научная статья по теме ВЛИЯНИЕ РКУ-ПРЕССОВАНИЯ И СТАРЕНИЯ НА МИКРОСТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА AL–CU–MG–SI-СПЛАВА Физика

Текст научной статьи на тему «ВЛИЯНИЕ РКУ-ПРЕССОВАНИЯ И СТАРЕНИЯ НА МИКРОСТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА AL–CU–MG–SI-СПЛАВА»

^ ПРОЧНОСТЬ

И ПЛАСТИЧНОСТЬ

УДК 669.71 '3 '721 '782:539.4

ВЛИЯНИЕ РКУ-ПРЕССОВАНИЯ И СТАРЕНИЯ НА МИКРОСТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА Al-Cu-Mg-Si-СПЛАВА © 2015 г. М. Р. Газизов, А. В. Дубина, Д. А. Жемчужникова, Р. О. Кайбышев

Белгородский государственный национальный исследовательский университет 308015 Белгород, ул. Победы, 85 e-mail:gazizov@bsu.edu.ru, dubyna@bsu.edu.ru, zhemchuzhnikova@bsu.edu.ru, rustam_kaibyshev@bsu.edu.ru Поступила в редакцию 05.11.2014 г.; в окончательном варианте — 28.01.2015 г.

Рассмотрено влияние промежуточного РКУ-прессования и окончательного старения при 170°С на механические свойства и микроструктуру алюминиевого сплава системы Al—Cu—Mg—Si с высоким соотношением Cu/Mg (АА2014). После закалки и старения (обработка Т6) предел текучести (ст0 2) и пределы прочности (стВ) равны ~415 и ~450 МПа, соответственно, а удлинение до разрушения (8) — 4.2%. Дисперсионное упрочнение обеспечивается за счет выделения частиц 9''-, 9'-, в''- и Q'/C-фаз. При промежуточном РКУ-прессовании и последующем старении в течение 0.5 ч ст02 и стВ повышаются до 470 и 535 МПа, соответственно, а 8 до ~9.5%. Также пластическая деформация приводит к формированию микроструктуры, состоящей из деформационных полос с высокой плотностью дислокаций. При старении в течение 0.5 ч происходит частичный распад пересыщенного твердого раствора и формирование сегрегаций в теле кристаллитов и на дислокациях, а также выделению зон Ги-нье—Престона и в''-фазы, что в совокупности обеспечивает максимальный прирост прочности сплава АА2014. При увеличении времени старения до 8 ч наблюдается незначительное снижение как ст02 и стВ до 465 и 515 МПа, так и 8 до ~6%. Показано, что промежуточное РКУ-прессование не оказывает влияние на последовательность выделения основных упрочняющих 9''- и 9'-фаз при старении. Однако, имеет место значительное уменьшение объемной доли и увеличение дисперсности упрочняющих частиц.

Ключевые слова: сплав АА2014, РКУП (равноканальное угловое прессование), старение, микроструктура, прочность.

БО1: 10.7868/80015323015070062

ВВЕДЕНИЕ

Термоупрочняемые алюминиевые сплавы системы Al—Cu—Mg—Si применяются в качестве конструкционных материалов в авиастроении благодаря сочетанию высокой удельной прочности, технологической пластичности и хорошей коррозионной стойкости [1—4]. В течение почти 60 лет сплав АА2014 (АК8) этой системы широко использовался для деталей, эксплуатируемых при больших нагрузках при повышенных температурах. Его высокие свойства обеспечиваются за счет термической обработки на максимальную прочность, включающей закалку и старение (обработка Т6) [2, 4—6]. Однако, свойства сплава АА2014 уступают свойствам недавно разработанных сплавов системы Al—Cu—Mg—Ag, которые также подвергаются термической обработке на максимальную прочность [2, 6].

Одним из способов дополнительно повысить свойства традиционных сплавов системы Al—Cu является переход к использованию способов тер-

момеханической обработки, включающих холодную пластическую деформацию между операциями закалки и старения (обработка Т8ХХ) [1, 2, 7, 8]. Повышение прочностных свойств при использовании обработки Т8ХХ обеспечивается за счет дополнительного деформационного упрочнения, обусловленного повышенной плотностью дислокаций, а также структурного упрочнения, связанного с измельчением зерен [2, 9—11]. Одновременно переход от обработки Т6 к обработке типа Т8ХХ изменяет распределение частиц упрочняющих фаз, что также сказывается на прочностных свойствах термоупрочняемых сплавов [2, 11, 12]. В последнее время появилась возможность увеличить степень промежуточной деформации за счет использования равноканального углового (РКУ) прессования [2, 11]. Однако, данные по эффективности такой термомеханической обработки противоречивы [13, 14]. Есть все основания полагать, что обработка типа Т8ХХ может оказать негативное влияние на морфологию упрочняющих частиц [15, 16]. Таким образом, цель настоящей

работы — рассмотреть влияние термомеханической обработки с большими степенями деформации на механические свойства, микроструктуру и распределение упрочняющих частиц в сплаве АА2014.

Фазовый состав сплавов системы Л1-Си-М§-81 достаточно хорошо изучен [2—9] и зависит от соотношений содержания Си/М§ и М§/Б1. Эти сплавы содержат большое количество различных фаз, что обусловливает очень сложный характер процессов, протекающих при старении. Рассмотрим встречающиеся в этом сплаве фазы более подробно.

При высоком соотношении Си/М§ и содержании Си более 1 мас. % в качестве основных упрочняющих частиц Л1-Си-М§—8ьсплавов выступают когерентные и полукогерентные конфигурации 9-фазы (Л12Си) [2—4, 6, 16]. Стадийность выделений при образовании 9-фазы не зависит от других фаз и имеет следующий вид [2—4, 10, 17, 18]:

ПТР ^ Зоны ГП ^

^ Ü' ^

(1)

став М§ХЛ15-Х816 [21, 23]. В большинстве случаев зоны ГП-1 имеют игольчатую форму с поперечным диаметром ~2 нм и длиной ~20 нм [21]. Смена стадий М§—81 кластеры ^ ГП-1 зоны ^ Р"-фаза происходит по механизму трансформации решетки [10, 20, 22, 23]. Р"-фаза имеет состав близкий к М§5Л12814, моноклинную решетку (С2/т; а = = 1.516 нм, Ь = 0.405 нм, с = 0.674 нм; р = 105.3°) и следующее ориентационное соотношение [20, 22-25]:

(010) р "|| {100} А1; [ooilp-К310) ai ; [10°]р"К230)Al .

(3)

где ПТР — пересыщенный твердый раствор, зоны ГП — зоны Гинье—Престона. Пластины 9'-фазы, которые выделяются как правило на дислокациях, высокоэффективны в упрочнении алюминиевых сплавов [2, 12—15] по сравнению с 9''-фазой, поскольку обладают высокой сопротивляемостью к перерезанию движущимися дислокациями [2, 12]. Использование термомеханической обработки типа Т8ХХ приводит к полному доминированию 9'-фазы, поскольку увеличивается число мест для ее гетерогенного зарождения [2, 17]. К тому же, повышение плотности дислокаций при пластической деформации ускоряет диффузионные процессы распада ПТР [10]. Это дает возможность управлять морфологией частиц и оказывает влияние на прочность Al—Cu— Mg—Si-сплавов после старения [2]. Влияние пластической деформации на последовательность превращений (1) в сплаве системы Al—Cu рассмотрены детально в [19].

Второстепенными по значению упрочняющими фазами в сплаве АА2014 являются метаста-бильные Mg—Si-содержащие фазы, последовательность выделения которых является типичной для сплавов системы Al—Mg—Si [2, 8, 17, 20—22]:

ПТР ^ Mg-Si-кластеры ^ ^ ГП-I зоны ^р" ^р', U1 (Тип А), (2)

U2 (Тип В), B'(Тип С) ^ р.

Первоначально при старении, распад ПТР приводит к выделению разобщенных кластеров Mg и Si [22]. Однако, при нагреве выше 70°С их растворение сопровождается выделением Mg-Si-класте-ров с соотношением Mg/Si ~ 1.5 [21, 23]. Упорядочение элементов и увеличение размеров кластеров с количеством Mg + Si более 50 атомов приводит к образованию зон ГП-I, которые имеют примитивную моноклинную решетку и примерный со-

Частицы Р''-фазы имеют игольчатую форму с поперечным диаметром ~2 нм и длиной 20-50 нм [21], а ее границы являются источниками высоких когерентных напряжений [24]. В [20, 21, 23-25] показано, что Р''-фаза обеспечивает максимальный упрочняющих эффект в сплавах системы Л1-М§—81 после старения. В тоже время, ряд авторов считают [8, 21], что максимальная прочность при старении обеспечивается фазами, которые имеют меньшую энергию Гиббса и меньшую степень когерентности (р', и1 (Тип Л); Ц2 (Тип В), В' (Тип С)) по сравнению с Р"-фазой [8, 26]. Разные типы фаз на предпоследней стадии старения в последовательности (2) обнаруживаются в сплавах системы Л1-М§-81 с различным соотношением легирующих элементов [4, 8, 21].

Р'-фаза имеет гексагональную решетку (Р 63/т а = 0.715 нм и с = 1.215 нм), стехиометрический состав близкий к М§1881. Частицы данной фазы выделяются в виде прутков с поперечным диаметром ~10 нм и длиной ~50 нм [4, 8, 21, 22]. Следует отметить, что фазы Ш (Тип Л), и2 (Тип В), В' (Тип С), указанные в последовательности выделения фаз (2), значительно крупнее частиц Р'-фазы, которая имеет следующее ориентационное соотношение [8]:

[001UI[0001]р■; (110)Allí (1010V.

(4)

К тому же, Р'-фаза сильно отличается от Р"-фазы по морфологическим и структурным признакам, что дает возможность с высокой надежностью идентифицировать эти две фазы при электронно-микроскопических исследованиях. При традиционном старении смена стадий Р" ^ Р' ^ Р происходит по механизму независимого зарождения частиц. Кроме того, Р'-фаза может также зарождаться гетерогенно на дислокациях и даже границах зерен [27, 28], что приводит при смене стадий к переходу от однородного распределения зон ГП-1/Р"-фаза по объему материала к неравномерному распределению частиц Р'-фазы.

Все выделения метастабильных фаз в Л1-М§-81-сплавах на предпоследней стадии старения в по-

следовательности (2) являются структурно связанными через распределение сетки атомов 81 (подрешетка 81). Проекция подрешетки 81 в направлении (001)А1 имеет близкую к гексагональной симметрию с а = Ь ~ 0.4 нм и с = п х 0.405 нм (п — целое число), причем направление с параллельно главной оси игольчатых/пруткообразных выделений, вытянутых вдоль (001)А1 [7]. Метастабильные фазы в', и1 (Тип А), Ц2 (Тип В) и В' (Тип С) имеют различия лишь в положении атомов А1 и М§ в слоях, формирующих подрешетку 81. Следует также отметить, что данные фазы имеют межфазные границы когерентные вдоль направления (001)А1 и полукогерентные вдоль плоскостей {001}А1 [20—22].

в-фаза является термодинамически равновесной фазой с ГЦК-решеткой типа CaF2 с параметром решетки а = 0.639 нм. Она имеет форму пластин или кубоидов размером до ~20 мкм. Несмотря на такие неблагоприятные изменения фазового состава в результате деформации между закалкой и старением как растворение частиц ГП-1-зоны/в''-фазы и выделение в'-фазы, прочностные свойства алюминиевых сплавов 6ХХХ серии повышаются [27, 28]. Причины этого остаются не понятными.

В сплавах А1—Си—М§—81 последовательность выделения фаз при старении (2) изменяется, поскольку присутствует метастабильные Си-содер-жащие фазы [7, 8, 26], структура и химический состав которых зависит от соотнош

Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.

Показать целиком