ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2013, том 114, № 11, с. 1047-1056
^ ПРОЧНОСТЬ
И ПЛАСТИЧНОСТЬ
УДК 669.713:539.89
ВЛИЯНИЕ СФЕРИЧЕСКИ СХОДЯЩИХСЯ УДАРНЫХ ВОЛН НА ФАЗОВОЕ И СТРУКТУРНОЕ СОСТОЯНИЕ ЗАКАЛЕННОГО СПЛАВА Al-4 мас. % Cu
© 2013 г. А. В. Добромыслов*, Н. И. Талуц*, А. Н. Уксусников*, Е. А. Козлов**
*Институт физики металлов УрО РАН, 620990 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18 **Российский федеральный ядерный центр — Всероссийский НИИ технической физики им. акад. Е.И. Забабахина,
456770 Снежинск, Челябинская обл., а/я 245 e-mail: Dobromyslov@imp.uran.ru Поступила в редакцию 10.01.2013 г.; в окончательном варианте — 05.03.2013 г.
Методами оптической металлографии, сканирующей и просвечивающей электронной микроскопии, а также измерением микротвердости проведено послойное изучение структуры закаленного сплава А1—4 мас. % Си, подвергнутого нагружению сферически сходящимися ударными волнами. Установлено, что высокоскоростная пластическая деформация этого сплава при используемом способе нагружения осуществляется внутризеренным скольжением. Полосы локализованной деформации по границам зерен, двойники и полосы адиабатического сдвига не образуются. Высокоскоростная пластическая деформация приводит к растворению зон Гинье—Престона.
Ключевые слова: ударные волны, высокоскоростная пластическая деформация, сплав А1—4% Си, структура.
БО1: 10.7868/8001532301311003Х
ВВЕДЕНИЕ
В настоящее время проведен ряд исследований по влиянию ударного нагружения на деформационное поведение и структуру стареющих алюминиевых сплавов [1—5]. Недостатком, присущим многим исследованиям, является использование промышленных алюминиевых сплавов, присутствие в которых различных металлургических добавок затрудняет интерпретацию результатов. Поэтому изучение механизмов высокоскоростной пластической деформации стареющих алюминиевых сплавов наиболее целесообразно проводить на модельных сплавах с определенным типом формирующихся в них структур. К числу них принадлежит сплав А1—4 мас. % Си. В этом сплаве распад пересыщенного а-твердого раствора протекает по схеме: зоны Гинье—Престона I ^ 9"-фаза ^ 9'-фа-за ^ 9-фаза. В этой последовательности зоны Гинье—Престона I и 9''-фаза — пластинчатые образования, полностью когерентные с матрицей. Промежуточная 9'-фаза не отличается по химическому составу от стабильной 9-фазы (СиА12), но имеет отличную от нее кристаллическую решетку. Она выделяется в форме пластинок по плоскостям {100} и частично когерентна с матрицей (когерентная связь сохраняется по плоскостям {100}) [6]. В этом сплаве в зависимости от вида термиче-
ской обработки можно получать структуры, содержащие различные метастабильные выделения или их комбинации.
В работе [7] нами была изучена высокоскоростная пластическая деформация искусственно состаренного сплава А1—4 мас. % Си, подвергнутого на-гружению сферически сходящимися ударными волнами. Было установлено, что в этом сплаве, содержащем пластинчатые выделения 9'-фазы, высокоскоростная пластическая деформация при используемом способе нагружения осуществляется внутризеренным скольжением, а также образованием полос локализованной деформации по границам зерен. Внутризеренное скольжение происходит неоднородно путем образования полос сдвига. В процессе распространения полосы сдвига внутри нее происходит более медленное растворение тех частиц 9'-фазы, для которых направление (110), лежащее в их плоскости, совпадает с направлением скольжения.
Целью данной работы является изучение эволюции деформационной структуры сплава А1—4 мас. % Си, содержащего в исходном состоянии только зоны Гинье—Престона I, после на-гружения сферически сходящимися ударными волнами.
Рис. 1. Схема расположения 6 цилиндрических вставок из различных алюминиевых сплавов (1—6) в алюминиевом шаре, 7 — алюминиевая оболочка — а; фотография продольного сечения вставки 2 после нагружения сферически сходящимися ударными волнами: 1 — зона 1, 2 — зона 2, 3 — зона 3, 4 — часть алюминиевого шара, 5 — часть алюминиевой оболочки, 6 — поверхность нагружения — б.
ТЕХНИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Для исследования был приготовлен шар из высокочистого алюминия диаметром 55.95 мм, в который в трех взаимно ортогональных направлениях было вмонтировано шесть цилиндрических вставок диаметром 10 и длиной 20 мм из различных стареющих алюминиевых сплавов (рис. 1а). Шар был заварен в алюминиевую оболочку толщиной 4 мм и подвергнут нагружению сферически сходящейся детонационной волной, инициированной в слое мощного взрывчатого состава на основе гексогена толщиной 8 мм. Давления, температуры и плотности энергии, достаточные для плавления сплавов как на изэнтропе, так и на ударной адиабате, достигались в слоях, расположенных на глубоких радиусах. Сохраненный после нагружения шар первоначально был разрезан на две части по сечению, проходящему через осевые линии четырех вставок. От половины шара была отрезана пластина толщиной 5 мм, которая затем была разрезана на 4 сегмента, каждый из которых содержал вставки из разных сплавов. В данной статье представлены результаты изучения структуры вставки из сплава А1—4% Си, закаленного в воде от 540° С после выдержки при этой температуре в течение 1 ч. Для проведения послойного анализа вставка была разрезана на шлифы и фольги перпендикулярно к осевой линии (перпендикулярно радиальному направлению шара), находящиеся на различных расстояниях от поверхности нагружения.
Для изучения структуры использовали микроскоп NEOPHOT-32 и сканирующий электронный микроскоп Quanta-200. Исследование микроструктуры проводили на электронном микроскопе JEM-200CX при ускоряющем напряжении
160 кВ, измерение микротвердости — на микротвердомере ПМТ-3 при нагрузке 0.49 Н.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Взятый для исследования сплав в исходном состоянии имел структуру равноосных зерен а-фазы со средним размером зерна ~200 мкм (рис. 2а). При электронно-микроскопическом исследовании в структуре сплава наблюдается только небольшое количество одиночных дислокаций (рис. 2б). Однако на микроэлектронограммах наряду с матричными отражениями видны тонкие диффузные штрихи, распространяющиеся от них по направлениям (100*) обратной решетки (рис. 2в). Наличие таких диффузных эффектов однозначно указывает на присутствие в сплаве однослойных зон Гинье— Престона I (далее зон Г.П.), расположенных по плоскостям {100} и полностью когерентных с матрицей [6, 8].
В результате ударного нагружения в центральной части шара появилась небольшая полость. Шар после нагружения имеет анизотропную форму, полость смещена относительно центра. Если считать центром точку пересечения осевых линий вставок, то г (радиус шара после нагружения) для вставки 2 составляет 26.6 мм. Три сферические зоны, имеющие разный контраст, окружают полость (рис. 1б). Зона 1 — область высокоскоростной деформации в твердом состоянии; зона 2 — область плавления на изэнтропе; зона 3 — область плавления на ударной адиабате и испарения расплавленного материала при разгрузке в центральную полость. Толщина зон 1, 2 и 3 вдоль оси исследуемой вставки соответственно составляет ~13.5 мм, 4.5 мм и 4.6 мм.
егь ¡вэг:
Рис. 2. Структура закаленного сплава А1—4% Си в исходном состоянии:
а — оптическая микрофотография; б — электронно-микроскопическое изображение; в — микроэлектронограмма, ось зоны [001].
После ударного нагружения средний размер зерна вблизи поверхности нагружения остается практически без изменения по сравнению с исходным состоянием. В приповерхностных слоях внутри зерен наблюдаются одиночные следы скольжения, в некоторых случаях принадлежащие двум системам скольжения (рис. 3а). Такой характер деформационной структуры сохраняется вплоть до слоев, расположенных на расстоянии 3.5 мм от поверхности. В этих слоях внутри некоторых зерен и на их границах появляются отдельные мелкие равноосные зерна, имеющие размер ~10—20 мкм. Положение таких рекристаллизованных зерен показано на рис. 3б стрелками. На расстоянии 5.5 мм от поверхности образца в некоторых зернах обнаруживается заметное искривление следов скольжения, связанное с неравномерным движением материала на стадии распространения расходящейся ударной волны (рис. 3в). При дальнейшем увеличении глубины залегания слоя в образце количество рекристаллизованных зерен значительно возрастает, а их размер увеличивается (рис. 3г).
Наиболее существенное изменение структуры сплава обнаруживается в слоях, расположенных на расстоянии ~7.5 мм от поверхности. Хотя ис-
ходные границы а-зерен все еще видны, вновь образовавшиеся мелкие зерна занимают большую часть исходного зерна (рис. 4а). Образование рекристаллизованных зерен происходит также на различных дефектах структуры, таких как трещины или скопления пор, возникших в процессе распространения ударных волн. В большинстве случаев они окаймляют такие дефекты и имеют существенно меньшие размеры, чем окружающие их зерна (рис. 4б). Такая неоднородная структура, состоящая из рекристаллизованных зерен разного размера, сохраняется вплоть до зоны плавления, причем размер более крупных зерен увеличивается, что свидетельствует о протекании постдинамической рекристаллизации (рис. 4в). При переходе в область плавления в структуре сплава обнаруживаются протяженные дендриты (рис. 4г).
Изучение деформационной структуры сплава с помощью сканирующего электронного микроскопа показывает, что зерна в приповерхностных слоях приобретают некоторую асимметрию — несколько сжимаются в радиальном направлении и растягиваются в азимутальном направлении (рис. 5а). В отличие от металлографического исследования хорошо видно, что следы скольжения состоят из боль-
Рис. 3. Структура закаленного сплава А1—4% Си на различных расстояниях от поверхности сохраненного образца (направление распространения ударной волны — снизу верх): а — 1.5 мм; б — 3.5 мм; в — 5.5 мм; г — 6.5 мм.
шого количества равномерно распределенных мелких ямок травления (рис. 5б). Такой же вид имеют и некоторые границы зерен. Такие ямки травления связаны с дислокациями, присутствующими в плоскостях скольжения и на границах. На рис. 5в показано образование рекристал
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.