ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2014, том 115, № 1, с. 82-90
^ ПРОЧНОСТЬ
И ПЛАСТИЧНОСТЬ
УДК 669.71 '721:532.13
ВКЛАД ФАЗОВЫХ И СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В ДВОЙНЫХ Al—Mg СПЛАВАХ В ЛИНЕЙНЫЕ И НЕЛИНЕЙНЫЕ МЕХАНИЗМЫ НЕУПРУГОСТИ © 2014 г. И. С. Головин*, А. С. Бычков*, С. А. Головин**
*Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС", кафедра металловедения цветных металлов, 119049 Москва, Ленинский просп., 4, **Тульский государственный университет, кафедра физики металлов и металловедения,
300600 Тула, просп. Ленина, 84 e-mail: i.golovin@misis.ru Поступила в редакцию 08.04.2013 г.; в окончательном варианте — 14.05.2013 г.
Изучено влияние процессов рекристаллизации и выделения Р-фазы в Al—(0.3—12%)Mg сплавах на механизмы зернограничной релаксации и дислокационной микропластичности. Уменьшение плотности дислокаций, вызванное процессом рекристаллизации холоднодеформированных сплавов, приводит к формированию "псевдопика" на кривых температурных зависимостей внутреннего трения и к снижению критической амплитуды деформации начала движения дислокаций в поле напряжений. Выделение Р-фазы в структуре подавляет механизм зернограничной релаксации; ее растворение, связанное с формированием примесных атмосфер и формированием метастабильных фаз при нагреве, затрудняет движение дислокаций. В зависимости от общего содержания атомов Mg в сплаве подвижность дислокаций при измерениях амплитудных зависимостей внутреннего трения может быть описана либо моделями отрыва, либо трения. Сделаны количественные оценки характеристик зернограничной релаксации и дислокационно-примесного взаимодействия и их зависимости от температуры.
Ключевые слова: Al—Mg сплавы, Р-фаза, релаксационные и гистерезисные механизмы неупругости. DOI: 10.7868/S0015323014010069
ВВЕДЕНИЕ
Неупругость, как и сверхпластичность сплавов на основе алюминия может быть обусловлена либо подвижностью границ зерен — зернограничным проскальзованием, либо подвижностью дислокаций — дислокационной неупругостью [1]. В свою очередь, зернограничное проскальзование и дислокационная подвижность могут приводить к линейным и нелинейным неупругим эффектам. В квазиупругой области нагружения, т.е. при нагру-жении до предела упругости, зернограничное про-скальзование приводит, как правило, только к линейным эффектам неупругости — формированию амплитудонезависимых зернограничных пиков внутреннего трения на частотных или температурных зависимостях внутреннего трения [2]. В этих же условиях дислокации могут приводить к формированию как амплитудонезависимых (например, пики внутреннего трения при температурах ниже комнатных), так амплитудозависимых эффектов рассеяния энергии механических колебаний [3].
Задача настоящей работы — выявить и разделить вклад дислокационного и зернограничного механизмов неупругости в сплавах на основе системы Al—Mg в широком интервале температур (от комнатной температуры до ~400°С), частот (0.1—30 Гц) и амплитуд (е0 от 10-6 до 10-3) колебаний. Основной акцент в данной работе делается на выявление роли Р-фазы (Al3Mg2) при формировании этих механизмов неупругости и наследовании и эволюции этих закономерностей многокомпо-нентыми сплавами на основе системы Al—Mg, дополнительно легированных Mn, Cr, Zr и Sc (см. нашу работу в следующем номере).
1. МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ И МАТЕРИАЛЫ
Методика исследования внутреннего трения на динамическом механическом анализаторе (DMA Q800 TA Instruments) и структуры Al—Mg сплавов описаны нами в работах [4—6]. В настоящей работе мы продолжили изучение неупругости в двойных сплавах системы Al—Mg (от 0.3 до 12 мас. % Mg). Методы их получения и обработки
Рис. 1. Сплав А1—5% М^ после холодной прокатки 70% и последующего отжига при 400°С с последующим охлаждением до комнатной температуры со скоростью 2 К/мин:
а — сканирующая электронная микроскопия; б — ТЗВТ при частотах 0.3—30 Гц; пунктиром показана температура соль-вуса, ниже которой сплав находится в двухфазном а + Р-состоянии.
приведены в работах [5, 6]. Основное внимание в данной работе уделяется двойным сплавам с содержанием магния до 5%, так как более высокое содержание магния в данных сплавах ухудшает ряд эксплуатационных характеристик. В нашей следующей работе анализируются неупругость многокомпонентных сплавов систем А1-М§-Мп-Сг и А1-М§-Мп-2г-8е.
2. РЕЗУЛЬТАТЫ И ДИСКУССИЯ 2.1. Сплавы двойной системы Al—Mg
2.1.1. Линейные эффекты неупругости в отожженном и закаленном состоянии. Экспериментальные температурно- и частотно-зависимые линейные эффекты неупругости, т.е. амплитудонеза-висимые эффекты в однофазных и двухфазных сплавах двойной системы А1-М§, приведены нами ранее в работах [4-6]. Характерный пример двухфазной структуры представлен на рис. 1а. На кривых температурных зависимостей внутреннего трения (ТЗВТ) этих сплавов наблюдается термически активированный релаксационный пик внутреннего трения с энергией активации 1.7-2.1 эВ, которая зависит от содержания М§ в сплаве. Данный пик внутреннего трения формируется полностью только в том случае, если температурная область его появления, которая зависит от содержания магния в сплаве и частоты вынужденных колебаний, соответствует однофазному состоянию сплава. Т.е. релаксационный пик данного типа наблюдается в структуре, не содержащей Р-фазу. Если температурная область формирования данного релаксационного пика совпадает полностью или частично с областью существования Р-фазы, то пик ВТ в этой двухфазной области подавляется присутствием Р-фазы.
На рис. 1б видно, что пик ВТ при измерениях при частоте 30 Гц принадлежит однофазной а-об-ласти и имеет почти правильную дебаевскую форму [1]. При уменьшении частоты вынужденных колебаний до 0.3 Гц положение пика закономерно смещается в сторону более низких температур в соответствии с условием формирования термически активированного пика внутреннего трения: 2я/х0ехр(Н/£в7) = 1. В этом случае не только низкотемпературная ветвь, но и сам максимум пика попадают в двухфазную а + Р-область и пик в значительной степени исчезает ниже температуры сольвуса. Т.е. механизм, контролирующий появление этого пика внутреннего трения, в значительной мере подавляется в присутствии Р-фазы. Зернограничное проскальзывание реализуется в ситуации, когда действующее напряжение недостаточно для генерации дислокаций зерногра-ничными источниками и меньше сопротивления движению дислокаций в кристаллической решетке [2], то есть является линейным механизмом неупругости. Выделение Р-фазы с характерным размером частиц Р-фазы 0.5-1.5 мкм с ее преимущественным выделением по границам зерен (не менее 50%) (рис. 1а) подавляет механизм зерно-граничной релаксации в упругой области нагру-жения.
Влияние Р-фазы на подавление зерногранич-ной релаксации исследовалось нами и нашло подтверждение при различных условиях проведения экспериментов [6, 7], а именно при:
- варьировании состава сплава;
- применении закалки сплава с целью подавления выделения Р-фазы;
- изменением направления измерения ТЗВТ: нагревом или охлаждением.
Ниже обобщены соответствующие результаты анализа экспериментальных кривых температур-
(а) (б) (в)
Т, °С т, °с т, °с
Рис. 2. Сравнение кривых ТЗВТ для сплава А1—5М£:
кривые 1 — экспериментальная кривая при измерении ТЗВТ при нагреве образца, отожженного в течение 20 мин при 400 °С; кривая 2 — нагрев после охлаждения сплава до 200°С (а), после закалки в воду от 435°С (б), или при охлаждении (в); кривая 3 — разница между кривой 1 и 2.
ной зависимости внутреннего трения. На рис. 2а приведены две экспериментальные кривые ТЗВТ: кривая 1 для нагрева отожженного сплава А1— 5% М§, имеющего двухфазную а + Р-структуру, кривая 2 — тот же сплав после нагрева до 400°С был охлажден только до 200°С, что не позволило Р-фазе выделиться в полном объеме при охлаждении, и опять измерен при нагреве от 200 до 400°С. Кривая 3 представляет собой разницу между первым и вторым измерением, физический смысл которой — неупругое рассеяние энергии, которое не реализовалось из-за присутствия в структуре Р-фазы. На рис. 2б аналогичный эффект достигнут применением закалки: кривая 1 — сплав в отожженном состоянии; 2 — после закалки; 3 — разница. На рис. 2в экспериментальная кривая при нагреве (кривая 1) отожженного образца, содержащая не полностью сформировавшийся пик внутреннего трения из-за присутствия Р-фазы, сравнивается с пиком внутреннего трения, измеренным при охлаждении (кривая 2, низкотемпературная часть пика восстановлена компьютерным моделированием с использованием высокотемпературной ветви пика) в условиях, когда выделение Р-фазы не успело пройти. Разница (кривая 3) представляет ту часть неупругой релаксации, которая была подавлена присутствием Р-фазы на границах зерен. Таким образом, приведенные выше данные позволили сделать количественную оценку (кривая 3) влияния Р-фазы на подавление зерногра-ничной релаксации в А1—5% М§ сплаве.
Аналогичным образом выявлялось влияние Р-фазы в А—М§ сплавах с другим содержанием магния. Закономерности, обнаруженные для состава А1—5М§, полностью подтверждаются в сплавах с 3—8% М§. Возможный вклад Р-фазы в торможение дислокаций до сих пор не обсуждался. Для исследования этого фактора требуется изучение нелинейных механизмов неупругости, т.е. амплитудо зависимых эффектов внутреннего трения.
2.1.2. Нелинейные механизмы неупругости в отожженном состоянии. Атомы замещения в твердых растворах являются относительно слабыми точками закрепления дислокаций. Это находит отражение в форме кривых амплитудозависимого внутреннего трения (АЗВТ). В сплавах с сильными точками закрепления дислокаций (например, сплавы внедрения на основе "чистого" железа Fe — С^) на кривых АЗВТ можно выделить как минимум два хорошо выраженных участка [8]. При малых амплитудах деформации — линейный участок амплитудной зависимости внутреннего трения, обусловленный небольшим приростом рассеянной энергии при увеличении амплитуды колебаний дислокационных сегментов между точками их закрепления. При более высоких напряжениях — более интенсивный, как правило, степенной рост демпфирования, обусловленный отрывом дислокаций
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.