Содержание к диссертации
Введение
РАЗДЕЛ I. Экспериментальные исследования структуры и свойств субмикрокристаллических металлов и сплавов, полученных методом равноканального углового прессования 62
Глава 1. Экспериментальные исследования параметров соотношения Холла-Петча в субмикрокристаллических металлах и сплавах в состоянии после РКУП. Исследования влияния параметров СМК структуры на параметры соотношения Холла-Петча 62
1.1 Постановка задачи 62
1.2 Описание экспериментальных результатов 66
1.2.1 Описание экспериментальных методик и объектов исследования .66
1.2.2 Описание экспериментальных результатов 69
1.3 Обобщение результатов .81
Глава 2. Экспериментальные исследования особенностей процессов возврата при низкотемпературном (дорекристаллизационном) отжиге субмикрокристаллических металлов .85
2.1 Экспериментальные исследования особенностей изменения механических свойств субмикрокристаллических металлов при дорекристаллизационных отжигах .85
2.1.1 Экспериментальные методики и объекты исследований 85
2.1.2 Экспериментальные результаты 86
2.1.3 Обобщение результатов 100
2.2 Исследование влияния процесса возврата на термическую стабильность структуры и механических свойств СМК металлов 105
2.2.1 Объекты исследования. Экспериментальные методы .105
2.2.2 Экспериментальные результаты 106 2.3 Обобщение результатов .123
Глава 3. Экспериментальные исследования процесса роста зерен при отжиге субмикрокристаллических металлов .126
3.1 Постановка задачи 126
3.2 Описание экспериментальных результатов .130
3.2.1 Экспериментальные методики и объекты исследований 130
3.2.2 Экспериментальные результаты 131
3.3 Обобщение результатов .138
Глава 4. Экспериментальные исследования эффекта аномального упрочнения и изменений параметров соотношения Холла-Петча при отжиге субмикрокристаллических металлов и сплавов 140
4.1 Постановка задачи 140
4.2 Описание экспериментальных результатов 141
4.2.1 Описание экспериментальных методик и объектов исследования .141
4.2.2 Экспериментальные результаты .142
4.3 Обобщение экспериментальных результатов 154
Глава 5. Экспериментальные исследования особенностей распада твердого раствора при отжиге субмикрокристаллических сплавов Al-Sc .158
5.1 Постановка задачи 158
5.2 Описание экспериментальных результатов .160
5.2.1 Объекты исследования. Экспериментальные методики 160
5.2.2 Экспериментальные результаты 162
5.3 Обобщение результатов .176
5.4 Выводы 186
РАЗДЕЛ II. Теоретический анализ полученных экспериментальных результатов .188
Глава 6. Теоретический анализ результатов экспериментальных исследований термической стабильности структуры субмикрокристаллических металлов .188
6.1 Модель расчета температуры начала рекристаллизации при отжиге СМК металлов 188
6.1.1 Определение основных понятий и описание подхода 188
6.1.2 Описание модели .190
6.1.3 Сопоставление с экспериментом .195
6.2 Модель расчета скорости аномального роста зерен при отжиге СМК металлов .203
6.2.1 Описание модели .203
6.2.2 Сопоставление с экспериментом .208
6.3 Модель ускорения зернограничной диффузии при миграции границ зерен СМК металлов .211
6.3.1 Описание модели .211
6.3.2 Сопоставление с экспериментом .214
6.4 Обобщение результатов теоретического анализа .218
Глава 7. Теоретический анализ результатов экспериментальных исследований влияния процессов возврата и рекристаллизации на параметры соотношения Холла-Петча в субмикрокристаллических металлах .220 7.1 Модель расчета параметров соотношения Холла-Петча в СМК материалах 220
7.1.1 Постановка задачи .220
7.1.2 Описание модели .222
7.1.3 Сопоставление с экспериментом .231
7.2 Анализ экспериментальных данных по влиянию дорекристаллизационных отжигов на механические свойства СМК сплавов 242
7.2.1 Описание подхода .242
7.2.2 Анализ результатов .244
7.3 Анализ экспериментальных данных по влиянию процесса рекристаллизации на параметры соотношения Холла-Петча в СМК металлах 246
7.3.1. Введение 246
7.3.2. Описание модели. Эффект аномального упрочнения при отжиге СМК материалов 248
7.3.3 Сопоставление с экспериментом .252
7.4 Обобщение результатов теоретического анализа .262
Глава 8. Теоретический анализ результатов экспериментальных исследований процесса распада твердого раствора при отжиге субмикрокристаллических алюминиевых сплавов 263
8.1 Анализ механизмов распада 263
8.2 Качественное описание картины распада твердого раствора 266
8.3 Расчет механических свойств сплавов .270
8.4 Влияние магния на распад твердого раствора и механические свойства сплавов системы Al-Mg-Sc-Zr 289
8.4.1 Зависимость объемной доли частиц от концентрации магния 289
8.4.2 Зависимость механических свойств сплавов от содержания магния..293
8.5 Обобщение результатов теоретического анализа .295
Выводы 296 Список цитируемой литературы
- Описание экспериментальных методик и объектов исследования
- Экспериментальные методики и объекты исследований
- Экспериментальные методики и объекты исследований
- Описание экспериментальных методик и объектов исследования
Описание экспериментальных методик и объектов исследования
Обычно предполагается, что в поликристаллических металлах влияние среднего размера зерна (d) на величину предела текучести может быть описано с помощью соотношения Холла-Петча [1-2]: от =о0 +K/vd , (1) где оо - предел макроупругости, К - коэффициент зернограничного упрочнения, характеризующий вклад границ зерен в величину предела текучести.
Традиционный экспериментальный подход к определению параметров соотношения Холла-Петча состоит в отжиге мелкозернистого материала (с размером зерна di) для получения более крупнозернистого материала с размерами зерен d2 db d3 d2 и т.д., и построении зависимости oт-d"12, угол наклона которой определяет значение коэффициента зернограничного упрочнения К, а пересечение этой линии с осью предела текучести в точке d" 1 /2=0 дает значение о0 (см. рис. 1.1).
Для теоретического объяснения зависимости (1) используется несколько моделей, наиболее известной из которых является модель «скоплений» [2], объясняющая влияние размера зерна на предел текучести концентрацией напряжений в голове скопления, а также модель деформационного упрочнения [1, 3], объясняющие соотношение (1) зависимостью плотности дислокаций или длины их пробега от размера зерна.
Указанные модели позволяют качественно объяснить степенной характер зависимости предела текучести от размера зерна в предположении о постоянстве коэффициента K. Если говорить точнее, то вопрос о вычислении значений K и определении его зависимости от условий деформации (температуры, скорости и степени деформации, времени выдержки и т.д.) в указанных моделях практически не рассматривается.
Описанная процедура определения параметров sо и K в уравнении (1) хорошо апробирована в случае отожженных крупнозернистых поликристаллов [3, 4], в которых основной вклад зернограничного упрочнения в величину предела текучести связан с «наличием» границ зерен, выступающих «кристаллографическими» препятствиями для движения дислокаций [2]. При этом неявно предполагается, что границы зерен являются чисто геометрическими препятствиями и не создают полей внутренних напряжений.
Традиционный подход к определению параметров соотношения Холла-Петча в металлах и сплавах Следует еще раз подчеркнуть, что при использовании такой процедуры (см. уравнение (1)) определения параметров уравнения Холла-Петча неявно предполагается, что отжиг не влияет на значения sо и K. Вместе тем к настоящему времени накоплен большой объем экспериментальных данных, которые не удается интерпретировать в рамках традиционных представлений о постоянстве параметров K и sо. В частности, на крупнозернистых материалах в ряде работ обнаружена зависимость параметров уравнения Холла-Петча от степени и скорости предварительной деформации, температуры и времени дорекристаллизационного отжига, плотности дислокаций и структурного состояния границ зерен [5, 6] и т.д.
Особенно сложная картина наблюдается в СМК металлах, структура которых сформирована методами ИПД [7, 8]. Имеющиеся здесь данные весьма противоречивы. В [9-11] обнаружена классическая линейная зависимость sт-d-1/2; в работах [12, 13] отмечены факты отсутствия зависимости sт от размера зерна, а также наличие интервала размеров зерен, где наблюдается уменьшение предела текучести с уменьшением размера зерна [14-16] (так называемый эффект «обратного» или «аномального» соотношения Холла-Петча, см. также [17, 18]). В работах [19, 20] отмечается немонотонная зависимость величины K от температуры рекристаллизационного отжига.
Подчеркнем, что «аномальный» ход зависимости sт-d-1/2 наблюдается не только для металлов с размером зерна 0.1-0.2 мкм и менее. Для целого ряда СМК металлов с относительно крупным (микронным) зерном также наблюдался эффект снижения предела текучести при уменьшении размера зерна. Наиболее часто этот эффект наблюдается для магниевых сплавов [16, 21-23], структура которых сформирована методом ИПД при повышенных температурах. Размер зерна, при котором происходит этот переход не определен строго и зависит от множества факторов. Следовательно, точки на кривой sт-d-1/2, относящиеся к микронным и субмикронным размерам зерен нужно с большой осторожностью использовать при определении параметров уравнения Холла-Петча.
Следует также обратить внимание на еще одну проблему, возникающую при определении параметров уравнения Холла-Петча в СМК металлах. Для получения спектра значений d эти металлы подвергают низкотемпературным рекристаллизационным отжигам. Как показано в ряде работ, процесс рекристаллизации во многих СМК металлах носит необычный характер [24-26]. При отжиге в некоторых случаях наблюдается аномальный рост зерен. Следствием аномального роста зерен является бимодальность распределения зерен по размерам [24-26]. В этом случае возникают серьезные затруднения в определении среднего размера зерна, которое следует использовать при расчете параметров соотношения Холла-Петча и возникает вопрос об интерпретации экспериментальных данных по связи sт и d в таких материалах.
Для преодоления перечисленных трудностей и проверки соотношения Холла-Петча в СМК металлах необходимы новые теоретические и экспериментальные подходы.
Для теоретического анализа указанной проблемы далее мы будем использовать подход, основанный на представлениях теории неравновесных границ зерен [8, 31-32]. В соответствии с этими представлениями величина K (характеризующая «сопротивление» границ зерен «передаче» пластической деформации из одного зерна в другое) и величина sо зависят не только от «кристаллографии», но и от «состояния» границ, которое в значительной мере определяется плотностью внесенных в границу зерна дефектов [31]. Таким образом, значения K и sо в СМК металлах оказываются, в том числе, функцией уровня неравновесности границ зерен. В этом случае при отжиге, изменяющем размер зерна d, изменяется также и уровень неравновесности границ зерен [31-33] и, соответственно, значения K и sо «в каждой точке» зависимости sт(d). (Вследствие этого применение описанной выше стандартной процедуры определения K и sо в случае СМК металлов может привести к существенным ошибкам.) Для экспериментального изучения соотношения Холла-Петча в СМК материалах применим методику релаксационных испытаний [34], позволяющую в определять значения оо и от. Дополняя эту методику детальными структурными исследованиями, удается разделить вклады от препятствий движению дислокаций «внутри зерен» и на границах зерен, и избежать неоднозначности в определении величин оо и К.
Экспериментальные методики и объекты исследований
Для структурных исследований были использованы растровый электронный микроскоп Jeol JSM-6490 с рентгеновским микроанализатором INCA 350 и универсальный воздушный атомно-силовой микроскоп «Accurex ТМХ-2100».
Для определения предела макроупругости оо и физического предела текучести от использовалась методика релаксационных испытаний [1, 2]. Точность определения величин оо и от составляла ±10 МПа.
В качестве объектов исследования использовались металлы технической чистоты - высокочистая бескислородная медь МОб, а также магниевые сплавы AZ91 (Mg-9%Al-l%Zn), МА2-1 (Mg-4%Al-l%Zn-0.5%Mn) и МА14 (Mg-6%Zn-0.5%Zr). Сплавы в исходном состоянии были получены методом горячей экструзии.
СМК структура в исследуемых металлах и сплавах сформирована методом равноканального углового прессования. РКУП образцов меди осуществлялось при комнатной температуре. РКУП магниевых сплавов проводилось при температурах 200-380 оС.
РКУП осуществлялось в инструменте с углом пересечения рабочего и выходного каналов 2Ф=7г/2. Заготовка на каждом цикле поворачивался на угол я/2 вокруг своей оси. Скорость деформирования составляла 0.4 мм/с. Число циклов РКУП (N) составляло N=8 для меди, а также N=6 -8 для магниевых сплавов. После РКУП образцы разрезались и отжигались при температурах в интервале 100V700 оС с длительностью выдержек от 5 мин до 7 ч. Отжиги образцов проводились в воздушной печи. Температура отжига выдерживалась с точностью ±2 оС. Охлаждение образцов проводилось на воздухе. Длительность отжига контролировалась с точностью ±1 мин.
Степень распада твердого раствора при отжигах СМК сплавов контролировалась при помощи методики измерения УЭС [3].
В состоянии после экструзии структура высокочистой меди МОб характеризуется разнозернистой структурой, средний размер зерна в которой лежит в интервале от 20 до 100 мкм. Величина предела макроупругости (оо) и предела текучести (от) в состоянии после экструзии составляет 165 МПа и 335 МПа, соответственно.
На рис. 2.1а представлена зависимость предела текучести от температуры отжига при временах изотермической выдержки 10, 60 и 180 минут. Проведенные структурные исследования показывают, что зеренная структура экструдированной меди остается стабильной вплоть до температур отжига Т=300 оС при t=180 мин. При нагреве до более высоких температур в деформированной меди последовательно начинают протекать процессы первичной, а затем - собирательной рекристаллизации. После отжига при температуре 800 оС в структуре меди формируется равноосная зеренная структура со средним размером зерна d=l50-200 мкм.
Зависимость предела текучести от температуры отжига имеет характерный трехстадийный характер - в интервале температур нагрева до ТТi=300 оС в структуре меди протекают процессы возврата, сопровождающиеся уменьшением величины предела текучести от исходной величины 335 МПа до 290-295 МПа. При нагреве до температур Ті ТТ2=400 450 oC величина предела текучести экструдированной меди уменьшается до 90-105 МПа, характерных для отожженного крупнокристаллического состояния. После отжига при Т=800 оС величина предела текучести экструдированной меди М0б составляет 50-60 МПа.
На рис.2.1б представлены зависимости предела макроупругости и предела текучести от времени изотермической выдержки при различных температурах дорекристаллизационного отжига (TT1). Проведенные исследования показывают, что величина sо при Т=100 оС уменьшается от 165 МПа до 145 МПа (Dsо=20 МПа) при увеличении времени изотермической выдержки до t=180 мин. Повышение температуры выдержки до Т=300 оС приводит к увеличению интенсивности – после выдержки при t=180 мин величина sо составляет 110 МПа (Dsо=55 МПа).
Интенсивность изменения величины предела текучести (Dsт) при повышении температуры отжига от 100 оС до 300 оС (при t=180 мин) увеличивается от 5 МПа до 40 МПа, что несколько ниже интенсивности изменения величины предела макроупругости Dsо. предела текучести от температуры отжига экструдированной меди МОб при различных временах изотермической выдержки (а) и зависимость предела макроупругости и предела текучести от времени изотермической выдержки на первой стадии отжига (ТТі). Начальный размер зерна 20-100 мкм.
б. Субмикрокристаллическое состояние
Средний размер зерна в СМК меди М0б в состоянии после РКУП составляет 450 нм. При увеличении температуры нагрева до 100-125 оС наблюдается незначительное увеличение среднего размера зерна до 600 нм. При Т1=125 оС в СМК меди М0б начинается процесс аномального роста зерен – на фоне достаточно стабильной матрицы с субмикронным размером зерна наблюдаются крупные зерна, средний размер которых (5-10 мкм) значительно превышает средний размер зерен матрицы. При дальнейшем увеличении температуры отжига до 200 С структура становится практически равномерной, характеризующейся средним размером зерна d=3.8±0.3 мкм.
Величина предела макроупругости и предела текучести СМК меди М0б в состоянии после РКУП составляет sо=265 МПа и sт=455 МПа, соответственно.
На рис. 2.2 представлена зависимость предела текучести от температуры отжига (рис. 2.2а), а также зависимости предела макроупругости (рис. 2.2б) и предела текучести (рис. 2.2в) от времени отжига СМК меди М0б.
Экспериментальные методики и объекты исследований
Обобщение результатов исследований процесса рекристаллизации при отжиге СМК материалов (см. главу 3) показывает, что при анализе влияния отжига на механические свойства следует также обратить внимание и на еще одну важную проблему, возникающую при определении параметров уравнения Холла-Петча в СМК металлах. Для получения спектра значений d эти металлы подвергают низкотемпературным рекристаллизационным отжигам. Вместе с тем, как было показано выше, процесс рекристаллизации во многих СМК металлах носит необычный характер. При отжиге в некоторых случаях наблюдается аномальный рост зерен. Следствием аномального роста зерен является бимодальность распределения зерен по размерам. В этом случае возникают серьезные затруднения в определении среднего размера зерна, которое следует использовать при расчете параметров соотношения Холла-Петча и возникает вопрос об интерпретации экспериментальных данных по связи sт и d в таких материалах.
И, наконец, следует принять во внимание эффект упрочнения ряда СМК металлов при отжиге. Этот эффект наблюдался в предрекристаллизационном интервале температур в Cu [1], Mo [2], Fe [3], Ti [4], Ni [5] и др. Это упрочнение имеет значительный масштаб: например, в СМК армко-железе при отжиге в интервале температур 400-500 оС величина предела текучести возрастает на 50% [3].
Поскольку при отжиге СМК материалов субструктура, как правило, не формируется, для объяснения эффекта нельзя воспользоваться традиционными выше представлениями [5-9]. Для объяснения причин упрочнения в СМК металлах были высказаны предположения о связи эффекта с процессами образования примесных атмосфер вокруг дислокаций [3], особенностями взаимодействия границ зерен с примесями и легирующими элементами [2] и др., однако до настоящего времени вопрос о механизмах упрочнения остается открытым и требует проведения подробных экспериментальных исследований и построения соответствующей физической модели.
В качестве объектов исследования использовались металлы технической чистоты - армко-железо, медь с различным содержанием примесей (МОб, Мl, Міф) и титан ВТ 1-00, а также промышленный алюминиевый сплав АМгб.
МК структура в исследуемых металлах сформирована методом равноканального углового прессования (РКУП). РКУП образцов меди и железа осуществлялось при комнатной температуре. РКУП титана и алюминиевого сплава проводилось при повышенных температурах (титан: 653-И573 К, сплав АМгб: 473- 523 К). Число циклов РКУП (N) не превышало N=12.
Образцы меди перед РКУП подвергались отжигу 1073 К (2 ч) в вакууме, а образцы железа - нормализационному отжигу 1223 К (1 ч) на воздухе. Охлаждение образцов осуществлялось в воду. Образцы титана и алюминиевого сплава АМгб предварительному отжигу не подвергались.
РКУП образцов 14x14x140 мм (железо, титан) и 20x20x160 мм (медь, алюминиевый сплав) осуществлялось в инструменте с углом пересечения рабочего и выходного каналов 2Ф=7г/2. Заготовка на каждом цикле поворачивался на угол я/2 вокруг своей оси (режим «Вс»). Скорость деформирования составляла 0.4 мм/с.
После РКУП образцы разрезались и отжигались в интервале температур 373-5-973 К с длительностью выдержек от 5 мин до 10 ч. Отжиги образцов проводились в воздушной печи. Охлаждение образцов проводилось на воздухе. Длительность изотермической выдержки и температура отжига контролировалась с точностью ±1 мин и ±2о, соответственно.
Для структурных исследований использовались просвечивающие электронные микроскопы JEM 2000ЕХ и JMX200CX, универсальный воздушный атомно-силовой микроскоп «Accurex ТМХ-2100» (режим «Contact Mode») и растровый электронный микроскоп Jeol JSM-6490 с рентгеновским микроанализатором INCA 350. Приготовление образцов СМК металлов и сплавов для проведения структурных исследований проводились в соответствии с методиками [10, 11].
Для определения предела макроупругости оо и физического предела текучести от использовалась методика релаксационных испытаний микрообразцов на сжатие при комнатной температуре [12]. Точность определения величины оо составляла ±10 МПа, а величины предела текучести от - ±20 МПа.
Величина кажущегося коэффициента зернограничного упрочнения Keff вычислялась по формуле: В исходном (нормализованном) состоянии армко-железо имеет крупнозернистую структуру (d 20 мкм). Величина предела макроупругости и предела текучести составляет 100 МПа и 150 МПа, соответственно. Величина кажущегося коэффициента Keff, рассчитанного по формуле (4.1), составляет Keff=0.23 МПа-м .
В состоянии после РКУП армко-железо имеет средний размер зерна 0.27 мкм; механические свойства СМК-РКУП железа: оо=530 МПа, от=860 МПа.
Результаты измерений механических свойств и оценки параметра K для некоторых из исследуемых материалов в исходном состоянии и в состоянии после РКУП были подробно описаны в Главе 1 настоящей диссертации. Здесь и далее приводится лишь краткое описание полученных результатов, необходимое для удобства изложения и восприятия информации (экспериментальных данных).
Значение кажущегося коэффициента зернограничного упрочнения железа в СМК состоянии составляет 0.17 МПа-м1/2. На рис. 4.1 показаны зависимости предела макроупругости, предела текучести и среднего размера зерна от температуры 30-минутного отжига СМК железа.
Анализ представленных на рис. 4.1а экспериментальных данных показывает, что зависимость предела макроупругости СМК железа от температуры отжига имеет двухстадийный характер11. В интервале температур отжига от 473 К до 723 К наблюдается незначительное увеличение предела макроупругости оо от 530 МПа до 605-И520 МПа и среднего размера зерна от 0.27 мкм до 0.52 мкм. При температуре отжига Т=773 К в СМК железе наблюдается эффект аномального упрочнения - величина предела макроупругости повышается до 780 МПа (Аоо=240 МПа). При дальнейшем увеличении температуры отжига до 973 К величина оо монотонно уменьшается до 265 МПа.
Описание экспериментальных методик и объектов исследования
Значения предела макроупругости оо, предела текучести от и микротвердости Н сплава в литом состоянии приведены в табл. 5.2.
На рис. 5.5 представлены зависимости предела макроупругости (рис.5.5а, в, д) и предела текучести (рис. 5.5б, г, е) от времени отжига литых сплавов: «А» (рис. 5.5а, б), «Б» (рис. 5.5в, г) и «В» (рис. 5.5д, е), соответственно. На рис. 5.6 представлены зависимости предела макроупругости, предела текучести и микротвердости от температуры отжига при заданном времени выдержки литых сплавов «А» (рис. 5.6а), «Б» (рис. 5.6б) и «В» (рис. 5.6в).
На экспериментальных зависимостях о0 от температуры отжига при заданном времени выдержки (при t=const) можно выделить 3 стадии. При низких температурах отжига (T Tiо) величина оо практически не изменяется. При средних температурах (Т1о Т Т2о) наблюдается повышение значений оо: от 10 до 50 МПа (Аоо=40 МПа) для сплава «А», от 15 до 65 МПа (Аоо=50 МПа) для сплава «Б», и от 20 до 80 МПа (Аоо=60 МПа) для сплава «В». При повышенных температурах (Т Т2о) наблюдается «разупрочнение», выражающееся в плавном уменьшении о0 с увеличением температуры отжига. Характерные значения температур Тіо и Т2о при tотж=10 мин составляют 300 и З 60-КЗ 80оС, соответственно. Увеличение времени отжига приводит к уменьшению значений Tiо и Т2о - при tотж=180 мин значения То и Т2о составляют 200оС и 300-г-320оС, соответственно.
Зависимость предела текучести от и микротвердости Нц от температуры отжига (рис. 6.6) в литых сплавах в общих чертах коррелирует с поведением Оо(Т).
На рис. 5.7 представлены экспериментальные зависимости предела макроупругости (рис. 5.7а, в, д) и предела текучести (рис. 5.7б, г, е) СМК сплавов от времени отжига при разных температурах, а на рис. 5.8 представлены зависимости предела макроупругости, предела текучести и микротвердости СМК сплавов от температуры отжига при заданном времени выдержки.
Зависимости предела макроупругости СМК сплавов от температуры отжига, как и аналогичные зависимости в литых сплавах имеют трехстадийный характер. При низких температурах отжига (T Tiо) происходит небольшое снижение величины предела макроупругости оо. Для СМК сплава «А» уровень разупрочнения невелик (от 15 до 10 МПа), и его величина Аоо=5 МПа меньше экспериментальной ошибки, составляющей примерно 10 МПа. При увеличении содержания магния масштаб разупрочнения возрастает: для сплава «Б» разупрочнение составляет Аоо=20 МПа (от 100 до 80 МПа), а для сплава «В» -Аоо=50 МПа (от 110 до 60 МПа).
При средних температурах отжига (Тіо Т Т2о), в СМК сплавах, также как и в литых сплавах, наблюдается увеличение оо. При повышении температуры отжига (Т Т2о) имеет место разупрочнение материала до значений, характерных для состояния после РКУП. Температура начала упрочнения (Тіо) и температура максимума упрочнения (Т2о) при tотж=10 мин составляют 300 и 360 -400оС, соответственно. Увеличение времени отжига до 180 мин приводит к уменьшению значений ТУ и Т2о до 240 и 280-г-320оС, соответственно. (Заметим, что значения температур Tiо и Т2о в СМК материалах примерно на 60оС ниже, чем соответствующие значения в литых сплавах).
Зависимость предела текучести и микротвердости СМК сплавов (рис. 5.8) от температуры отжига также имеет 3х-стадийный характер. При низких температурах отжига (T T1т) происходит некоторое уменьшение величины sт. Для СМК сплава «А» величина разупрочнения мала и составляет Dsт=30 МПа (разупрочнение от 120 до 90 МПа); при увеличении содержания Mg уровень разупрочнения возрастает: для сплава «В» - Dsт=50 МПа (от 260 до 210 МПа).
При средних температурах отжига (T1т T T2т) происходит незначительное увеличение sт, а при дальнейшем увеличении температуры отжига (T T2т) наблюдается разупрочнение материала до значений, сравнимых с sт литого материала. Для СМК сплава «А» увеличение предела текучести на второй стадии отжига составляет Dsт = 60 МПа (от 100 до 160 МПа). При увеличении содержания магния величина упрочнения растет: для СМК сплавов «Б» и «В» величина упрочнения составляет Dsт = 70 МПа (от 220 до 290 МПа) и Dsт = 80 МПа (от 220 до 300 МПа), соответственно.
Характер зависимостей микротвердости от времени и температуры отжига исследуемых СМК сплавов в рассматриваемом температурном интервале соответствует аналогичным зависимостям предела текучести.
Анализ зависимостей механических свойств (рис. 5.8, 5.9) от температуры отжига СМК сплавов с различным содержанием магния показывает, что уровень упрочнения, связанного с распадом твердого раствора, повышается при увеличении содержания магния: при увеличении концентрации магния от 0 до 4.5% наблюдается повышение Dsо от 80 до 100 МПа и величины Dsт – от 40 до 80 МПа.
