ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2014, том 115, № 7, с. 778-784
^ ПРОЧНОСТЬ
И ПЛАСТИЧНОСТЬ
УДК 669.71'721'5'3'24'296:539.214
ВЛИЯНИЕ СОСТАВА ТВЕРДОГО РАСТВОРА НА ПОКАЗАТЕЛИ СВЕРХПЛАСТИЧНОСТИ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al-Zn-Mg-Cu-Ni-Zr
© 2014 г. А. Д. Котов, А. В. Михайловская, В. К. Портной
НИТУ "МИСиС", 119049 Москва, Ленинский проспект, д. 4 e-mail: kotov@misis.ru Поступила в редакцию 27.11.2013 г.; в окончательном варианте — 24.12.2013 г.
Исследована структура и показатели сверхпластичности сплавов системы Al—Zn—Mg—Cu—Ni—Zr с разным содержанием Zn и Mg. Показано, что для формирования микрозеренной структуры и проявления сверхпластичности необходимо бимодальное распределение частиц по размерам: наличие крупных эвтектических частиц (Al3Ni) и дисперсоидов (Al3Zr), а также обязательно наличие сильнолегированного твердого раствора. В случае малолегированного твердого раствора в сплавах исследуемой системы затруднена рекристаллизация во время нагрева и начальной стадии деформации. Увеличение содержания Zn и Mg в алюминиевом твердом растворе способствует формированию более мелкого зерна, снижению напряжения течения, увеличению показателя скоростной чувствительности m и росту значений относительного удлинения.
Ключевые слова: алюминиевые сплавы, микрозеренная структура, показатели сверхпластичности, напряжение течения, относительное удлинение.
DOI: 10.7868/S0015323014070043
ВВЕДЕНИЕ
Сверхпластическая формовка представляет большой интерес для производства деталей сложной формы в авиационной, автомобильной и других отраслях промышленности [1]. Основным преимуществом сверхпластической формовки является возможность получения сложных по форме деталей с помощью большой пластической деформации за одну технологическую операцию. Основным условием проявления сверхпластичности является малый (<10 мкм) размер зерна при температуре >0.5 7пл [2, 3]. Промышленный интерес представляют сплавы, обладающие улучшенным комплексом механических и технологических свойств [4, 5]. Самые высокопрочные алюминиевые сплавы 7000 серии (США) проявляют сверхпластичность при малых скоростях — порядка 10-4 с-1, требуют при производстве листов дополнительных отжигов, значительных степеней холодной деформации и высокоскоростных нагревов в селитре [6, 7].
В настоящее время в работах по сверхпластичности термически упрочняемых алюминиевых сплавов в основном реализованы способы получения микрозеренной структуры, основанные на легировании сплавов элементами, образующими в структуре дисперсные частицы (8е, Zr, Мп, Сг), сдерживающие рост зерен [8-10], или измельчении зерна путем применения интенсивной де-
формации [11—13]. По составу исследуемые сплавы (по Zn, Mg, Cu) в основном соответствуют применяемым в промышленности сплавам, имеющим высокие прочностные характеристики. При этом влияние легированности твердого раствора указанными элементами на размер зерна и показатели сверхпластичности освещено слабо. Например, Sotoudeh и Bate в работе [14], сравнивая сплавы, легированные магнием и медью в разных концентрациях, делают предположение, что лучшие показатели сверхпластичности в более легированных сплавах обеспечиваются благодаря ускорению самодиффузии алюминия, диффузии магния или меди.
Цель данной работы — исследование влияния растворимых в алюминиевом твердом растворе элементов (Zn и Mg), обеспечивающих высокую прочность при комнатной температуре, на зерен-ную структуру и показатели сверхпластичности сплавов системы Al—Zn—Mg—Cu—Ni—Zr.
1. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ
Объектами исследования выбраны сплавы системы Al—Zn—Mg—Cu—Ni—Zr с одинаковой объемной долей эвтектической фазы Al3Ni. В сплавах исследуемой системы варьировали содержание Zn и Mg при постоянном содержании остальных компонентов — Ni, Zr и Cu (см. таблицу), при
ВЛИЯНИЕ СОСТАВА ТВЕРДОГО РАСТВОРА
Химический состав исследованных сплавов, мас. %*
779
Сплав № Zn Mg Cu Ni Zr (Fe + Si) Al
1 - - - 3 0.3 <0.01 Осн.
2 - 4 0.8 3 0.3 <0.01 Осн.
3 2 4 0.8 3 0.3 <0.01 Осн.
4 4 4 0.8 3 0.3 <0.01 Осн.
5 4 - 0.8 3 0.3 <0.01 Осн.
6 4 1 0.8 3 0.3 <0.01 Осн.
7 4 2 0.8 3 0.3 <0.01 Осн.
8 4 3 0.8 3 0.3 <0.01 Осн.
9 4 4 0.8 3 0.3 <0.01 Осн.
Примечание. * Далее при указании содержания компонентов используются мас. %.
этом Zn и Mg находятся в твердом растворе при температуре сверхпластической деформации во всех исследованных сплавах.
Плавку осуществляли в лабораторной электрической печи сопротивления в графитошамот-ных тиглях. Слитки размерами 100 х 40 х 20 мм получали литьем в медную водоохлаждаемую изложницу. Прокатку проводили при комнатной температуре и при 420 ± 20°С на лабораторном двухвалковом прокатном стане ДУ0250 с диаметром валков 240 мм. Степень обжатия при горячей прокатке составляла 83%, при холодной — 70%. Термическую обработку сплавов проводили в муфельной электрической печи Nabertherm с точностью поддержания температуры ±2°С. Рекристал-лизационный отжиг холоднокатаных листов, имитирующий нагрев до температуры сверхпластической деформации (СПД), проводили при температуре 0.97Тпл (480—610°С в зависимости от состава сплава) в течение 20 мин в воздушной атмосфере.
Микрошлифы готовили методами механической шлифовки и полировки с использованием шлифовально-полировального станка Struers LaboPol-5. При необходимости применяли электролитическую полировку в хлорно-спиртовом электролите, травление или анодное оксидирование. Исследование микроструктуры сплавов проводили при помощи светового микроскопа (СМ) 200ММАТ фирмы "Carl Zeiss" и электронного сканирующего микроскопа (СЭМ) "TESCAN Vega 3 LMH" с энерго-дисперсионным детектором X-Max 80. При получении изображений в СЭМ использовали режимы отраженных и просвечивающих электронов. Количественный анализ параметров микроструктуры проводили методом случайных секущих с использованием прикладной программы "Sizer" и при помощи специального программного модуля "Axio Vision" фирмы "Carl Zeiss".
Показатели сверхпластичности определяли на универсальной испытательной машине 1231-У10 с компьютерным управлением перемещением траверсы. Испытания проводили на образцах с размерами рабочей части 14 х 6 х 1 мм. Проводили испытания с постоянными скоростями деформации и со ступенчатым увеличением скорости деформации для определения показателя скоростной чувствительности т.
2. РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЯ
Типичная структура сплавов в литом состоянии представлена на рис. 1а. Все сплавы помимо алюминиевого твердого раствора содержат частицы фазы эвтектического происхождения А13№. Сплавы с Zn, М§ и Си также содержат неравновесную эвтектическую составляющую по границам дендритных ячеек. В сплаве А1—3№— 0.3Zr нет М§, Zn и Си и соответственно он имеет слаболегированный твердый раствор при температуре СПД (0.97Тпл), так как растворимость Zr и N1 при этих температурах не превышает 0.06%№ и 0.02%Zr [15].
После двухступенчатого гомогенизационного отжига (450°С, 3 ч + 500°С, 3 ч) происходит растворение неравновесной фазы и фрагментация, а также сфероидизация фазы А13№ эвтектического происхождения (рис. 1б). После горячей и холодной прокатки во всех сплавах формируется структура с равномерно распределенными в матрице алюминиевого твердого раствора частицами фазы А13№ со средним размером 1.6 ± 0.1 мкм и объемной долей 5.8 ± 0.5% (рис. 1в). После отжига холоднокатаных листов в течение 20 мин при 0.97Тпл структура рекристаллизуется только частично (рис. 2) благодаря содержанию в сплавах циркония, который, как известно, образует дисперсные частицы А1^г, сдерживающие рекристаллизацию при отжиге [16, 17].
Рис. 1. Микроструктура сплава Al—4Zn—4Mg—0.8Cu—3Ni—0.3Zr в литом состоянии (а) (СМ), после двухступенчатого гомогенизационного отжига (б) (СМ), после 70% холодной прокатки (в) (СЭМ).
Рис. 2. Микроструктура холоднокатаных листов сплавов Al—3Ni—0.3Zr (а), Al—4Zn—0.8Cu—3Ni—0.3Zr с 1%Mg (б), с 2%Mg (в) и с 4%Mg (г) после отжига при 0.977пл в течение 20 мин (СМ, поляризованный свет).
20
15
10
□ А1- -3№-0^г- 0.8Си- -4Mg- -Zn(var)
АА1- -3№-0^г- 0.8Си- -4Zn- -Mg(var)
- ч
4 х А
1 1 | | | |
12 3 4 Zn(Mg), мас. %
Рис. 3. Зависимость размера рекристаллизованных зерен (¿ср) после отжига при 0.97Тпл (20 мин) от содержания Zn и Mg.
С увеличением концентрации цинка от 0 до 4% происходит уменьшение среднего размера зерна в рекристаллизованном объеме с 16.2 ± 1.5 мкм до 3.4 ± 0.2 мкм (рис. 3). При увеличении содержания в сплавах Mg наблюдается аналогичная зависимость: средний размер зерна уменьшается с 10.8 ± 0.8 мкм до 3.4 ± 0.2 мкм при увеличении концентрации Mg с 0 до 4%. В сплаве А1—3№— 0.3Zr после отжига признаков рекристаллизации не наблюдается, а размер вытянутых волокон значительно больше в сравнении со сплавами, легированными Zn и Mg (рис. 2).
Во время испытаний листов со ступенчатым увеличением скорости деформации при одной гомологической температуре (0.97Тпл) было обнаружено, что напряжение течения во всем исследуемом интервале скоростей уменьшается при увеличении содержания Zn и Mg (рис. 4а, 4в). При
5
0
0
ВЛИЯНИЕ СОСТАВА ТВЕРДОГО РАСТВОРА (а) (б)
-А1-3№-0^г-0.8Си-4М8^п
10-
10-2 £,о-1
(в)
10 г
A1—3Ni—0.3Zr—0.8Cu—4Zn—Mg
0.6 0.4 0.2
т 0.6
0.4
0.2
„о
"О A1-3Ni-0.3Zr-0.8Cu-4Mg-Zn - 0Zn
- * - 2Zn
- о - 4Zn
_I_I_■ ■ ■ ■'_I_I_I_I_■ ■ ■ ■'
10-
10-2 Б, с
(г)
A1-3Ni-0.3Zr-0.8Cu-4Zn-Mg
—т-
V V
■ 0Mg "^ Ь
■*■ 1Mg ■ г- 3Mg О 4Mg
_|_I_■ ■ ■ ■'_
10
10 Б, С^
10-
10-
Б, С
-1
Рис. 4. Зависимость напряжения течения ст (а, в) и показателя скоростной чувствительности т (б, г) от скорости деформации сплавов A1-4Mg-(0-4)Zn-0.8Cu-3Ni-0.3Zr (а, б) и A1-4Zn-(0-4)Mg-0.8Cu-3Ni-0.3Zr (в, г).
т
1
0
1
этом положение максимума показателя скоростной чувствительности (т = 0.60-0.65) у сплавов, содержащих и Zn и Mg, составляет (2-3) х 10—3 с-1 (рис. 4б, 4г). Стоит отметить, что существенный рост значений оптимальной скорости деформации и увеличение показателя т происходит уже при добавлении 1% Mg (рис. 4г), а дальнейшее повышение содержания Mg до 4% приводит к росту показателя т с 0.40 до 0.65, при сохранении оптимальной скорости на уровне
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.