^ ПРОЧНОСТЬ ^^^^^^^^^^^^^^
И ПЛАСТИЧНОСТЬ
УДК 669.11 '884'3'296:539.214
ВЛИЯНИЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА ОБРАЗОВАНИЕ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОИ СТРУКТУРЫ И СТАРЕНИЕ МНОГОКОМПОНЕНТНОГО АЛЮМИНИЙ-ЛИТИЕВОГО СПЛАВА С МАЛЫМИ ДОБАВКАМИ Sc И Mg
© 2011 г. Л. И. Кайгородова, В. Г. Пушин, Д. Ю. Распосиенко, В. П. Пилюгин
Институт физики металлов УрО РАН, 620990 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
Поступила в редакцию 30.10.2009 г.; в окончательном варианте — 10.06.2010 г.
Электронно-микроскопически изучено влияние интенсивной пластической деформации и последующего низкотемпературного отжига на структурные и фазовые превращения, реализующиеся в сплаве 1450 на основе системы Л1—Ы—Си—/г, легированном добавками $с и М^. Установлена возможность получения в исследуемом сплаве нанокристаллической рекристаллизованной структуры. Показано, что ее однородность и дисперсность зависят от степени деформации и режима отжига и определяются плотностью распределения частиц, выделившихся при распаде пересыщенного твердого раствора. Переход сплава от микрокристаллического к субмикро- или нокристаллическому состояниям изменяет его фазовый состав, морфологию и механизм зарождения выделившихся фаз, позволяет минимизировать структурные факторы, оказывающие отрицательное влияние на пластичность.
Основными преимуществами высокопрочных сплавов на основе системы Л1—Ь1, используемых в аэрокосмической технике, по сравнению с традиционными алюминиевыми сплавами, являются более низкий удельный вес и повышенный модуль упругости. К недостаткам сплавов на основе этой системы с содержанием Ы более 2 вес. % относится их низкая пластичность. Ухудшение пластичности бинарных сплавов Л1—Ы с обычной микрокристаллической структурой (размер зерна 10—50 мкм) связывают с локализацией напряжений вблизи границ зерен, возникающей вследствие взаимодействия движущихся дислокаций с упрочняющей метаста-бильной фазой 5' (Л13П), которая имеет упорядоченную по типу Ы2 структуру [1].
Низкая пластичность многокомпонентного сплава марки 1450 на основе системы A1—Li—Сu—Zr с диаметром зерна более 10 мкм также связана с гетерогенным выделением стабильной фазы Т1 (A12CuLi) по границам зерен в виде непрерывной пленки [2—4]. Плотность таких выделений можно уменьшить как за счет активизации их зарождения и роста внутри зерен, так и измельчением зеренной структуры. С этой целью целесообразно повышать скорость охлаждения от температуры закалки или использовать умеренную пластическую деформацию между закалкой и старением. Однако даже в этом случае величина относительного удлинения сплавов на основе системы A1—Li—Cu—Zr с содержанием Li более 2% остается ниже, чем у высокопрочных алюминиевых сплавов системы Л1—Zn— Мн-Си [5].
Ранее нами было показано, что образование в сплаве 1450 субмикрокристаллической (СМК) зе-ренной структуры (диаметр зерен составляет 150400 нм) способствует изменению его фазового состава и характера зарождения и роста выделившихся фаз [4]. Так, при искусственном старении частично или полностью подавляется образование метастабиль-ной фазы 5' (Л13Ь1) в объеме СМК-зерен и зарождение протяженных выделений фазы Т1 по их границам. При старении сплава с такой структурой выделяются мелкодисперсные частицы стабильных фаз Т1 и Т2 (Л^иИ^, имеющие форму тонких дисков и равномерно распределенные в объеме зерен и по их границам.
Тем не менее нанокристаллическую (НК) структуру с размером зерен менее 100 нм в сплаве 1450, независимо от режимов интенсивной пластической деформации кручением под давлением (ИПД) и постдеформационного отжига, в исследовании [4] получить не удалось. Однако ранее было показано, что образование НК-структуры в быстрозакаленном сплаве A1—Li—Cu—Mg обеспечивается ИПД экструзией и последующим искусственным старением [6]. В связи с этим представляет интерес изучить действие ИПД на возможность формирования НК-структуры в сплаве 1450, комплексно легированном элементами 8с и Мн, и выявить взаимосвязь ее дисперсности с фазовыми превращениями, реализующимися в процессе старения при последующих низкотемпературных отжигах.
Выбор легирующих элементов обусловлен тем, что скандий является эффективным модификато-
Таблица 1. Состав легированного сплава 1450
Си Ы Zr Яс МБ А1
Мас. %
3.1 2.0 0.1 0.8 0.96 оа.
ром литой структуры и способствует повышению температуры рекристаллизации деформированных полуфабрикатов алюминиевых сплавов, а магний изменяет растворимость основных легирующих компонентов лития и меди в алюминии [7, 8]. С целью выявления целесообразности легирования сплава 1450 данными элементами и изучения его влияния на последующий распад пересыщенного твердого раствора первоначально исследовали структуру исходного сплава с обычной микрокристаллической (МК) структурой после искусственного старения на стадии максимального упрочнения.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Исследованы структурные и фазовые превращения в легированном сплаве 1450 с МК-, СМК- и НК-структурами. Состав сплава приведен в табл. 1.
Структуру сплава с МК-структурой изучали на образцах, вырезанных из катаных листов толщиной 4 мм после их закалки от 530°С, 15 мин в воде комнатной температуры и последующего старения при 190°С, 15 ч.
С целью получения СМК- и НК-структур закаленный сплав подвергался интенсивной пластической деформации (ИПД) кручением под давлением в наковальнях Бриджмена. Исходные образцы имели форму шайб диаметром 15 мм и толщиной 4 мм. ИПД осуществлялась при комнатной температуре. Режимы ИПД приведены в табл. 2.
Образование после ИПД рекристаллизованной СМК- или НК-структуры достигалось низкотемпературными отжигами сплава при 190 и 150°С в течение 10 и 15 ч соответственно. При измерении размеров нанофрагментов и рекристаллизованных зерен использовали геометрический метод.
Электронно-микроскопическое исследование структуры сплава после термических и термомеханических обработок осуществляли методом тонких фольг в электронном микроскопе JEM-200 СХ в центре коллективного пользования ИФМ УрО РАН.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Структура искусственно состаренного сплава 1450 с МК-структурой. Легирование сплава комплексной добавкой (Яс + мб) способствует измельчению зеренной структуры: размер зерен в исследованном сплаве составляет ~10 мкм. После старения при 190°С, 15 ч в легированном сплаве так же, как и в сплаве без добавки, выявлены фазы: 5' (Л13Ы), 0' (СиЛ12), Т1 (А12СиЫ), а также дисперсоиды А^г (р'-фаза) и А3(8с, Zr). В то же время легирование влияет на характер зарождения и морфологию выделившихся фаз в результате изменения растворимости Си и Ы в алюминии [1]. Так, если в сплаве 1450 5'-фаза зарождается преимущественно гомогенно в матрице либо на межфазных поверхностях р'-фазы [1, 2], то сплаве с добавкой, она выделяется в основном на плоскостях габитуса 0'-пластин, образуя композитные частицы 5'/0' (рис. 1а, 1б).
Изменение механизма распада пересыщенного твердого раствора определяется, как качественно показали результаты рентгеноструктурного анализа, кинетикой образования 0'-фазы: на дифракто-граммах легированного сплава острые симметричные пики 0'-фазы обнаружены уже через 20 мин старения. В течение 60 мин последующего старения их интенсивность резко возрастает. Итак, если в сплаве без добавок распад пересыщенного твердого раствора начинается с образования 5'-фазы, а фаза 0' образуется на более поздних стадиях старения, то в легированном сплаве обе фазы выделяются одновременно или превалирует выделение фазы 0'. Благодаря этому фактору инициируется гетерогенное зарождение 5'-фазы на частицах 0'. Кроме того, комплексное легирование способствует гомогенному выделению пластин Т-рфазы внутри зерен, приводя к уменьшению плотности зернограничных выделений (рис. 1в). Таким образом, комплексное легирование сплава 1450 добавкой (Яс + мб) способствует измельчению зеренной структуры и изменению механизма зарождения, кинетики выделения и морфологии избыточных фаз. После искусственного старения в сплаве сохраняется следующая схема распада пересыщенного твердого раствора:
5'
Тг-
Таблица 2. Режимы ИПД
Давление Р, ГПа 4 4 4 4 8
Угол поворота ф, п рад 0.5 1 2 8 20
Истинная степень деформации е 0.32 1.01 1.7 3.3 4.01
0
Рис. 1. Структура микрокристаллического сплава 1450 с добавкой (8е + Мя):
а — темнопольное изображение в рефлексе (200)д.; б — темнопольное изображение в рефлексе (001)§.; в — темнопольное изображение в рефлексе (102) т .
Из полученных результатов следует, что при использовании ИПД для получения в сплаве 1450 НК-структуры целесообразно легировать комплексной добавкой (8е + М§). Также представляет интерес изучение особенностей распада пересыщенного
Таблица 3. Влияние режима деформации на размер нанофрагментов
Режим деформации Диаметр фрагментов, нм
Р = 4 ГПа, ф = 0.5 п рад -
Р = 4 ГПа, ф = п рад 100-150
Р = 4 ГПа, ф = 2 п рад 80-120
Р = 4 ГПа, ф = 10 п рад 70-100
Р = 8 ГПа, ф = 20 п рад 40-60
твердого раствора в легированном сплаве с СМК-или НК-стуктурами.
Структура легированного сплава 1450 после
ИПД. Электронно-микроскопическое исследование показало, что после ИПД под давлением 4 ГПа структурное состояние деформированного сплава определяется углом поворота ф. Так, при ф = 0.5 п рад в сплаве формируется ячеистая структура (рис. 2а). Границы ячеек образованы широкими сплетениями дислокаций. Диаметр свободных от дислокаций центральных областей ячеек варьируется в пределах 0.3—1 мкм. Некоторая размытость рефлексов на соответствующих электронограммах свидетельствует о наличии между ячейками малоугловой кристаллографической разориентации.
Повышение угла ф до п рад при том же давлении приводит к образованию мелкодисперсных равноосных фрагментов диаметром 100—150 нм (рис. 2б, 2в). Кольцевой характер соответствующих электро-нограмм указывает на их большеугловую разориен-тацию. Фрагменты преимущественно разделены сплетениями дислокаций. В объеме отдельных фрагментов также наблюдаются клубки дислокаций (рис. 2б) и дислокационные петли (рис. 2в). Наличие петель является результатом высокой концентрации избыточных вакансий, образующихся в проц
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.