Содержание к диссертации
Введение
Глава I. Состояние вопроса 9
1.1. Текстуры деформации и рекристаллизации промышленных алюминиевых сплавов... 9
1.2. Рекристаллизация А1 сплавов 15
1.3. Особенности структуры сплавов с литием и скандием 27
1.4. Влияние структуры на деформационные характеристики А1 сплавов 35
1.5. Заключение по литературному обзору и постановка задач исследования 48
Глава 2. Объекты и методы исследования 54
2.1. Объекты исследования 54
2.2. Методы исследования 54
2.2.1. Исследования текстуры 54
2,2.2 Метод кривых качания 57
Глава 3. Текстуры прямой и поперечной прокатки алюминия и сплавов АМгб, 1420 и 1570 65
3.1. Текстуры прокатки 65
3.2. Текстуры отжига , 71
Глава 4. Исследование неоднородности распада твердого раствора в алюминиевых сплавах 75
4.1. Изменение параметров решетки при прокатке 75
4.2. Изменение ширины дифракционных линий при прокатке и отжигах 78
4.3. Изменение параметров решетки сплавов при отжиге 80
Глава 5. Исследование процесса рекристаллизации алюминия и сплавов АМгб, 1420 и 1570 85
5.1. Ориентационная зависимость роста зерен в сплавах 85
5.2. Механизм рекристаллизации сплава 1570 88
5.3. Влияние гетерогенности структуры на эффект снижения пластичности при длительных низкотемпературных нагревах 99
5.4. Влияние текстуры на анизотропию механических свойств алюминиевых сплавов 102
Выводы по работе 106
Список литературы 108
- Влияние структуры на деформационные характеристики А1 сплавов
- Заключение по литературному обзору и постановка задач исследования
- Изменение параметров решетки сплавов при отжиге
- Влияние гетерогенности структуры на эффект снижения пластичности при длительных низкотемпературных нагревах
Введение к работе
Актуальность работы
Двойная система Al-Mg является основой: для создания промышленных алюминиевых сплавов различного класса, благодаря его значительной растворимости в твердом растворе и эффективном влиянии на растворимость других элементов. Высокая технологичность магналиев обеспечила им широкое применение в различных областях авиакосмической техники. Тем не менее, для получения высокопрочных сплавов необходимо дополнительное легирование другими элементами.
В последние годы интенсивно разрабатываются сплавы на основе композиций АІ-Mg-Li и Al-Mg-Sc. Добавление 0,2-0,3 мас.% Sc в сплав АМгб (сплав 1570) увеличивает его предел текучести почти на 30%. Единственным ограничением здесь является высокая стоимость Sc. Алюминий-литиевые сплавы обладают целым рядом преимуществ по сравнению с алюминиевыми сплавами на основе других систем: удельный вес их меньше в среднем на 10%, а модуль упругости выше на «12%, при этом алюминий-литиевые сплавы могут иметь весьма высокие прочностные характеристики (временное сопротивление достигает 600-650 МПа) при хороших показателях трещин остойкости и коррозионной стойкости. Несмотря на все эти достоинства, сплавы Al-Li находят недостаточно широкое применение, во многом из-за низкой термической стабильности, которая проявляется в снижении пластичности и вязкости разрушения при длительных низкотемпературных нагревах (ДНН), а также пониженной технологичности, проявляющейся в малых значениях единичных обжатий за проход при холодной прокатке.
Для сплавов с Li и Sc характерна «обратная» или «45» анизотропия, которая многими исследователями связывается с развитием в этих сплавах выраженных текстур деформации и рекристаллизации. При этом недостаточное внимание уделяется тому факту, что эти сплавы не обладают специфическими текстурами, принципиально отличающими их от сплавов, не проявляющих аномальной анизотропии. По мнению ряда
5 авторов существенный вклад в эффект ДНН вносит структурная и деформационная гетерогенность, для изучения которой наиболее эффективным является исследование текстурообразования в листовых полуфабрикатах.
Рекристаллизация является важным процессом, формирующим структуру и свойства алюминиевых сплавов при термической и термомеханической обработке. Методическое обеспечение исследований рекристаллизации в значительной степени определяет эффективность технологических разработок. Текстурный метод не дает информации о позиционных и морфологических характеристиках микроструктуры, таких как разориентировка соседних зерен и размер зерна. С другой стороны все более широко используемый за рубежом для этих целей метод дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD) пока имеет ограничения для применения к объектам промышленного масштаба, имеющих неоднородную микроструктуру.
Поэтому представляются актуальными развитие экспериментальных методов изучения рекристаллизации и проведение на этой основе исследований формирования различных видов структурной гетерогенности а А1 сплавах на основе двойной системы Al-Mg в связи с возможным ее влиянием на эффект ДНН и анизотропию механических свойств современных алюминиевых сплавов.
Целью настоящей работы является исследование влияния геометрических параметров прокатки на гетерогенность текстуры, распада твердого раствора и роста зерен при рекристаллизационных отжигах сплавов па основе двойной системы Al-Mg: АМгб, 1420 и AUMg-Sc для выявления причин деформационной нестабильности и анизотропии механических свойств этих сплавов.
Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:
Для изучения особенностей рекристаллизации алюминиевых сплавов разработать методику одновременного определения размеров и ориентации зерен на основе рентгеновского метода кривых качания.
Исследовать влияние геометрических условий холодной прокатки на формирование текстуры деформации и последующего отжига алюминиевых сплавов.
Изучить закономерности формирования неоднородности текстуры по толщине листового полуфабриката в зависимости от степени деформации и состава сплава,
Методом кривых качания изучить влияние сформированной при холодной прокатке деформированной структуры на особенности процесса рекристаллизации листовых полуфабрикатов.
На основе полученных результатов проанализировать причины аномальной анизотропии механических свойств и термической нестабильности Al-Li сплавов.
Научная новизна:
Экспериментально показано, что при холодной прокатке исследованных происходит распад твердого раствора, сопровождающийся изменением его параметров, решетки, при этом интенсивность распада различается для зерен разных ориентировок, что обусловлено различным уровнем эффективной деформации этих зерен в процессе прокатки.
Показано, что с увеличением обжатия при холодной прокатке в поверхностных слоях сплава АМгб монотонно увеличиваются компоненты текстуры прокатки и ослабляются компоненты текстуры сдвига. Текстура сдвига сохраняется до высоких деформаций только в сплаве 1420 с обедненным легирующими компонентами поверхностным слоем. В сплаве 1570 не обнаружено неоднородности текстуры по толщине листа.
3. Изменение на 90 направления прокатки не меняет характер текстуры сплавов АМгб и
1420, но в сплаве со скандием (1570) приводит к формированию однокомпонентной текстуры типа «латуни»
4. Показано, что механизм рекристаллизация сплавов А1 и сплавов имеет принципиальные различия. Для сплавов 1420 и 1570 на начальной стадии реализуется непрерывная рекристаллизация, которая сопровождается усилением текстуры деформации, затем рекристаллизация начинается в «бестекстурных» зернах, которые растут быстрее из-за меньшего количества в них дисперсных выделений АЦІл и AbSc фаз, что сопровождается ослаблением текстуры деформации, а в сплаве 1570 полным поглощением основного компонента текстуры {0П}<112>. В А1 и сплаве АМгб стадия непрерывной рекристаллизации не выявлена. Рекристаллизация начинается в АМгб при 300, в 1420 при 400 ив 1570 при 525С и зависит от степени предварительной деформации. Аномальный рост зерен увеличивается со степенью деформации для сплавов 1420 и 1570 и снижается для сплава АМгб.
Практическая значимость:
На основе рентгеновского метода кривых качания разработана методика оценки распределения зерен> разных ориентировок по размерам, что существенно расширяет возможности исследования процессов рекристаллизации алюминиевых сплавов.
Показано, что различный уровень распада твердого раствора для зерен разных ориентировок приводит к смещению положения дифракционных линий, что вносит искажения в характер прямых полюсных фигур. Из исследованных нами сплавов этот эффект наиболее существенен для сплава 1420, для которого параметры решетки зерен разных ориентировок различаются наиболее сильно.
Обнаружешіьш в работе эффект различной интенсивности распада твердого раствора в зернах разных ориентировок необходимо учитывать при разработке способов ослабления эффекта ДНН. Например, снижение содержание Li в А1-Li сплавах может не дать ожидаемого эффекта, поскольку его содержание в твердом растворе для «бестекстурных» зерен после прокатки будет выше, чем в зернах «текстурных» ориентировок. 4. Для А1 сплавов с литием и скандием холодная деформация приводит к высокой степени гетерогенности, которая увеличивает анизотропию свойств и которая устраняется только в результате полной рекристаллизации. Для снижения «45 » анизотропии необходимо максимально уменьшить долю компонента текстуры «латуни» за счет увеличения компонентов текстуры «меди» и «S» текстуры.
Влияние структуры на деформационные характеристики А1 сплавов
Прокатка в измененном направлении (45 и 90) усилила анизотропию предела текучести, которая составила соответственно 26,6 и 26% (максим, в НП и миним. под 45 ). По нашему мнению изменение направления прокатки вредно для алюминиевых сплавов, поскольку ослабляет текстуру меди, практически до нуля и усиливает текстуру латуни, что приводит к образованию под 35 к НП мягкой кубической ориентировки. Рекристаллизация съедает в первую очередь компонент латуни и снижает анизотропию.
В работе [42] сопоставляли усталостные свойства Al-4Mg-0,3 Sc и Al-0,95Mg-0,75Si-0,9Cu-0,35Mn (6013) на воздухе и NaCl. Мелкозернистый сплав Al-Mg-Sc показал более высокое сопротивление зарождению усталостной трещины, несмотря на г более низкий предел текучести. Отношение предела усталости на базе 107 циклов к пределу текучести составляет на воздухе 0,51, что является рекордным для А1 сплавов.
Влияние микротекстуры на рост усталостной трещины Al-Li сплава 8090 исследовали в [43]. Образцы Al-Li сплава 8090 были испытаны на усталостный четырехточечный изгиб с амплитудой напряжений 50% от предела текучести, R=0,1, частотой 20 Гц, при комнатной температуре , на воздухе. Листы сплава были перекрестно прокатаны вторячую, закалены в воду, растянуты на 6% и состарены на максимальную прочность. Исследовали распространение трещин в оптическом и сканирующем микроскопах. Скорость роста коротких трещин варьировалась в зависимости от вариаций текстуры в соседних зернах перед вершиной трещины. В большинстве зерен зарождение трещин происходило в плоскостях {100}, перпендикулярных оси нагружения. Короткие трещины росли преимущественно по кристаллографическим плоскостям {111} в каждом зерне. Кроме того, наблюдали участки некристаллографического рапространения трещин перпендикулярно оси нагружения, как правило в нерекристаллизованных областях образца. Измерения скорости роста трещин показало, что некристаллографические трещины растут медленнее, чем кристаллографические. Некристаллографический сдвиг связан с выделением AljZr частиц, которые не могут перерезаны дислокациями и создают предпосылки для некристаллографического сдвига. В [44] определяли механические свойства в долевом и поперечном направлениях листов сплава 1570 (Al-Mg-Sc) после отжигов при 325-525С (табл. 1.8). В [45] исследовали влияние степени остаточной деформации между закалкой и искусственным старением на механические свойства и коррозионную стойкость листов из Al-Li сплавов. Обнаружена анизотропия свойств, характеризующаяся минимальной прочностью в 45 направлении, табл. 1.9. В [46] анализировали влияние механизма деформации и процессов старения до или во время деформации на эффект деформационного упрочнения и величину равномерной деформации для ОЦК, ГЦК и ГПУ металлов и сплавов. Показано, что для сплава А1-2,25Mg величина До составляет 160 МПа и обусловлено выделением фаз при деформации, при этом равн.удлинение составляет 0,23, меньше, чем для чистого алюминия (0,30), но больше, чем для предварительно состаренного сплава Al-4,5Cu-0,6Mn,Fe (0,11).
В [47] исследовали влияние Li (2,15-2,43 мас.%) на способность к глубокой вытяжке сплава 8090 (Al-Li-1,2 Cu-0,9 Mg-0,05 Fe-0,05Si-0,l Zr), табл.ІЛО. Для Al-Li сплавов-предельная- глубина вытяжки составляет от 1/3 до 1/6-от А1. Не найдено-зависимости коэффициента вытяжки от коэффициента Ланкфорда и коэффициента деформационного упрочнения, что свидетельствует о хрупком характере разрушения.
В [48] исследовали эволюцию микротекстуры, определяемой методом OIM, при СП деформации сплава 8090 при 530UC и e=lxl0"J sec" . В исходном состоянии в поверхностных слоях наблюдали близкие к равноосным зерна с текстурой Си, в средних слоях наблюдали уплощенные зерна с текстурой преимущественно Вг типа. СП деформация приводит к растекстурированию и изменению формы зерен. Статический нагрев до температур, соответствующих СП деформации не дает существепных изменений текстуры, что свидетельствует о том, что за эти изменения ответственны процессы ЗГС при СПД.
В [49, 50-53] исследовали структурные аспекты анизотропии AI-Li сплавов. Листы из сплавов 1430 и 1441 изготавливают методом рулонной прокатки, включая листы с полностью рекристаллизованной структурой. Рекристаллизация в сплаве 1441 способствует изменению характера разрушения с переходом к внутризеренному и улучшению показателей трещиностойкости и вязкости разрушения. Другим способом повышения характеристик надежности Al-Li сплавов является искусственное старение, препятствующее образованию грубых выделений как на границах зерен, так и внутри зерна. С этой целью для сплава 1441 применяется «мягкое» старение (не на максимум прочности), а для сплава 1430 двухступенчатое старение (100С, 3 ч.+140С, 24 ч.). Листы с полностью рекристаялизованной структурой характеризуются отсутствием анизотропии и высокими характеристиками трещиностойкосга.
Исследовали текстуру твердого раствора и б -фазы в 7 мм листах и 25 мм плитах сплава 1441 [50] с целью интерпретации необычного характера изломов при усталостных испытаниях. Обнаружена неоднородность текстуры матричной фазы по сечению листа и плиты, в центре - текстура типа латуни сдвиговый компонент {100} 011 в поверхностных слоях. Также наблюдали компоненты текстуры рекристаллизации {310} uvw . Обнаружили также различный характер текстуры б -фазы в листе и плите. В листе текстура б -фазы аналогична матричной фазе, а в плите после термической обработки преобладает кубическая текстура. Геометрия изломов по мнению авторов; совпадает с расположением октаэдрических плоскостей в зернах, принадлежащих к текстурному компоненту латуни. По нашему мнению отличие текстуры матричной и б -фазы может быть связано с различной интенсивностью ее выделения при холодной деформации в зернах разных ориентировок матричной фазы. Необычный характер изломов может быть связан с тем, что для упорядоченной S -фазы с кубической ориентировкой нулевой фактор Шмида для скольжения в плоскости куба, которое может быть предпочтительным для упорядоченной по типу Lb фазы, как это имеет место для у -фазы в никелевых суперсплавах.
Заключение по литературному обзору и постановка задач исследования
Заключение по литературному обзору и постановка задач исследования В-А1 сплавах в зависимости от состава, температуры и геометрических условий прокатки могут образовываться различные типы текстуры, характерные для большинства ГЦК металлов. Это, прежде всего, компоненты текстуры «латуни» {110} 112 (Вг), текстуры «меди» {112} Ш (Си), промежуточная между НИМИ (123} 634 так называемая «S»-текстура (S), а также текстура Госса- {110} 001 (G). Кроме.того, в. поверхностных слоях листовых полуфабрикатов могут присутствовать компоненты текстуры сдвига (Sh): {001} 110 , {111} 110 и {111} 112 . К текстурам рекристаллизации относят, прежде всего, кубическую текстуру {001 } 100 . При изучении влияния магния на текстуру рекристаллизации Al-Mg сплавов показано, что в чистом АІ с ростом температуры отжига от 300 до 450 увеличивается фракция кубического компонента текстуры рекристаллизации {100} 001 . Это связывают с преимущественным ростом зерен с кубической ориентировкой. Добавление магния подавляет образование кубической текстуры при отжиге и способствует образованию компонентов текстуры рекристаллизации {100} 013 и {103} 321 . При этом с ростом температуры отжига от 300 до 450 эта тенденция нарастает. Для сплава 2195 (4,3Cu-l,4Li-0,4Ag-0,35Mg-0,13Zr) показано, что прокатка в поперечном направлении ослабляет текстуру Си и усиливает повернутый Вг компонент {110} 223 . Негомогенность текстуры прокатки по толщине листа обусловлена геометрическими параметрами очага деформации, прежде всего, отношением длины проекции дуги захвата к средней толщине полосы в зоне деформации (1Д/Ь). Показано, что при значениях 1д/Ь 5 сдвиговая текстура образуется в поверхностных слоях и эта текстура проникает в подповерхностные слои при высоких степенях деформации (96%). При малых значениях 1дЪ ,5 сдвиговая текстура образуется только в подповерхностных слоях. За последние 10 лет получены новые данные о механизме рекристаллизации сплавов, благодаря использованию специальных приставок к сканирующим электронным микроскопам, позволяющих в автоматическом режиме осуществлять съемку и расшифровку картин дифракции обратно рассеянных электронов (ЕВ SD) и определять ориентации отдельных зерен с пространственным разрешением 0,1-0,5 мкм и точностью определения ориентации - 0,5 . Время, необходимое для получения дифракционной картины 0,2 сек. и для шага сканирования 1 сек. Эти исследования показали, высокую мобильность границ зерен с низкими значениями обратных величин решетки совпадающих узлов (23-211). В ряде работ, тем не менее, указывается, что эти результаты получены в основном на высокочистых бикристаллах при очень, низких движущих силах (давлениях) 10" -10" МПа, обусловленных геометрией границы. В результате изучения промышленных сплавов многие исследователи приходят к выводу, что значение структуры границы для ее мобильности переоценено. Методом EBSD изучают также изменение спектра разориентировок границ зерен А1 сплавов при пластической деформации и рекристаллизации. При рекристаллизационной обработке реализуется непрерывная (continuous recrystallization — CRX) или прерывистая (discontinuous recrystallization - DRX) рекристаллизация. Полагают, что CRX происходит путем образования и роста уже имеющихся в деформированной матрице субзерен, в то время как DRX реализуется путем роста новообразованных зародышей с кристаллографической ориентацией, отличающейся от ориентации исходного зерна. В соответствии с этим CRX слабо меняет текстуру, напротив DRX полностью изменяет текстуру деформации. Анизотропию пределов текучести в плоскости листов Al-Li сплавов связывают с кристаллографической текстурой, морфологией зерен и ориентированными выделениями. Горячекатаные Al-Li сплавы имеют минимальный предел текучести в 45 направлении вследствие формирования текстур прокатки типа Си, Вг и S компонентов так называемого P-fiber и наличием вытянутых зерен. Анизотропия пределов текучести может быть существенно уменьшена термомеханической обработкой, которая включает перестаривание, теплую прокатку и рекристаплизациоішую обработку. Уменьшение анизотропии предела текучести является следствием ослабления текстуры прокатки и образованием равноосных зерен. Вклад текстуры в анизотропию механических свойств зависит от технологической истории материала. Расчеты текстурного вклада в анизотропию на основании вычисления факторов Тейлора для листов сплава 1430 (l,77Li;2,8Mg;l,7Cu), полученных горячей прокаткой и последующей холодной прокаткой, с последующей закалкой и многоступенчатым старением показали четкую корреляция между величиной факторов Тейлора и реальной анизотропией прочностных свойств листов. При исследовании влияния текстуры на анизотропию механических свойств Al-Li сплава 2195 (4,3 Си-1,4 Li 0,4Ag-0,35Mg-0,13Zr) после закалки и холодной прокатки на 24% в направлениях 0 ,45 и 90 к исходному направлению прокатки показано, что без холодной прокатки анизотропия прочностных свойств 5-10%, а в прокатанных — 20-27%, при этом прокатка в измененном направлении (45 и 90) усилила анизотропию предела текучести. Важно отметить, что текстура материала изменялась незначительно и на основании оценки факторов Тейлора ее вклад в анизотропию составил 8-12%, что соответствовало реальной анизотропии термообработашюго сплава и значительно ниже, чем анизотропия холоднокатанных листов. Следует особо отметить исследования формирования в сплавах с Li и Sc полос сдвига и их влияние на максимальную степень деформации за проход при холодной прокатке, эффект «обратной» анизотропии, термическую стабильность (эффект ДНН). Для сплавов с Li и Sc обнаружено также влияние на характер анизотропии рекристаллизации. Образование полос сдвига связывают с наличием упорядоченных Lb типа фаз (ArjLi, AI3SC), когерентных А1 матрице. При этом перерезание частиц парными дислокациями обуславливает локализацию деформации и как следствие образование полос сдвига. В числе факторов, способствующих образованию полос сдвига указывают: (1) содержание легирующих элементов (Li, Sc, Mg); (2) состояние сплава перед холодной прокаткой, определяющее объемную долю выделений; (3) интенсивность холодной прокатки. В ряде исследований образование полос сдвига связьшают с геометрическим разупрочнением, dM/de 0 (М -фактор Тейлора).
Изменение параметров решетки сплавов при отжиге
Из представленных результатов следует обратить внимание на два обстоятельства. Во-первых, мелкие частицы AbLi, выделяющиеся при естественном старении, не приводят к заметному упрочнению. Радиус выделившихся при естественном старении частиц даже после нескольких месяцев вьшержки после искусственного старения не превышает 1,8 нм, а их фракция 2 об.% [33], поэтому вклад в упрочнение (7МПа по уравнению (5.1)) сопоставим с ошибкой определения величины упрочнения. Во- вторых, вообще эффект упрочнения для перерезаемых частиц АІзЬі также сравнительно невелик. Поэтому кажется мало вероятным, что выделение частиц 5 -фазы может быть основной причиной снижения пластичности при ДНН.
Важно отметить, что одной из главных особенностей Al-Li сплавов является наличие различного рода структурной гетерогенности, которая может усугублять все факторы, оказывающие влияние на ДНН. В частности, снижение содержания Li в сплаве до любого разумного минимума не может гарантировать, что его содержание в зернах определенной ориентации будет меньше критического. По этой причине при поиске эффективных способов снижения отрицательного влияния ДНН необходимо учитывать, а лучше всего контролировать эффекты гетерогенности структуры Лі-Li сплавов.
Для интерпретации анизотропии механических свойств сплавов необходимо проанализировать текстурный вклад в анизотропию различных текстурных компонент с учетом различий в уровне дисперсионного упрочнения для зерен этих текстурных компонент. В табл. 5.1 приведены относительные значения фактора Тейлора для идеальных FCC текстур, а также для экспериментальных текстур А1 коммерческой чистоты и сплава 2195 (Al-Cu-Li). Следует отметить, что даже для идеальных ориентировок максимальная анизотропия составляет 56% для текстуры Вг и 47% для текстуры Си. Расчетные значения обусловленной текстурой анизотропии составляют 8 12%. Для чистого А1 анизотропия пределов текучести соответствуют этим величинам, однако для сплава 2195 анизотропия предела текучести в несколько раз выше (16-36%), чем текстурный эффект (8-9%). Эта разница может быть связана с тем фактом, что зерна «текстурных» ориентировок содержат более высокую фракцию упрочняющей б -фазы, что повышает их вклад в прочностные свойства по сравнению с «не текстурными» ориентировками и тем самым увеличивает анизотропию свойств. Проиллюстрируем это на примере сплава 2195 с текстурой Си. Для этого сплавам максимальная анизотропия пределов текучести (табл.1) составляет 17% для 90 и 45 направлений (YS«)=608,7Mpa; YS4s=519,3MPa). Для анализа влияния текстуры на анизотропию пределов текучести их можно представить в виде следующего соотношения: где: VreK - фракция текстуры; МбгеК=3,0б - Фактор Тейлора для бестекстурного материала; М9о=3,67 and М45=2,5 - Факторы Тейлора для текстуры в 90 and 45 направлениях соответственно; ТбкК и ттек — критические приведенные напряжения сдвига для текстурированного и бестекстурного материалов соответственно.
Из этого соотношения следует, что анизотропия определяется типом текстуры (М90(45)), ее интенсивностью (VTCK) и напряжениями сдвига для текстурированного и не текстурированного материала terac и ттек). Так для нашего материала можно получить 17% анизотропию при VTCK=0,3 и т&кк - т-гек =105 МПа или при более интенсивной текстуре (VTCK 0,4), НО при т&гек - Ттск =80 МПа. Эта разница определяется различием фракций упрочняющей фазы в текстурированном и бестекстурном материале, а также эффективностью упрочнения матрицы этими частицами. Основной эффект упрочнения Al-Li сплавов связан с упорядочением б -фазы. Расчеты показали, что разница т к - Ткк =80-100 МПа соответствует разнице в объемных фракциях б -фазы 10-12% в зернах текстурного бестекстурного компонентов. Выполненный расчет носит оценочный характер и основная его цель - показать, что влияние текстуры на анизотропию свойств может существенно изменяться за счет различного упрочнения частицами зерен текстурного и бестекстурного компонентов.
Таким образом, процесс рекристаллизации к исходной гетерогенности деформированного материала добавляет разный размер зерен для «текстурных» и «не текстурных» ориентировок, при этом с практической точки зрения существенно, что наиболее крупные зерна имеют пониженную фракцию упрочняющих выделений AbSc фазы для сплава 1570 или АЬІл фазы для сплава 1420. Эти результаты важны для интерпретации эффекта ДНН, а также анизотропии механических свойств. Так снижение содержание Li в Al-Li сплавах, используемое как способ ослабления эффекта ДНН, не может гарантировать того, что его содержание в зернах определенной ориентации будет меньше критического. Более высокая фракция упрочняющей фазы в «текстурных» ориентировках повышает их вклад в прочностные свойства по сравнению с «не текстурными» ориентировками и тем самым увеличивает анизотропию свойств.
Влияние гетерогенности структуры на эффект снижения пластичности при длительных низкотемпературных нагревах
Параметры решетки сплавов свидетельствуют об изменении состава твердого раствора вследствие выделения или растворения фаз. Известно, что Mg сильно увеличивает параметр решетки твердого раствора, a Li незначительно его уменьшает. Поэтому для сплава АМгб однозначно увеличение параметра свидетельствует об уменьшении количества р-фазы, а уменьшение параметра о ее вьвделении. Для сплава 1420 однозначно судить о количестве выделившихся фаз затруднительно, однако в ряде случаев можно уверенно говорить об изменении соотношения S- и о - фаз, поскольку первая содержит в равных атомных долях Mg и Li, а вторая только Li. Поэтому выделение S-фазы будет приводить к уменьшению параметра решетки, поскольку Mg сильнее влияет на параметр, чем Li. Из представленных в таблицах результатов следует отметить тот факт, что после отжига сплава АМгб при 500 мелкие зерна имеют параметр решетки заметно выше, чем крупные рекристаллизованные зерна, что свидетельствует о том, что большую скорость роста имеют зерна с пониженным количеством Mg, в которых перед отжигом количество р-фазы было также ниже. Это наблюдается только для образцов после обжатия 8%, вероятно для малых деформаций интенсивно растут только зерна, имеющие аномально низкое содержание выделений, препятствующих росту. Для более высоких деформаций стимулом для рекристаллизации является уже процесс локальной разориентировки вблизи крупных частиц.
Для сплава 1420 наблюдается понижение параметра решетки, табл.4 в зависимости от степени деформации при прокатке для каждой температуры отжига. Только для отжига при 500С из этой закономерности выпадает значение параметра решетки для обжатия 8%, причем для этого обжатия отжиг при 500 не приводит к полной рекристаллизации, для остальных обжатий имеет место полная рекристаллизация. Важно отметить, что для более низких температур отжига рекристаллизации не происходит вовсе.
Эти различия имеют место в исходном теплокатаном листе, однако с увеличением обжатия при холодной прокатке разница в параметрах увеличивается. Неоднородность распада твердого раствора, проявляющаяся в различии параметров решетки для зерен разных ориентировок, рис может быть объяснена тем, что при деформации в одних зернах доминирует выделение б -фазы, а в других — Sj-фазы. Используя зависимость параметра решетки твердого раствора А1 от содержания Mg и Li , с учетом молярного содержания компонентов в сплаве, Si-фазе (AbMgLi) и б -фазе (AbLi), оценили изменение параметра решетки в зависимости от объемной фракции выделившейся интерметаллидной фазы (рис г) Тогда, на основе экспериментальных значений параметров решетки твердого раствора для соответствующих ориентировок, рассчитали соотношение между S[- и б -фазами (fs/fy) для зерен с разными (hkl) ориентировками. Оказалось, что в зернах с «текстурными» ориентациями, превалирует выделение б -фазы, а в зернах с ориентациями, не принадлежащими текстуре прокатки, домшщрует выделение Si-фазы.
Этот эффект может быть интерпретирован в терминах различий в величине эффективной деформации зерен разных ориентировок. В соответствии с изменением ориентации оси сжатия для механизма текстурообразования при прокатке ГЦК металлов величина эффективной деформации увеличивается в ряду ориентировок: (111) — (100) - (311) -(ПО),рис.44«
Для сплава системы Al-Mg-Sc (1570) интенсивность выделения AUSc фазы в сплаве 1570 также различается для зерен разных ориентировок, как и б -фазы в сплаве 1420 (рис.пфн При этом различий в параметрах решетки для разных (hkl) рефлексов в сплаве 1570 не выявлено. Это связано с тем, что максимальное количество A Sc фазы в сплаве менее 1% и различие в интенсивности выделения этой фазы в зернах разных ориентировок не вызывает заметных изменений параметров решетки твердого раствора. Тем не менее, гетерогенность распада твердого раствора при прокатке оказывает сильное влияние на механизм рекристаллизации сплава 1570, для которого ориентационная зависимость роста зерен, как будет показано ниже, практически не отличается от сплава 1420. Неоднородность выделения интерметаллидных фаз в зернах разных ориентации при холодной прокатке приводит к выраженной ориентационнои зависимости зарождения и роста зерен при рекристаллизации, которая может быть оценена по кривым качания (Рис.5Л). Это особенно заметно для сплава 1420 (отжиг при 500С,30 мин.}, рис.5.1.6, и сплава 1570 (отжиг 550С, 30 мин.), рис. 9в, для которых фракция рекристаллизованных зерен (fr) для всех степеней деформации выше для зерен с {111} и {100} ориентировками по сравнению с зернами с {110} ориентировкой. Для сплава АМгб эта тенденция выражена только для малых степеней деформации, рис.5.1. а. При этом, фракция рекристаллизованных зерен убывает со степенью деформации для сплава АМгб и увеличивается с деформацией для сплава 1420 и 1570. На рис. 5.2 - 5 представлены микрофотографии сплавов после отжига. Для сплава АМгб характерна равноосная структура зерен и уменьшение размера зерна с увеличением степени деформации, рис. 5.2. Следует отметить, что на кривых качания для этого сплава после отжига при 500 С отмечена та же тенденция, что и для микроструктуры. Однако после отжига при 300 и 400С для сплава АМгб максимальный размер субзерен на кривых качания соответствует деформации 30%, при меньшей и больших деформациях размер субзерен ниже. Видимо для этого сплава нет жесткой корреляции размеров зерен и субзерен. Для сплава 1420 повышение степени предварительной деформации перед отжигом 500 С, 1,8 кс приводит к увеличению размера рекристаллизованных зерен, при этом вытянутость зерен вдоль направления прокатки сохраняется. Микроструктура соответствует кривым качания для этого сплава, рис.5.16.
