1-Mg-Li и Al-Mg-Sc. Добавление 0,2-0,3 мас.% Sc в сплав АМгб (сплав 1570) увеличивает его предел текучести почти на 30%. Единственным ограничением здесь является высокая стоимость Sc. Алюминий-литиевые сплавы обладают целым рядом преимуществ по сравнению с алюминиевыми сплавами на основе других систем: удельный вес их меньше в среднем на 10%, а модуль упругости выше на «12%, при этом алюминий-литиевые сплавы могут иметь весьма высокие прочностные характеристики (временное сопротивление достигает 600-650 МПа) при хороших показателях трещиностойкости и коррозионной стойкости. Несмотря на все эти достоинства, сплавы Al-Li находят недостаточно широкое применение, во многом из-за низкой термической стабильности, которая проявляется в снижении пластичности и вязкости разрушения при длительных низкотемпературных нагревах (ДНН), а также пониженной технологичности, проявляющейся в малых значениях единичных обжатий за проход при холодной прокатке.

Для сплавов с Li и Sc характерна «обратная» или «45°» анизотропия, которая многими исследователями связывается с развитием в этих сплавах выраженных текстур деформации и рекристаллизации. При этом недостаточное внимание уделяется тому факту, что эти сплавы не обладают специфическими текстурами, принципиально отличающими их от сплавов, не проявляющих аномальной анизотропии. По мнению ряда авторов существенный вклад в эффект ДНН вносит структурная и деформационная гетерогенность, для изучения которой наиболее эффективным является исследование текстурообразования в листовых полуфабрикатах.

Рекристаллизация является важным процессом, формирующим структуру и свойства алюминиевых сплавов при термической и термомеханической обработке. Методическое обеспечение исследований рекристаллизации в значительной степени определяет эффективность технологических разработок. Текстурный метод не дает информации о позиционных и морфологических характеристиках микроструктуры, таких как разориентировка соседних зерен и размер зерна. С другой стороны все более широко используемый за рубежом для этих целей метод дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD) пока имеет ограничения для применения к объектам промышленного масштаба, имеющих неоднородную микроструктуру.

Поэтому представляются актуальными развитие экспериментальных методов изучения рекристаллизации и проведение на этой основе исследований формирования различных видов структурной гетерогенности а А1 сплавах на основе двойной системы Al-Mg в связи с возможным ее влиянием на эффект ДНН и анизотропию механических свойств современных алюминиевых сплавов.

Целью настоящей работы является исследование влияния геометрических параметров прокатки на гетерогенность текстуры, распада твердого раствора и роста зерен при рекристаллизационных отжигах сплавов на основе двойной системы Al-Mg: АМгб, 1420 и Al-Mg-Sc для выявления причин деформационной нестабильности и анизотропии механических свойств этих сплавов.

Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

1. Для изучения особенностей рекристаллизации алюминиевых сплавов разработать методику одновременного определения размеров и ориентации зерен на основе рентгеновского метода кривых качания.

2. Исследовать влияние геометрических условий холодной прокатки на формирование текстуры деформации и последующего отжига алюминиевых сплавов.

3. Изучить закономерности формирования неоднородности текстуры по толщине листового полуфабриката в зависимости от степени деформации и состава сплава.

4. Методом кривых качания изучить влияние сформированной при холодной прокатке деформированной структуры на особенности процесса рекристаллизации листовых полуфабрикатов.

5. На основе полученных результатов проанализировать причины аномальной анизотропии механических свойств и термической нестабильности Al-Li сплавов.

Научная новизна:

1. Экспериментально показано, что при холодной прокатке исследованных происходит распад твердого раствора, сопровождающийся изменением его параметров, решетки, при этом интенсивность распада различается для зерен разных ориентировок, что обусловлено различным уровнем эффективной деформации этих зерен в процессе прокатки.

2. Показано, что с увеличением обжатия при холодной прокатке в поверхностных слоях сплава АМгб монотонно увеличиваются компоненты текстуры прокатки и ослабляются компоненты текстуры сдвига. Текстура сдвига сохраняется до высоких деформаций только в сплаве 1420 с обедненным легирующими компонентами поверхностным слоем. В сплаве 1570 не обнаружено неоднородности текстуры по толщине листа.

3. Изменение на 90° направления прокатки не меняет характер текстуры сплавов АМгб и 1420, но в сплаве со скандием (1570) приводит к формированию однокомпонентной текстуры типа «латуни»

4. Показано, что механизм рекристаллизация сплавов А1 и сплавов имеет принципиальные различия. Для сплавов 1420 и 1570 на начальной стадии реализуется непрерывная рекристаллизация, которая сопровождается усилением текстуры деформации, затем рекристаллизация начинается в «бестекстурных» зернах, которые растут быстрее из-за меньшего количества в них дисперсных выделений AI3L1 и AI3SC фаз, что сопровождается ослаблением текстуры деформации, а в сплаве 1570 полным; поглощением основного компонента текстуры {011 }<112>. В А1 и сплаве АМгб стадия непрерьюной рекристаллизации не выявлена. Рекристаллизация начинается в АМгб при 300, в 1420 при 400 и в 1570 при 525°С и зависит от степени предварительной деформации. Аномальный рост зерен увеличивается со степенью деформации для сплавов 1420 и 1570 и снижается для сплава АМгб.

Практическая значимость:

1. На основе рентгеновского метода кривых качания разработана методика оценки распределения зерен разных ориентировок по размерам, что существенно расширяет возможности исследования процессов рекристаллизации алюминиевых сплавов.

2. Показано, что различный уровень распада твердого раствора для зерен разных ориентировок приводит к смещению положения дифракционных линий, что вносит искажения в характер прямых полюсных фигур. Из исследованных нами сплавов этот эффект наиболее существенен для сплава 1420,, для которого параметры решетки зерен разных ориентировок различаются наиболее сильно.

3. Обнаруженный в работе эффект различной интенсивности распада твердого раствора в зернах разных ориентировок необходимо учитывать при разработке способов ослабления эффекта ДНН. Например, снижение содержание Li в А1-Li сплавах может не дать ожидаемого эффекта, поскольку его содержание в твердом растворе для «бестекстурных» зерен после прокатки будет выше, чем в зернах «текстурных» ориентировок.

Для А1 сплавов с литием и скандием холодная деформация приводит к высокой степени гетерогенности, которая увеличивает анизотропию свойств и которая устраняется только в результате полной рекристаллизации. Для снижения «45°» анизотропии необходимо максимально уменьшить долю компонента текстуры «латуни» за счет увеличения компонентов текстуры «меди» и «S» текстуры.

Общие выводы.

1. При холодной прокатке А1 и сплавов АМгб, 1420, 1570 формируются ориентировки: {011}<211> - текстура латуни; {112}<111> - текстура «Си» и промежуточные S-компоненты типа {123}<634>. В поверхностных слоях присутствуют также компоненты текстуры сдвига {001 }<110> и {111<110>.

2. С увеличением степени деформации сплавов монотонно увеличиваются компоненты текстуры прокатки и ослабляются компоненты текстуры сдвига. Текстура сдвига сохраняется до высоких деформаций только в сплаве 1420 с обедненным легирующими компонентами поверхностным слоем.

3. Показано, что поперечная прокатка не оказывает существенного влияния на текстуру листов исследованных сплавов, за исключением сплава 1570, в котором происходят принципиальные изменения текстуры, которые сводятся к усилению компонентов текстуры «Си» при малых степенях деформации (8%) и резком их ослаблении, при повышении деформации, при обжатии 30% и выше эти компоненты полностью исчезают. Это дает эффективный способ получения контролируемой текстуры, а следовательно и анизотропии свойств листовых полуфабрикатов из сплава 1570.

4. В исследованных сплавах обнаружены различные виды деформационной гетерогенности, включающие послойную неоднородность текстуры, различный характер распада твердого раствора в зернах разных ориентировок, что приводит к различной скорости роста зерен разных ориентаций при рекристаллизации и как следствие разнозернистости.

5. Начальная стадия рекристаллизации (Р1) характеризуется образованием мелких рекристаллизованных зерен (<5 мкм) в области ориентаций, составляющих 5-7° от компонента {011}<211> текстуры прокатки. Одновременно с этим происходит зарождение и рост зерен, с ориентировками, прежде всего (100) и (111), которые на этой стадии достигают размера 5-10мкм, доля рекристаллизованных зерен не превышает 20%.

6. На второй стадии рекристаллизации (Р2) происходит интенсивный рост размера зерен ориентаций (111), (100), которые достигают 20-30мкм, ориентации (311) -10-20 мкм, для текстурного компонента {011}<211> размер зерна <5мкм. На этой стадии не происходит существенных изменений интенсивности основных компонентов текстуры.

7. На третьей стадии (РЗ) происходит рост зерен (100) и (111), размер которых достигает 30-70 мкм, за счет поглощения ими текстурного компонента {011}<211>, размер зерен которого минимален на всех стадиях рекристаллизации.

8. После поперечной прокатки рекристаллизация начинается при температуре 500°С, при этом за 30 мин. отжига в образцах, деформированных на 8%, наблюдали стадию Р1, на 30% - стадию Р2, на 50 и 70% - стадию РЗ. В случае прямой прокатки рекристаллизация начинается только при 525°, при этом стадия Р1 соответствует обжатию 8%, стадия Р2 — обжатиям 30-50%, а стадия РЗ — обжатию 70%.

9. Ориентационная зависимость зарождения и роста зерен при рекристаллизации обусловлена различием величины эффективной деформации и соответственно количества выделений AI3SC фазы для зерен разных ориентировок. Величина эффективной деформации увеличивается в ряду ориентировок: (100) -» (111) -» (311) -* (110). Указанная последовательность соответствует изменению ориентации оси сжатия в терминах известного механизма текстурообразования при прокатке ГЦК металлов.

10. Более высокая фракция упрочняющей фазы в «текстурных» ориентировках повышает их вклад в прочностные свойства по сравнению с «не текстурными» ориентировками и тем самым увеличивает анизотропию свойств.

1. Г. Вассерман, И. Гревен Текстуры металлических материалов, М, Металлургия,1969, 654 с.

2. Н. Inagaki, S.Kahara// Z.Metallkunde, 1997, 88, pp. 570-575

3. M.Koizumi, S.Kahara, H. Inagaki// Z.Metallkunde, 1997, 88, pp. 576-582

4. D.EJensen, N.Hansen. F.J.Humphreys "Texture development during recrystallization of aluminium containing large particles", Acta Met. 1985, v.33, p.2155-2162)

5. M.Koizumi, H. Okudaira, H. Inagaki "Development of annealing textures in Al-Mg alloys", Z.Metallkd.,v.89,1998, p.424-432.

6. T.Kamijo, K. Sekine. On the mechanism of texture transition in FCC metals. Met.Trans.1970, V.l, may, pp. 1287-1292.

7. W.Truszkowski, J.Krol, B.Major. Inhomogeneity of rolling texture in fee metals. Metallurgical Transactions A, volume 11 A, May 1980, pp.749-758.

8. I.L. Dillamore и W.T.Roberts (J.Inst.Met. 1963/64, v.92, pp.193-199)

9. H.O. Asbeck, H. Mecking (Mater. Sci.Eng., 1978, v.34, pp.111-119)

10. А.И. Целиков, А.И. Гришаев «Теория прокатки» , М. Металлургия, 1970,340 с.

11. H.Inoue, Т. Takasugi Analysis of average orientation distribution in sheet materials with through-thickness texture gradient. Z.Metallkd. 92,2001, pp. 82-88.

12. F.J.Humphreys "The nucleation of recrystallization at second phase particles in deformed aluminium", Acta Met., v.25, 1977, p. 1323-1344

13. M.Liang, Z.Xiulin "Effect Ce and impurities on persantage elongation and recrystallization in Al-Li alloys", Journal of Rare Earths, 1998, v.16, p. 121-127.

14. Y.Huang, F.J.Humphreys «Measurements of grain boundary mobility during recrystallization of a single-phase aluminium alloy». Acta mater. 1999, Vol.47, No.7. pp.2259-2268

15. J.C.Huang, I.C.Hsiao, T.D.Wang, B.Y. Lou. EBSD study on grain boundary characteristics in fine-grained A1 alloys. Scripta mater. 2000,43, pp.213-220.

16. Engler 0.,Vatne H.E. Modeling recrystallization textures of aluminum allous after hot deformation. / // J.O.M.: J. Miner, Metals and Mater. Soc.-1998-50 №6- c.23-27.

17. Yang Ping Continuous recrystallization in pure Al-1.3% Mn investigated by local orientation analysis./ // Trans. Nonferrous Metals Soc. China-1999-9, №3-c. 452-456.

18. Wan Julin, San Xinjun, Gu Jialin, Chen Nanping// Jishu Xuebao=Acta met. sin.-1999-35,№10-c. 1031-1035.

19. Hiao Yude, Huang Longjian, Li Wenxian, Li Songrui, Ha ZhengqingZ/Cailiao Kexue yu gongyi Характеристика рекристаллизации и отжига алюминиевого сплава системы Al-Mn-Mg-Fe-Ni-Sc(Ir). = Mater. Sci. and Techol-1999-7^1- c.51-55.

20. Xu Xiao-chang, Tan Xiao-qiong, Tan Yu-hua Cailiao KKexuo yu gong yi Изменение морфологии границ зерен и влияние рекристаллизации на сверхпластическую деформацию. = Mater. Sci. and Technol- 19997,№4-с.74-77.

21. Huang Y. Humphreys FJ.Measurements of grain boundary mobility during recrystallization of a single-phase aluminium alloy/ // Acta Mater.-1999-47№7-c. 22592268.

22. Koizumi Makoto, Kohata Shirou, Ynagaki Hirosuke Kinetics recrystallization in Al-Mg alloys / // Z. Metallk.-2000-91№6-c.460-467-AHni.; рез. нем.

23. Humphreys F.J. A new analysis of recovery, recrystallization, and grain growth. Mater. Sci. and Technol. 1999-15№l-c.37-44.

24. Davies C.H.J., Hong L. The cellular automation simulation of static recrystallization in cold-rolled AA105. Scr. Mater. 1999.40,№10,c. 1145-1150,

25. Barnett M.R., Kelly G.L., Hodgson P.D. Predicting the critical strain for dynamic recrystalliration using the kinetics of static recrystallization. Scr Mater. 2000 43, №4 c.365-369,

26. Tagami Minoru, Kashihara Keiro, Okada Tacsuya, Inoko Fukuji. Effect of cross slips on deformation micro structure and recrystallization in <111> and <001> A1 single crystals. Mater. Trans. 2001 42, № 9, c. 2013-2020,

27. Yanagata Hiroshi, Ohuchida Yoshitaka, Saito Naobumi, Otsuka Masahisa. Effect of temperature on the continius dynamic recrystallization of 99.99 mass % aluminum. Mater.Trans.2001.42,№11, c.2440-2445.

28. Okada Tatsuya, Ikeda Leona, Huang Xiaoxu, Wert Jonn A., Kashihara Keizo, Inoko Fukuji. Electron backscatter diffraction analysis of recrystallization grains formed in deformation band in aluminium single crystal. Mater .Trans.2001.42,№9, с.1938-1944.

29. Kashyap K.T. Effect of zirconium addition on the recrystallization behaniour of a commercial Al-Cu-Mg alloy. Bull. Mater.2001.24,№6 c.643-648.

30. B.Ren, W.A.Cassada, K.D.Wade. Development of deformation and recrystallization orientations during hot rolling of Al-4.5Mg alloy. Materials Science Forum Vols. 331337 (2000) dd.769-774.

31. Фридляндер И.Н., Чуистов K.B., Березина A.JI., Колобнев Н.И. «Алюминийлитиевые сплавы. Структура и свойства.» Киев, Наукова думка, 1992, 192 с.

32. Л.Л.Рохлин, Т.В.Добаткина. Особенности многокомпонентных диаграммсостояния алюминиево-литивых сплавов.

33. H.-J.Gudladt, J.Lendvai, J.Schneider Acta metall. V.37, No.12, 1989, "Precipitation strengthening and its influence on the mechanical behaviour of cyclically deformed Al-Li alloys"

34. F .J.Humphreys, P.N.Kalu,. "Dislocation-particle ineteractions during high temperature deformation of two-phase aluminium alloys" Acta metall. V.12, No.12, pp.2815-2829

35. Chung-Hyung Joh, K.Yamada, Y.Miura. The effect of Sc on the formation and growth of PFZ in Al-Li alloys. Materials Science Forum Vols. 331-337 (2000) pp.1037-1042.

36. K.B.Hyde, A.F.Norman, P.B.Prangnell. The growth morphology and nucleation mehanism of primary L'12 AI3SC particles in Al- Sc alloys. Materials Science Forum Vols. 331-337 (2000) pp.1013-1018.

37. B.Lenczowski, T.Hack, D.Wieser, G.Tempus, G.Fischer, J.Becker, K.Folkers, R.Braun, G.Lutjering. AlMgSc alloys for transportation technology.Materials Science Forum Vols. 331-337 (2000) pp.957-964.

38. Tsai A.P., Niikura A., Yamamoto A., Inoue A., Masumoto T. Formation and structure of icosahedral phase in Al-Mg-Li alloys//Sci. Repts Res. Inst. Tohoku Univ.A. 1996, 42, No.l, pp.191-197.

39. Давыдов В.Г., Бер Л.Б., Самарина M.B., Барабаненков Ю.А., Колобнев Н.И., Хохлатова Л.Б. Возможность улучшения технологической пластичности при холодной деформации отожженных алюминиевых сплавов, содержащих литий. Технлегких сплавов, 1996, №5,26-32.

40. Жегина И.П., Колобнев Н.И. Способность к торможению разрушения сплавов А1 с литием в зависимости от структурных и технологических факторов. Техн.легких сплавов. 1999, №5, с. 11-16.

41. M.Trinca, A.Avalino, Н. Garmestani, J.Foyos, E.W.Lee, O.S.Es-Said. Effect of orientation on the mechanical properties and crystallographic texture of 2195 Aluminum-Lithium alloy. Materials Science Forum Vols 331-337 (2000) pp.849-854.

42. T.Wirtz, G.Lutjering, A.Gysler, B.Lenczowski, R.Rauh. Fatigue properties of the aluminium alloys 6013 and Al-Mg-Sc. Materials Science Forum Vols. 331-337 (2000) pp.1489-1494.

43. T.Zhai, A.J.Wilkinson, J.W.Martin. The effects of micro-texture and P' particle distribution on short fatigue crack growth in an Al-Li 8090 alloy. Materials Science Forum Vols. 331-337 (2000) pp.1549-1554.

44. Филатов Ю.А. Промышленные сплавы на основе системы Al-Mg-Sc. Техн.легких сплавов, 1996, с.30-35.

45. Елагин В.И., Орозов А.И., Щеглова Н.М., Тарасов В.А. Исследование влияния режимов НТМО на свойства листов из сплавов 1451, 1430, 1441. Техн.легких сплавов, 1996, №5, с.40-43.

46. NJ.Petch, R.W.Armstrong "The tensile test"Acta Metall. Mater. V.38, No. 12, pp. 26952700,1990.

47. K.Sato, T.Sakamoto, Y.Sawa, AA8090 Al-Li alloy. Materials Science Forum Vols. 331-337(2000) pp.817-822.

48. W.Fan, M.C.Chaturvedi. Microtextural evolution during superplastic deformation in AA8090 Al-Li alloy. Materials Science Forum Vols. 331-337 (2000) pp.817-822.

49. Фридляндер И.И., .Колобнев Н.И., Хохлатова Л.Б., Федоренко Т.П., Латушкина Л.В. Эффект рекристаллизации в сплавах системы Al-Mg-Li-Cu. Техн.легких сплавов, 1996, №5, с.32-34.

50. Фридляндер И.Н., Шамрай В.Ф., Бабарэко А.А., Сепоков О.А. Характер изломов и текстура в полуфабрикатах из алюминиево-литиевых сплавов. Технология легких сплавов, №5, с.5-9

51. Фридляндер И.Н., Шамрай В.Ф., Бабарэко А.А., Сепоков О.А., Эгиз И.В., Ручьева Н.В. Влияние термической обработки на текстуру и структуру фаз сплава 1420 в прессованном тонком профиле и его механические свойства. Металлы. 1996, №3, 125-130.

52. Фридляндер И.Н., Шамрай В.Ф., Бабарэко А.А., Колобнев Н.И., Хохлатова Л.Б., Эгиз И.В. Текстура листа из сплава 1430 системы Al-Li-Mg-Cu и анизотропия его предела текучести. Металлы. 1999, №2, с. 79-84.

53. Фридляндер И.Н., Бабарэко А.А., Сандлер B.C., Шамрай В.Ф. Текстурные превращения в листах из алюминий-литиевого сплава при деформации и нагреве. Перспективные материалы. 2000, №4, с. 19-24.

54. K.K.Cho, Y.H.Chung, C.W.Lee, S.I.Kwun, M.C.Shin. Effects of grain shape and texture on the yield strength anisotropy of Al-Li alloy sheet. Scripta Materialia, Vol. 40, No. 6, pp.651-657,1999.

55. H.Y. Hunsicker. Dimensional changes in heat treating aluminium alloys. Met. Trans. A., 1980, v. 11 A,May, pp.759-773.

56. D.H.Bae, A.K.Ghosh "Grain size and temperature dependence of superplastic deformation in an Al-Mg alloy under isostructural condition. Acta mater, 48 (2000) 1207-1224

57. Захаров B.B., Ростова Т.Д. Роль полос сдвига в листах из алюминиево-литиевых сплавов. Технология легких сплавов, 1996, №5, 35-39.

58. Захаров В.В., Ростова Т.Д. Полосы сдвига в алюминиевых сплавах. МИТОМ, 1996, №4, 18-21.

59. L. Dillamore, J.G.Roberts, А.С. Bush Occurrence of shear bands in heavily rolled cubic metals. Metals Science, 1979, No.2, pp. 73-77.

60. W.B.Lee, X.Y. Wen Evolution of orientation hardening in the cold rolling of an AA3003 aluminium alloy sheet. Key Eng. Mater., V.145-149, 1998, pp. 1161-1166S.Kobayashi,

61. T.Yoshimura, S.Tsurekawa, T.Watanabe. Effect of grain microstructure on superplastic deformation of Al-Li-Cu-Mg-Zr alloy. Materials Science Forum Vols. 304-306 (1999) pp.591-596.

62. Сорокина C.A., Скуднов B.A. Влияние режимов термообработки на релаксацию напряжений сплава 1420. ТЛС, 1998, №1, с. 23-28.

63. Вишняков Я.Д., Бабарэко А.А., Владимиров С.А., Эгиз И.В., Куртасов С.А., Бецофен С.Я., Новиков В.Ю. Теория образования текстур в металлах и сплавах. М. Наука, 1979. 343 с.

64. Бородкина М.М., Спектор Э.Н. Рентгенографический анализ текстуры металлов и сплавов//М.Металлургия. 1981г., 272с.

65. HJ.Bunge Mathematishe Methoden der Texturanalyse.-Berlin: Acad.-Verl., 1969,325s.

66. Агеев H.B., Бабарэко А.А., Бецофен С.Я. Описание текстуры методом обратных полюсных фигур//Изв.АН ССР, Металлы, 1974,N1, 94-103.

67. Бородкина М.М., Куртасов С.Ф. Изучение текстуры методом обратных полюсных фигур. Обзор.// Завлаб. 1979,45, N9,830-835.

68. Куртасов С.Ф. Методика определения трехмерных текстурных функций// Завлаб. 1981,47, N2,45-47.

69. Колачев Б.А., Бецофен С.Я., Бунин JI.A., Володин В.А. Физико-механические свойства легких конструкционных сплавов. М.: Металлургия, 1995,442 с.

70. Брюханов А.А., Гохман А.Р. Вероятностный метод количественных исследований текстуры// Завлаб. 1983,49, N11, 56-58.

71. Брюханов А.А., Гохман А.Р. Функция распределения ориентаций текстурированных листов гексагонального а-титана// Изв.АН СССР, Металлы, 1985, N5, 145-148.

72. Савелова Т.И. Функции распределения зерен по ориентациям поликристаллов и их гауссовские приближения// Завлаб. 1984,50, N4,48-52.

73. Николаев Д.И., Савелова Т.И. Аналитическое описание текстуры с помощью гауссовских распределений// Изв.АН СССР, Металлы, 1989, N6,165-169.

74. Днепренко В.Н., Дивинский С.В. Моделирование трехмерных функций распределения ориентаций в текстурированных материалах// Металлофизика, 1989, т.И, N4, 11-17.

75. Сатдарова Ф.Ф., Козлов Д.А., Блехман Б.Н. О методах количественных измерений текстуры//Зав.лаб. 1983,49, N3, 68-72.

76. Гнесин Б.А., Яшников В.П. Моделирование влияния расходимости первичного пучка в трехмерном анализе// Завлаб. 1989, 55, N2, 48-53.

77. Дурнев В.Д., Смирнов B.C. Текстурообразование металлов при прокатке. М.: Металлургия, 1971,254с.

78. Адамеску Р.А., Гельд П.В., Митюшов Е.А. Анизотропия физических свойств металлов.-М.: Металлургия,1985, 138с.

79. Вишняков Я.Д.,-Славов В.И. Изв.вузов. Черн.мет.1973,Ы 9, 131-135.

80. Серебряный В.Н. К методике построения обратных полюсных фигур// Заводская лаборатория, 1986, т.52, N5,40-42.

81. Bunge H.J. Z.Metallk., 1965,56, N12, 872-874

82. Roe P.J. J.Appl.Phys., 1965,37, N 5, 2069-2072.

83. Кальнер В.Д. и др. Применение методов рентгеноструктурного анализа для контроля качества материалов в процессе производства. (Обзор). Зав. лаб. 1985, N 8 с.41-45.

84. Рябошапка К.П., "Возможности рентгеноструктурного анализа дислокационнных структур деформированных кристаллов". Зав. лаб. 1981, N 5, с.26-33.

85. Михайлов Н.Ф. и др. "Методика изучения структурного совер шенства монокристаллов путем анализа уширения рентген-дифракционных кривых". Зав.лаб. 1980, N 1, с.27-31.

86. Рыбин В.В., Титовец Ю.Ф. "Применение метода параллельного рентгеновского пучка для исследования упругих и пластических искажений в монокристаллах и отдельных зернах крупнозернистых поликристаллов". (Обзор). Завлаб. 1992, N 1, с.46-54.

87. Титовец Ю.Ф. и др. "Безматричный метод полной кристаллографической аттестации возможного разворота зерен и субзерен". Завлаб. 1986, N 6, с.40-43.

88. P. Gay, Р.В. Hirsch, A. Kelly. The estimation of dislocation densities in metals from X-Ray data. Acta Metallurgica, 1953, v.l, May, pp. 315-319.

89. M.J. Hordon, B.L. Averbach. X-Ray measurements of dislocation density in deformed copper and aluminium single crystals. Acta Metallurgica, 1961, v.9, March, pp. 237-246.

90. M. J. Hordon, B.L. Averbach. Precision density measurements on deformed copper and aluminium single crystals. Acta Metallurgica, 1961, v.9, March, pp. 247-249.

91. T. Goto. Material strength evaluation and damage detection by X-Ray diffraction/ Advances in X-Ray Analysis. 1992, V.35, pp.489-501.

92. T. Goto. Study on residual creep life estimation using non-destructive material properties tests. Proc. Of Second Intern. Conf. on Creep and Fracture of Engineering Materials and Structures., 1984, pp. 1135-1146.

93. Ильин A.A., Бецофен С.Я., Мамонов A.M., Блохин М.А.//Исследование влияния ориентировки зерен на рекристаллизацию титана и интерметаллида TiAl методом кривых качания. Металлы. №3, 2002, с.85-90.

94. Biermann Н., Spangel S., Mughrabi Н. Local Lattice Parameter Changes in Monocrystalline Turbine Blades Subjected to Service-like Conditions // Z. Metallkd., 1996, V.87.N5.P. 403-410.

95. Kuhn H.-A., Bierman H., Ungar Т., Mughrabi H. An X-ray study of creep-deformation induced cganges of the lattice mismatch in the y' — hardenedmonocrystalline nickel-base superalloy SRR 99// Acta metal, mater. 1991. V.39. No. 11. P. 2783-2794.

96. Polat S, Dvorack M.A., Chen H. An in situ x-ray diffraction study of precipitation from a supersaturated solid solution: the у ' precipitate in a Ni-12,5%Si alloy// Acta Met. v.35,N12, pp.2175-2183.

97. Taylor A. An introduction to X-ray metallography// Chapman & Hall Ltd, London, 1945, p.400.

98. W.C. Liu, J.G. Morris. Kinetics of the formation of the (3-fiber rolling texture in continuous cast AA 5xxx series aluminum alloys. Scripta Matreialia, 2002, v.47, pp.743748.

99. Yancy W.Riddle, T.H.Sanders, Jr. Contribution of AI3SC to recrystallization resistance in wrought Al-Sc alloys. Materials Science Forum Vols.331-337 (2000) pp.939-944.

100. Давыдов В.Г., Бер Л.Б. Международная конференция "А1 сплавы, их физические и механические свойства (1САА-6)"(обзор) // Технология легких сплавов. 1999. №4. С. 50-57.

101. Давыдов В.Г. Современное состояние и некоторые актуальные проблемы исследования А1 сплавов // Технология легких сплавов. 1999. №1-2. С.18-29.

102. Reynolds А.Р., Royster D.M. Retained mechanical properties of a new Al-Li-Cu-Mg-Ag alloy as a function of thermal exposure time and temperature, Scripta Metallrgica et Materialia, 1994,Vol.30, No.l 1, pp.l485-i490.

103. Давыдов В.Г. Металловедческие и технологические исследования Al-Li сплавов на современном этапе (обзор) // Технология легких сплавов. 1996. №4. С.15-25.

104. Davydov V.G., Ber L.B., Ananiev V.N., Orozov A.I., Samarina M.V. The heat treatment effect on thermal stability of Al-Li alloys at low temperatures // Aluminium Alloys (proceedings of ICAA-6). 1998. V.2. P. 985 990.

105. Сетюков О. А., Ручьева О. А. и др. Влияние технологических и эксплуатационных нагревов на структуру, механические и коррозионные свойства профилей из сплава 1420 // Технология легких сплавов. 1994. №3-4. С.13-17.

106. Елагин В.И. Проблемы развития Al-Zn-Mg сплавов // Технология легких сплавов. 1999. №3, С.7-13.

107. Жегина И.П., Колобнев Н.И. Способность к торможению разрушения сплавов А1 с литием в зависимости от структурных и технологических факторов // Технология легких сплавов. 1999. №5. С. 11 16.

108. Chai Z.G., Meng C.F. Small-angle X-ray scattering study of the interfacial characteristics between 6' phase and matrix in Al-2.70 mass% Li alloy // J. Appl.Cryst. 1998. V.31.P. 7-9.

109. Захаров B.B., Ростова Т.Д. О влиянии дисперсных частиц AbLi и AbSc, перерезаемых дислокациями, на свойства алюминиевых сплавов // Известия вузов. Цветная металлургия. 2001. №4. С. 37 43.

110. W.B. Pearson. A Handbook of lattice spacings and structures of metals and alloys. Pergamon Press. 1958. 1044 c.

111. Huang J.C., Ardell A.J. Addition rules and the contribution of 6' precipitates to strengthening of aged Al-Li alloys // Actametall. 1989. V.36, № 11. P. 2995 3006.

112. Lee D.C., Park I.K. Effect of the addition of Ag on the strengthening of A^Li phase in Al-Li single crystals // Acta Mater. 1999. V. 46, № 12, P. 4181 4187.

113. George E.P., Pope D.P., Fu C.L., Schneibel J.H. Deformation and fracture of Lb trialuminides // ISU International. 1991. V.31, №.10. P. 1066 1075.

114. J.I.Perez-Landazabal, M.L.No, G.Madariaga, V.Recarte, J.San Juan. Quantitative analysis of 6' precipitation kinetics in Al-Li alloys // Acta mater. 2000. V. 48 P. 1283 -1296