ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2012, том 113, № 2, с. 181-186
СТРУКТУРА, ^^^^^^^^
ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.71 '74721:539.89:536.425
ФАЗОВЫЕ И СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В АЛЮМИНИЕВОМ СПЛАВЕ АМц ПРИ РАЗНЫХ МЕТОДАХ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
© 2012 г. И. Г. Ширинкина, А. Н. Петрова, И. Г. Бродова, В. П. Пилюгин, О. В. Антонова
Институт физики металлов УрО РАН, 620990 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
Поступила в редакцию 07.07.2011 г.
Приведены экспериментальные данные по структурообразованию в промышленном алюминиевом сплаве АМц при интенсивной пластической деформации методами динамического канально-угло-вого прессования и кручения под высоким квазигидростатическим давлением в наковальнях Бри-джмена. Проанализированы зависимости структурных характеристик и твердости от степени, скорости и схем деформации.
Ключевые слова: интенсивная пластическая деформация, ультрамикрокристаллическая структура, электронная микроскопия, алюминиевые сплавы.
ВВЕДЕНИЕ
Сплав АМц является широко распространенным конструкционным материалом, поэтому проблемы измельчения его структуры и улучшение свойств остаются актуальными, несмотря на большое число работ по его обработке. Относясь к термически неупрочняемым материалам, сплав имеет невысокие значения прочности, для повышения которой обычно применяют нагартовку. Однако и после этой операции твердость сплава не превышает 55 НВ, а временное сопротивление разрыву стВ = 170 МПа [1].
С развитием современных методов интенсивной пластической деформации (ИПД) [2, 3] появилась возможность резкого измельчения структуры металлов и сплавов и создания новых материалов с уникальными функциональными и эксплуатационными свойствами. В [3, 4] научно обоснованы критерии целесообразности использования деформационно-термической обработки методами равноканального и комплексного углового прессования для улучшения механических свойств целого ряда промышленных сплавов. Авторы [4—6] доказывают, что выигрыш в прочности и в пластичности материалов достигается в основном для определенного класса сплавов, а именно, сплавов, неупрочняемых термической обработкой, например, сплавов системы А1— Мп—М§ (А1 5056, А1 1560 и т.д.). Кроме того, в [4, 7] показана важная роль предыстории получения исходных образцов, в частности, степени равновесности А1-твердого раствора, которая, влияя на характер выделения вторичных фаз в процессе деформирования, позволяет регулировать соотношение прочностных и пластических свойств материа-
лов. Согласно [5, 6], используя метод РКУ-прес-сования, можно повысить прочностные характеристики подобных сплавов на 50%, сохранив при этом после дополнительного отжига достаточно высокую пластичность (более 10%).
Цель данной работы состояла в сравнении деформационного поведения одного и того же материала при разных схемах нагружения: кручением в наковальнях Бриджмена (КГД), где реализованы сверхвысокие степени деформации (е = = 4.1—6.9), и методом динамического канально-углового прессования (ДКУП) со скоростями деформации V = 103—105 с-1.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Метод динамического канально-углового прессования, использующий близкую к РКУП схему и создающий скорости деформации на три-пять порядков больше за счет энергии импульсных источников, подробно описан в [8-10]. В данном эксперименте использована поршневая схема деформации, при которой движение образца через каналы осуществлялось за счет постоянно действующего давления пороховых газов на поршень. Скорость движения образца через каналы V составляла 150 и 300 м х с-1, число проходов через два взаимно-перпендикулярных канала N менялось от одного до четырех. Исходными заготовками служили горячепрессованные и отожженные прутки диаметром 14-16 мм и длиной 60-65 мм.
Кручение под высоким квазигидростатическим давлением образцов диаметром 10 мм и исходной толщиной 0.6 мм осуществляли в нако-
вальнях Бриджмена со скоростью 1 об/мин при давлении Р = 4 ГПа и комнатной температуре. Число оборотов наковальни варьировалось от 1 до 10, что соответствовало истинной логарифмической деформации е ~ 4.1—6.4. Чтобы исключить неоднородность деформации по радиусу, которая имеет место при таком методе нагружения, все структурные характеристики определялись на половине радиуса образца.
Металлографические исследования образцов до и после деформации были проведены на продольных вертикальных сечениях с помощью оптических микроскопов МБС-9 и "Neophot-32". Количественные характеристики структурных компонентов сплава определялись с использованием стандартных методик. Определение параметра решетки и фазовый анализ образцов до и после нагружения проводились на дифрактомет-ре ДРОН-3 в Со^а-излучении. Микротвердость Hv измеряли на продольных вертикальных шлифах, вдоль центральной линии по всей длине образца, и на поперечных шлифах по всему диаметру, используя прибор ПМТ-3 при нагрузке 0.2 H (погрешность не превышала 10%). Электронно-микроскопические исследования проводились на электронном просвечивающем микроскопе JEM-200CX. Размеры фрагментов матрицы в деформированных материалах рассчитывались по темно-польным электронно-микроскопическим снимкам с помощью компьютерной программы "Siams-700".
Измерение параметра решетки и фазовый анализ образцов проводили на дифрактометре "ДРОН-3" в Со^а-излучении. Расчеты осуществляли с помощью пакета программ "Profile".
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
На рис. 1 показана структура сплава в исходном до ИПД-состоянии. В процессе горячей деформации была сформирована типичная полосовая структура с внутренней субструктурой. Внутри полосы расположены субзерна размером ~2 мкм, разделенные малоугловыми границами. Внутри субзерен наблюдается невысокая плотность дислокаций и равномерно распределенные выделения фазы Al6Mn со средним размером 50— 70 нм.
В процессе эксперимента изучалось влияние числа оборотов (n = 1, 2, 10) (при КГД), и числа проходов (N = 1—4) и скорости движения образца через каналы (V = 150 и 300 м/с) (при ДКУП) на размерность структурных характеристик, фазовый состав и твердость сплава АМц.
Как установлено ранее [10], в сплаве АМц при деформации с V= 150 м с-1 (N = 1) образуется ультрамикрокристаллическая (УМК) смешанная структура, состоящая из кристаллитов с высокой плотностью решеточных дислокаций и "размытыми" неравновесными большеугловыми границами, и небольшим количеством фрагментиро-ванных исходных субзерен, разделенных малоугловыми границами. С ростом N и V зерна " очищаются" от дислокаций, по всему объему формируются большеугловые более тонкие и равновесные границы с хорошо различимыми контурами экстинкции (рис. 2). Эти наблюдаемые изменения в структуре свидетельствуют о релаксации напряженного состояния решетки. На основании анализа темнопольных изображений показано, что во всем исследованном интервале параметров ДКУП формируется дисперсная УМК-структура со средним размером фрагментов 400-600 нм. В процессе четырех проходов
ДКУП происходит растворение алюминидов Мп, о чем свидетельствует снижение параметра решетки и отсутствие выделений этой фазы на электронно-микроскопических снимках тонкой структуры сплава. Основываясь на полученных результатах электронной микроскопии, а также на оценке уровня напряжений, сделанной по анализу профиля дифракционной линии (331)а, можно констатировать, что при N = 4 и V= 300 м/с образование ультрамикрокристаллической (УМК) структуры происходит преимущественно механизмом динамической рекристаллизации.
Для КГД использовали образцы, вырезанные параллельно поперечному сечению исходного прутка. Дислокационная структура исходного образца оказывает влияние на характер деформационного поведения сплава в процессе сдвига под давлением. Можно предположить, что в процессе деформации кручением при е < 4.1 (п < 1) происходит динамическая полигонизация. Дислокации перераспределяются внутри субзерен, образуя объемные дислокационные сетки. Образованные таким образом субграницы с большой разориен-тировкой обладают повышенной кривизной и подвижностью и становятся центрами рекристаллизации. Процессы полигонизации, сопровождающиеся фрагментацией субзерен, и динамическая рекристаллизация протекают параллельно, поэтому степень реализации каждого из этих процессов и вклад в результирующую структуру трудно разделить. Тем не менее, подтверждением прошедшей рекристаллизации может служить тот факт, что в образце после деформации на один-два оборота наблюдаются как равноосные (ре-кристаллизованные) зерна, "чистые" от дислокаций, так и зерна, с равномерно распределенными единичными дислокациями и с дислокационными сетками повышенной плотности (рис. 3а). Последние окружены неравновесными размытыми границами, в области границ менее дефектных рекристаллизованных зерен наблюдаются контуры экстинции. По данным ПЭМ, степень дефектности структуры возрастает, в частности, увеличивается число зерен с более высокой, чем в образце после п = 1, плотностью дислокаций, (рис. 4а). Об этом же свидетельствует и повышение уровня микроискажений решетки, определенное по уширению рентгеновской линии (рис. 5а). Такая структура подобна смешанной УМК-структуре, сформированной при ДКУП. Средний размер кристаллитов не изменяется и составляет, так же как и при п = 1, 200 нм (рис. 4в). Однако согласно построенным гистограммам, меняется характер распределения размеров кристаллитов по количеству: возрастает доля мелких зерен, и в структуре появляются крупные зерна с размером более 700 нм (рис. 6а, б). Распределение близко к бимодальному, что характерно для ре-кристаллизованной структуры (рис. 6б)
(б)
Рис. 3. Смешанная микроструктура, состоящая из ре-кристаллизованных и фрагментированных зерен-субзерен (КГД, п = 1):
а - светлопольное изображение; б - микроэлектро-нограмма.
Суммируя все вышеописанные экспериментальные данные, можно предположить, что при кручении с малым числом оборотов образование УМК-структуры происходит в основном механизмом динамической рекристаллизации.
Структура образца после 10 оборотов характеризуется высокой плотностью решеточных дислокаций, т.е. активизируются процессы скольжения (
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.