Термическая и термомеханическая обработка листов из сплава 1565ч с целью формирования в них структуры, заданных механических, технологических и эксплуатационных свойств тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Тептерев Максим Сергеевич

• Тептерев Максим Сергеевич
• кандидат наук
• 2021

Оглавление диссертации кандидат наук Тептерев Максим Сергеевич

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРНЫХ ДАННЫХ

1.1. Основные легирующие компоненты алюминиевых сплавов

5ххх серии

1.2. Свойства в литом состоянии

1.2.1. Интерметаллиды

1.2.2. Характерные для сплавов 5ххх группы частицы

1.2.3. Неравновесные условия

1.3. Технологические свойства и применение алюминиевых сплавов

5ххх группы

1.3.1. Обработка алюминиевых сплавов

1.3.2. Типы испытаний для определения ключевых параметров

для производства листов для вагоностроения

1.4. Термомеханическая обработка

1.4.1. Горячая прокатка

1.4.2. Холодная прокатка

1.5. Материалы и методы исследования

1.5.1. Сплав 1565ч

1.5.2. Технологические свойства и применение сплава

1.5.3. Сплав

1.6. Постановка задач исследования

ГЛАВА 2. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ

И ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ФОРМИРОВАНИЕ ЗЁРЕННОЙ СТРУКТУРЫ

2.1. Методика проведения исследований

2.2. Исследование статической рекристаллизации методом двойной деформации

2.2.1. Метод двойной деформации

2.2.2. Двойная деформация одноосной осадкой

2.3. Двойная деформация в условиях плоской схемы нагружения

2.4. Выводы по главе

ГЛАВА 3. ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И ТЕКСТУРЫ

СПЛАВА 1565ч

3.1. Методика исследований

3.2. Текстура образцов в условиях осадки

3.3. Структура и текстура в условиях горячей деформации

3.4. Выводы по главе

ГЛАВА 4. ИЗУЧЕНИЕ ВЛИЯНИЯ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СПЛАВА 1565ч НА МИКРОСТРУКТУРУ И РАЗМЕРЫ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ И ДИСПЕРСОИДНЫХ ЧАСТИЦ

4.1. Методика исследования

4.2. Литое состояние

4.3. Гомогенизированное состояние

4.4. Состояние после термомеханической обработки в реверсивной клети

4.5. Состояние после горячей деформации в непрерывной группе

4.6. Состояние после холодной деформации с разной степенью деформации

4.7. Выводы по главе

ГЛАВА 5. ИССЛЕДОВАНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ, ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ

И ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ СВОЙСТВ СПЛАВА 1565ч

5.1. Методика исследований

5.1.1. Определение механических свойств

5.1.2. Построение кривой предельной деформации по методу

Накашимы

5.2. Лабораторное моделирование режимов отжига холоднокатаных образцов

5.2.1. Механические свойства образцов после лабораторного отжига

5.2.2. Исследование механических свойств листов в состояниях

поставки Н321 и Н116

5.2.3. Испытания на устойчивость к коррозии листов в состояниях поставки Н321 и Н116

5.3. Исследование кривых пластичности (FLD) для сплавов 5182 и 1565ч

5.4. Диаграммы предельной деформации для сплавов 1565ч и

5.5. Выводы по главе

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

Приложение А. Текстура образцов в условиях осадки и плоской

деформации на ИееЫе

Приложение Б. Текстура в условиях горячей деформации на стане горячей

прокатки

Приложение В. Акт внедрения результатов АО «Арконик СМЗ»

Приложение Г. Акт внедрения результатов в учебный процесс

Самарского университета

Приложение Д. Акт внедрения результатов ЗАО «Чебоксарское

предприятие «Сеспель»

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Термическая и термомеханическая обработка листов из сплава 1565ч с целью формирования в них структуры, заданных механических, технологических и эксплуатационных свойств»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы исследования. Современный уровень научно-технического прогресса предъявляет высокие требования к прочностным, коррозионным и другим эксплуатационным свойствам алюминиевых сплавов, в том числе к снижению веса конечных изделий, широко используемых в машиностроении.

Алюминиевые сплавы системы Al-Mg, обладающие высокими прочностными, коррозионными и другими эксплуатационными свойствами, получили в настоящее время широкое распространение при производстве цистерн, кузовных элементов автомобилей, каркасов лодок и многих других изделий машиностроения. При оптимизации технологии производства (в том числе режимов термической и термомеханической обработки) таких изделий появляется возможность использования новых сплавов, имеющих более высокие прочностные характеристики при сохранении пластичности, а также высокие эксплуатационные характеристики в сравнении с используемыми в настоящее время сплавами. К таким сплавам можно отнести сплав 1565ч (ГОСТ 4784-2019), недавно разработанный компанией «Алкоа Россия» совместно с ЦНИИ КМ «Прометей» и ОАО «НИИ Стали». Он относится к сплавам системы Al-Mg с дополнительным легированием 7п, 7г, Сг и обеспечивает повышение уровня прочностных свойств на 20-30 % по сравнению со сплавами 5182 и 5083 (ГОСТ 4784-2019), сохраняя пластичность на уровне этих сплавов.

Обеспечение высокого качества изделий из сплава 1565ч в условиях расширения номенклатуры выпускаемой из него продукции, а также высокой конкуренции на рынке страны, является одной из первостепенных задач на предприятии АО «Арконик СМЗ».

Работа выполнена в рамках гранта РНФ, проект № 18-79-10099.

Степень разработанности. Большой вклад в создание и исследование алюминиевого сплава 1565ч внесли Дриц А.М., Овчинников В.В., Орыщенко А.С., Соседков С.М. Исследованием получения различных состояний данного сплава с

помощью различных методов термомеханической и термической обработки активно занимаются Арышенский В.Ю., Дриц А.М., Соседков С.М. (АО «Арконик СМЗ»), Арышенский Е.В. (Самарский университет).

В существующих требованиях к листам из сплава 1565ч (ТУ 1 -2-663-2015) сформированы основные характеристики листов в зависимости от их толщины. Современные тенденции на рынке машиностроения требуют улучшения качества листов из алюминиевых сплавов Al-Mg группы, повышения требований к их механическим, технологическим и эксплуатационным свойствам и снижения веса изделий, что обуславливает необходимость корректировки существующей технологии производства, включающей в себя режимы термической и термомеханической обработки (ТМО) данных сплавов, в том числе и сплава 1565ч.

Цель работы - исследование формирования микроструктуры и текстуры при термической и термомеханической обработке алюминиевого сплава 1565ч с целью совершенствования технологии, позволяющей достичь заданный комплекс механических, технологических и эксплуатационных свойств.

Для достижения поставленной цели сформулированы следующие задачи исследования:

1. Исследовать влияние термической и термомеханической обработки на процесс формирования зёренной структуры.

2. Исследовать влияние термической и термомеханической обработки на формирование текстуры в сплаве 1565ч.

3. Изучить влияние термической и термомеханической обработки сплава 1565ч на размер и количество крупных первичных и вторичных мелкодисперсных частиц.

4. Исследовать влияние термической и термомеханической обработки сплава 1565ч на изменение механических, технологических и эксплуатационных свойств.

Объект исследования: процессы формирования структуры и текстуры в сплаве 1565ч в ходе термической и термомеханической обработки.

Предмет исследования: влияние режимов термической и термомеханической обработки, а также структурных компонентов на механические, технологические и эксплуатационные свойства сплава 1565ч.

Область исследования соответствует п. 3 «Теоретические и экспериментальные исследования влияния структуры (типа, количества и характера распределения дефектов кристаллического строения) на физические, химические, механические, технологические и эксплуатационные свойства металлов и сплавов» и п. 6 «Разработка новых и совершенствование существующих технологических процессов объёмной и поверхностной термической, химикотермической, термомеханической и других видов обработок, связанных с термическим воздействием, а также специализированного оборудования» паспорта специальности 2.6.1. Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов.

Научная новизна работы:

1.Определено совместное влияние температуры и скорости деформации, при различных режимах термомеханической обработки сплава 1565ч, позволяющие контролировать энергосиловые параметры при термомеханической обработке данного сплава и не допускать коагуляции частиц А137г, в ходе чего установлены эмпирические формулы для расчёта напряжений течения и сопротивления деформации в зависимости от параметра Зинера-Холломона.

2. Определены особенности влияния размеров и количества интерметаллидов и дисперсоидов в сплаве 1565ч при литье, термической и термомеханической обработке на структуру и эксплуатационные характеристики сплава. Средний размер интерметаллидов в ходе термомеханической обработки уменьшается при горячей деформации с 25,9 мкм2 в литом состоянии до 5,7 мкм2 в листе толщиной 0,95 мм, при последующей холодной деформации не изменяется.

3. Определено, что при термомеханической обработке сплава 1565ч с использованием одноосной осадки в температурном диапазоне 350-490 °С доля компонент текстуры деформации превалирует над долей компонент текстур рекристаллизации, при этом среди компонент текстуры деформации выявлены в

основном ориентировки типа латуни, а среди компонент текстуры рекристаллизации - кубические ориентировки. При термомеханической обработке с использованием плоской схемы деформации среди текстур деформации преобладают ориентировки типа S, которые увеличиваются в ходе горячей деформации, при одновременном уменьшении Б8 ориентировок вплоть до 0. После медленного охлаждения обработанного листа в нём происходит рекристаллизация, что отражается на текстуре, содержащей только ориентировки типа кубической компоненты (0,21) и бестекстурные компоненты.

Теоретическая значимость работы определяется тем, что для сплава 1565ч установлены эмпирические формулы для расчёта напряжений течения и сопротивления деформации в зависимости от параметра Зинера-Холломона, учитывающего совместное влияние температуры и скорости деформации, при различных режимах термомеханической обработки сплава 1565ч, позволяющие контролировать энергосиловые параметры при термомеханической обработке данного сплава и не допускать коагуляции частиц А1^г, и установлено влияние режимов термической и термомеханической обработки на особенности формирования зёренной структуры, текстуры, размеры и количество крупных первичных и мелкодисперсных вторичных интерметаллидных частиц, а также на механические, технологические и эксплуатационные свойства.

Практическая значимость работы определяется установлением влияния параметров (температура, степень деформации, скорость обработки) в процессе термической и термомеханической обработок на показатели прочности, пластичности и коррозионные свойства алюминиевого сплава 1565ч. и предложением к внедрению в серийное производство технологии изготовления листов из сплава 1565ч с рациональным комплексом механических, технологических и эксплуатационных свойств для применения в машиностроении.

Методология и методы исследования. В работе изучено поведение образцов сплава 1565ч в условиях термомеханической обработки на симуляторе Gleeble 3800. Проведено исследование структуры на микроскопе Axюvert - 40 МАТ, текстуры на рентгеновском дифрактометре ДРОН-7, размеров

интерметаллидных и дисперсоидных частиц на сканирующем растровом микроскопе FEI Quanta InspectS; построены диаграммы предельного формоизменения (FLD) по методу Накашимы с помощью машины BUP 600; исследовано влияние режимов термической обработки на окончательные свойства и коррозионную стойкость, использованы методики исследования расслаивающей (РСК) и межкристаллитной (МКК) коррозии по ASTM G66 и G67, а также инструментальные методы исследования механических свойств и изгиба на испытательной машине Zwick / Roell Z050.

Положения, выносимые на защиту:

1. Результаты моделирования горячей деформации сплава 1565ч при разных режимах термической и термомеханической обработки.

2. Результаты изучения эволюции текстуры сплава 1565ч в ходе различных видов термической и термомеханической обработки.

3. Результаты изучения эволюции интерметаллидов и дисперсоидов в процессе термической и термомеханической обработки.

4. Технологические рекомендации для производства лент из сплава 1565ч с высокими коррозионными свойствами.

Достоверность полученных результатов исследования обеспечивается воспроизводимостью результатов опытов, согласованием их с известными литературными данными, применением комплекса современных методов и приборов анализа структуры, текстуры, фазового состава и механических свойств.

Апробация работы. Материалы диссертации были доложены и обсуждены на VII Международном конгрессе «Цветные металлы и минералы» (г. Красноярск, 2015 г.), XVI Уральской школе-семинаре металловедов-молодых учёных (г. Екатеринбург, 2015 г.), 1-м международном конгрессе «Металлдеформ-2017» (г. Самара, 2017 г.), VIII Всероссийской научно-технической конференции с международным участием «Наследственность в литейно-металлургических процессах» (г. Самара, 2018 г.), XX Уральской школе-семинаре металловедов-молодых учёных (г. Екатеринбург, 2020 г.).

Публикации. Основное содержание диссертационной работы опубликовано в 18 печатных изданиях, в том числе 7 статей опубликовано в рецензируемых научных изданиях, рекомендованных ВАК РФ, 4 статьи в изданиях, рецензируемых Scopus и Web of Science. Подана 1 заявка на выдачу патента.

Структура и объём диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, 5 глав, заключения, 5 приложений и списка использованных источников в количестве 72 наименований. Работа изложена на 165 страницах и содержит 69 рисунков и 48 таблиц.

ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРНЫХ ДАННЫХ

Данная глава посвящена обзору алюминиевых сплавов 5ххх серии, ранее проводимых исследований и существующим литературным данным касательно свойств данных сплавов, результатам их обработки и существующих областей применения. Также в главе рассматриваются алюминиевые сплавы, применяемые в судостроении, и необходимые к ним требования.

1.1. Основные легирующие компоненты алюминиевых сплавов 5ххх серии

В данной работе будут рассматриваться алюминиевые сплавы 5ххх группы (5182 и 1565ч). Основным отличием сплава 5182 от сплава 1565ч является добавление в последний циркония, влияние остальных легирующих компонентов подробно описано в [2].

Цирконий, в последние годы, стал одним из сильных модификаторов для алюминиевых сплавов. Использование циркония в качестве легирующего элемента стало возможным, благодаря разработке эффективных технологий для извлечения циркония в массовом производстве, а также извлечения циркония из отходов и продуктов цветной металлургии [3].

Небольшое добавление циркония от 0,02 до 0,1 % позволяет увеличить прочность на растяжение алюминия в три раза [4]. В некоторых конкретных случаях улучшаются пластические свойства, увеличивается стойкость к коррозионному растрескиванию под напряжением и в качестве особо важного эффекта улучшается свариваемость полуфабрикатов. Однако в алюминиевых сплавах серий 5ххх, 6ххх, 7ххх, которые имеют очень благоприятные механические свойства для судостроения, рекристаллизация после термической обработки может значительно ухудшить механические свойства материалов. При гомогенизации цирконий образует термически стабильные частицы А137г в гомогенизации слитков. Алюминиевые сплавы с добавлением циркония могут предотвратить рекристаллизацию из-за присутствия дисперсных частиц А137г даже во время отжига при повышенных температурах [5].

Цирконий добавляется к алюминиевым сплавам для различных целей: для повышения температуры рекристаллизации [6], улучшения механических свойств, а также для термической стабильности при поддержании электропроводности [7] и контроля размера зерна при затвердевании [8]. В первом случае достигается пресыщение твёрдого раствора А1 во время затвердевания, и метастабильная осаждающая фаза А1з/г осаждается при отжиге, вызывая закрепление дислокаций и границ субзёрен. Во втором случае присутствуют частицы равновесной фазы Л137г, действующие в качестве зародышей для зёрен А1 [9]. Неравновесное затвердевание А1 сплавов А1-/г приводит либо к образованию пересыщенного твёрдого раствора /г в А1, либо к образованию метастабильной фазы А132г [10]. При проектировании сплавов для этих применений используются довольно низкие концентрации /г, обычно ниже 0,2 %;

В [10] изменение микротвёрдости по Виккерсу оценивали во время старения при температуре 370 °С с добавлением 0,25 и 0,32 % циркония к алюминиевому сплаву. На основании Рисунка 1.1 кинетика осадков одинакова для обоих сплавов, так как максимальная твёрдость достигается после 100 часов старения, а избыток происходит через 400 часов. Значения микротвёрдости увеличивались с содержанием растворённых элементов.

Вримй

Рисунок 1.1 - Изменение микротвёрдости по Виккерсу во время термообработки [10]

В работе [11] показано влияние двухступенчатой гомогенизационной обработки на первой стадии в интервале температур 300-400 °С и на второй стадии при 470 °С на осаждение дисперсоидов А137г и препятствие процесса рекристаллизации для сплава 7150 с различными концентрациями циркония. В отличие от обычной одностадийной гомогенизации, двухстадийная обработка приводила к более мелкому размеру частиц и более высокой плотности дисперсоидов А1з/г. Наиболее эффективное распределение дисперсоидов было достигнуто на первой стадии, которая поддерживалась при 300 °С, что отчётливо видно из Рисунка 1.2, где изображена зависимость количества рекристаллизованного зерна от концентрации циркония.

Рисунок 1.2 - Объёмная доля и средний размер зерна в зависимости от концентрации /г при одностадийной гомогенизации [11]

Было обнаружено [12], что улучшенное распределение дисперсоидов посредством двухстадийной обработки может эффективно препятствовать процессу рекристаллизации во время отжига для сплава 7150 с 0,04-0,09 % /г, что приводит к значительному уменьшению объёмной доли и размеру рекристаллизованных зёрен.

1.2. Свойства в литом состоянии

Условия кристаллизации являются важнейшим фактором, который определяет структуру и свойства алюминиевых сплавов как в литом состоянии, так и при дальнейших обработках. Для большинства сплавов на основе алюминия допустимые температуры перегрева расплава находятся в интервале 0,1.. .0,6 Тпл. [13].

Однако перегрев расплава не всегда сопровождается повышением качества литого металла. Так, например, выдержка некоторых алюминиевых сплавов, которая значительно выше температуры ликвидуса, снижает свойства отливок из-за повышения количества окисных плёнок в отливке, а также уменьшения числа центров кристаллизации и формирования грубых структурных составляющих [14].

С другой стороны, перегрев расплава, например сплава АЛ9, благоприятно влияет как на его структуру, так и на механические свойства [15].

Скорость охлаждения расплава при кристаллизации во многом определяет структуру материала, поэтому влияние на микроструктуру материала оказывают в том числе размеры отливаемого слитка. При изменении скорости охлаждения сплава фиксированного состава количество избыточных структурных составляющих меняется по кривой с максимумом в области малых (10-60 °С/мин) скоростей. Увеличение скорости охлаждения в широком интервале скоростей от 60 до 250 °С/мин для ряда сплавов (АК6, А1-5%Си) приводит к некоторому уменьшению объёмной доли избыточных составляющих, а для сплава А1-6%Мg практически не влияет на этот параметр микроструктуры. По мере ускорения кристаллизации происходит резкое измельчение дендритных ячеек, уменьшение размеров выделений избыточных фаз и пор. Резкое различие скоростей кристаллизации и после кристаллизационного охлаждения сопровождается появлением тенденции к росту плотности дислокаций по мере увеличения скорости кристаллизации, однако это в сильной степени не влияет на конечную плотность дислокаций, которая составляла в среднем величину ~ 109 см-2. В то же время тип структуры во многом определяется условиями охлаждения сплава после окончания

кристаллизации. Замедленное охлаждение сплавов после окончания кристаллизации сопровождается огрублением и увеличением объёмной доли выделений, образующихся при распаде пересыщенного твёрдого раствора [15, 16].

Также большое влияние на последующие физико-механические характеристики в алюминиевых сплавах оказывают частицы, выделяющиеся из раствора в ходе кристаллизации или же последующей термической обработки (отжиг или гомогенизация слитков). В алюминиевых сплавах выделяются следующие виды частиц: интерметаллиды и дисперсоиды.

1.2.1. Интерметаллиды

Интерметаллиды (интерметаллические соединения) - это химические соединения двух или нескольких металлов. Интерметаллиды, наряду с химическими соединениями металлов (в основном переходных) с неметаллами (т. н. фазами внедрения, например гидридами, карбидами, нитридами металлов) относятся к металлидам или металлическим соединениям. Интерметаллиды образуются при взаимодействии компонентов при нагревании в результате обменных реакций при распаде пересыщенных растворов одного металла в другом и др. [6]. В кристаллической решётке интерметаллидов атомы каждого из металлов занимают строго определённое положение, создавая несколько вставленных одна в другую подрешёток. В этих подрешётках может быть значительное количество вакансий или узлов, занятых атомами «чужого» металла. Поэтому интерметаллиды, как правило, существуют в определённой области концентраций компонентов (т.н. области гомогенности); состав интерметаллидов обычно не отвечает формальной валентности компонентов. Диаграмма состав - свойство в области гомогенности может иметь сингулярную точку, соответствующую постоянному, обычно целочисленному отношению атомов компонентов (дальтониды) или не иметь её (бертоллиды) [17].

Существование интерметаллидов в системе, их состав и структура обусловлены положением компонентов в периодической системе Д.И. Менделеева,

их атомными радиусами, электроотрицательностью, ионизационным потенциалом. Наиболее обширный класс интерметаллидов в двойных системах составляют т.н. фазы Лавеса - соединения со структурой MgCu2, MgZn2, MgCu2, MgZn2 и MgNi2, MgNi2, обладающие узкими областями гомогенности. Они возникают обычно при соотношении атомных радиусов компонентов в пределах 1,1-1,3. В сплавах некоторых металлов I группы короткой формы (1-й группы длинной формы) периодической системы или переходных металлов с металлами 11-У групп короткой формы (2, 13-15-й групп длинной формы) образуются т.н. электронные соединения или фазы Юм-Розери. Их состав и структура определяются главным образом отношением числа валентных электронов к числу атомов в структурной ячейке. Многие переходные металлы образуют интерметаллиды с гексагональной структурой NiAs; некоторые из них обладают узкими областями гомогенности и являются полупроводниками, другие - с широкими областями гомогенности -обладают металлическими свойствами. [28, 29]

Интерметаллиды применяются как полупроводниковые, магнитные материалы (SmCo5, FeзNi, Cu2MnЛ1, SmCo5, FeзNi, Cu2MnЛ1 и др.), сверхпроводники и др.), аккумуляторы Н2Н2 (соединения РЗЭ, Т^

ZrTi, Zr, например Ьа№5, TiFeLaNi5, TiFe); входят в состав жаропрочных сплавов, высокопрочных конструкционных материалов, защитных покрытий из тугоплавких металлов (№3Л1, №3№, Т^Л1№3Л1, №3№, Т^А1 и др.). Интерметаллиды, образующиеся в системе №-Т1№-Т^ обладают «памятью формы» и используются для изготовления термочувствительных элементов и преобразователей тепловой энергии в механическую. [20]

1.2.2. Характерные для сплавов 5ххх группы частицы

Сплавы системы A1-Mg применяют для изготовления сварных конструкций. Магний существенно упрочняет алюминий, повышая прочность примерно на 30 МПа на каждый процент компонента. При этом относительное удлинение компонента сохраняется достаточно высоким до 11^12 % (Рисунок 1.3).

Рисунок 1.3 - Влияние магния на механические свойства алюминия [21-28]

Сплавы, содержащие до 8 % Mg, термически не упрочняются. Лишь при содержании более 8 % Mg сплавы системы Al-Mg упрочняются в результате термической обработки. При концентрации магния более 6 % резко ухудшается коррозионная стойкость, сплавы склонны к коррозии под напряжением [21, 22].

На Рисунке 1.4 представлена диаграмма состояния системы Al-Mg, где представлено несколько интерметаллических соединений твёрдых фаз.

?00

600-

500-

<5 ¿00-

1' а

300-

Weight Регсеп!. Мв§пезшт

30 30 45 50 50 70

ю го 30 40 50 м 70 00 90 100

А1ош]с Регсеп! Мавпезшт

Рисунок 1.4 - Диаграмма состояния системы А1-]У^ [23]

1. ГЦК А1 - твёрдый раствор с максимальной растворимостью Mg в А1 18,9 ат. % при эвтектической температуре 450 °С.

2. КПВ Mg - твёрдый раствор с максимальной растворимостью А1 в Mg 11,8 % при эвтектической температуре 437 °С.

3. Приблизительная стехиометрия A13Mg2, со сложной структурой ГЦК.

4. Соединение линии R (часто обозначается Е), из состава 42 % Mg.

5. Соединения со структурой А1-Мg при 450 °С имеют максимальную дальность, состав приблизительно от 45 до 60,5 ат. % Mg, но идеальная кристаллическая структура имеет стехиометрию A1l2Mgl7 на 58,6 ат. % Mg [23].

Микроструктура слитков деформируемых сплавов определяется размерами ветвей дендритов, которые обуславливают степень диспергирования продуктов вторичной кристаллизации и дендритной пористости (но не общую величину пористости), характер внутрикристаллической ликвации и др.

Основные характерные для 5ххх серии алюминиевых сплавов частицы представлены в Таблице 1.1. [24]

Таблица 1.1 - Характерные для алюминиевых сплавов 5ххх группы частицы

Интерметаллиды Мелкодисперсные интерметаллиды

Mg2Si, Л1бМп, Mg2Л1з(Zn, Си), A1MgSi, Al6MnFe, Л№, Mg2Л1з Л1бМп, Л№, ЛЬСг

1.2.3. Неравновесные условия

Неравновесные условия могут быть получены, если скорость затвердевания во время литья или скорость закалки после высокотемпературного отжига достаточно высокая. В обоих случаях образуются микроструктуры, которые существенно отличаются от того, что может быть предсказано из равновесных фазовых диаграмм. Высокий темп рекристаллизации может подавлять инвариантные реакции или зарождение равновесных фаз. Это приводит к образованию пересыщенного твёрдого раствора. [25]

1.3. Технологические свойства и применение алюминиевых сплавов 5ххх группы

Сплавы 5ххх группы обладают высокой коррозионной стойкостью, особенно в морской атмосфере. Сплавы 5ххх серии не подвергают термической обработке. Отливки из этих сплавов должны производиться из металла высокого качества с минимальным содержанием инородных включений. Сплавы A1-Mg отличаются сравнительно плохими литейными свойствами и стремлением магния к окислению, что осложняет литейные работы и увеличивает стоимость отливок.

Алюминиевые сплавы серии 5ххх совмещают широкий интервал прочностных качеств, отличную формуемость, хорошую свариваемость и высокие коррозионные свойства. Эти сплавы обширно применяются в областях, где нужна хорошая коррозионная стойкость: судостроение, сварные конструкции, резервуары, сосуды под давлением, криогенная техника [26].

Основными преимуществами сплавов А1 -Mg являются их относительно высокая прочность в сочетании с хорошей формуемостью, обусловленной упрочнением за счёт твёрдого раствора и высокой способностью к деформации. Степень упрочнения листового металла из сплава серии 5ххх можно контролировать путём добавления Mg для придания необходимых свойств конкретным частям кузова. Ряд сплавов с содержанием магния от 3 до 6 % поставляется производителям после рекристаллизационного отжига и характеризуется рекристаллизованной структурой [27]. Зависимость предела текучести от содержания магния показана на Рисунке 1.5 для сплавов серий 5ххх в отожжённом состоянии.

Для термически неупрочняемых сплавов серии 5ххх, которые содержат магний в качестве основного легирующего элемента, увеличение прочности обычно достигается путём деформационного упрочнения [29].

Показатели прочности для термически неупрочняемых сплавов A1-Mg зависят от следующих показателей:

• Химический состав - содержание магния обеспечивает основной эффект, но также добавление марганца и меди приводит к увеличению прочности, что достигается путём образования пересыщенного твёрдого раствора.

• Размер зерна - при производстве листа размер зерна зависит от степени холодной деформации и окончательного отжига. Увеличение степени холодной деформации приводит к образованию мелкозернистой структуры после окончательного отжига и, следовательно, к увеличению прочности.

• Степень холодной деформации - деформационное упрочнение [30].

300

250

то Q.

5 200 г

О)

с ф

£ 150

•о

ф

ф

я юо

с .ф

50

0 / 1 1 I üumin in с um-m inneal г agnes ed cor ium alloys idition

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Тептерев Максим Сергеевич, 2021 год

Материал

Тип материала алюминий и его сплавы

Исходная ширина макс. 200 мм

Исходная толщина макс. 7 мм

Толщина на выходе мин. 0,1 мм

Рисунок 1.22 - СХП DIMA 300

Усилие прокатки определяется исходя из величины упругой деформации станины, которая контролируется пьезоэлектрическими датчиками, установленными на каждой стойке (Рисунок 1.23). Сигнал со всех стоек усредняется и обрабатывается измерительным прибором фирмы «Kistler».

Измерительная цепь состоит из пьезоэлектрического преобразователя (датчика), кабеля, усилителя заряда и программы для сбора, анализа и отображения данных (Рисунок 1.23).

Рисунок 1.23 - Измерительная цепь

1.5. Материалы и методы исследования 1.5.1. Сплав 1565ч

Сплав 1565ч (ГОСТ 4784-2019) разработала и запатентовала компания «Алкоа Россия» вместе с «НИИ Стали» и ЦНИИ КМ «Прометей». Сплав относится к свариваемым сплавам системы Al-Mg и представляет собой многофункциональный материал, который обеспечивает оптимальное сочетание пластичности, прочности и специальных характеристик в зависимости от сферы применения. Сплав 1565ч рекомендован для изготовления автоцистерн и вагонов, которые перевозят сыпучие или опасные грузы, для техники и изделий, которые работают при криогенных температурах (до -196 оС).

В сравнении со стандартными сплавами инновационный 1565ч имеет улучшенное сочетание механических характеристик как при повышенных, так и при пониженных температурах. Новый сплав является более технологичным при изготовлении корпусных конструкций, потому как обладает повышенной пластичностью относительно, например, сплавов 1560 и 1561.

Сплав 1565ч относится к сплавам системы Al-Mg с дополнительными легирующими элементами и является универсальным материалом, сочетающим оптимальную прочность и пластичность на уровне этих сплавов. Данный материал рекомендовано использовать в производстве грузовых вагонов и автоцистерн, которые перевозят сыпучие или опасные грузы, а также для изготовления изделий и техники, работающих при очень низких температурах [59].

Химический состав сплава 1565ч представлен в Таблице 1.9.

Таблица 1.9 - Химический состав в % материала 1565ч [60]

Si Fe Mn Mg а Zn ТС Zr

0,12 0,22 0,05-0,1 0,70,85 5,5-5,9 0,050,1 0,450,6 0,020,05 0,080,13

1.5.2. Технологические свойства и применение сплава

Новый сплав 1565ч отличается повышенной прочностью и коррозионной стойкостью относительно сплава АМг6, на основе которого он и был разработан. Высокие механические характеристики сплава обеспечиваются его дополнительным легированием переходными элементами (Мп, Сг), сопротивление коррозии - легированием 7п, а свариваемость - добавками 7г.

Коррозионная стойкость в морской воде в сочетании с высокими эксплуатационными и технологическими характеристиками делают свариваемый термически неупрочняемый сплав 1565ч перспективным конструкционным материалом для военно-морских кораблей и судов различного назначения. Первый катер с использованием этих материалов был построен в 2015 году. Свойства сплава позволили снизить массу катера на 20 % и увеличить его топливную эффективность.

Также свариваемый сплав 1565ч является многофункциональным материалом, обеспечивающим оптимальное сочетание прочности и пластичности, что позволяет использовать его в вагоностроении (Рисунок 1.24). Применение данного материала в этом направлении позволяет снизить собственную массу вагона, при этом увеличивая его грузоподъёмность. Коррозионная стойкость

сплава 1565ч в 30 раз превышает этот показатель, чем у стали 10ХНДП, который используется при производстве обшивки грузовых вагонов.

Рисунок 1.24 - Совместная разработка вагона «Алкоа Россия» и ЗАО «Промтрактор-Вагон» из высокопрочного алюминиевого сплава 1565ч

Стойкость к коррозии в морской воде в совокупности с повышенными эксплуатационными и технологическими свойствами превращают алюминиевый сплав 1565ч в высокоперспективный конструкционный материал многофункционального назначения. Данный сплав имеет несколько состояний поставки, отличающихся степенью нагартовки и термической обработкой [61].

Механические свойства некоторых разновидностей листового сплава 1565ч при растяжении показаны в Таблице 1.10.

Уровень прочностных свойств сплава 1565ч выше на 20-30 % по сравнению со сплавом 5083, а его характеристики на 15-20 % выше характеристик сплава 5182, пластичность же при этом сохраняется на уровне этих материалов. Концентрация магния в сплаве 1565ч находится на уровне сплава 5182, отличаясь от него большим количеством легирующих переходных элементов и более высоким содержанием цинка [62].

Таблица 1.10 - Механические свойства листов из сплава 1565ч [60]

Состояние Толщина, мм aв, МПа ©0,2, МПа 5, %

М 3 335 165 15

5 335 175 15

Н116 3 340 185 14

5 337 180 15

HH 3 370 270 10

5 362 265 11

ГО21 3 370 270 10

5 365 265 11

1.5.3. Сплав 5182

Сплав 5182 относится к классу алюминиевых деформируемых сплавов. Химический состав 5182 представлен в Таблице 1.11.

Таблица 1.11 - Химический состав в % материала 5182 [59]

Si Fe Mn Mg а Zn ТС

0,06-0,08 0,13-0,28 0,05-0,07 0,35-0,40 4,7-4,95 0,05 0,15 0,05

Этот алюминиевый сплав хорошо обрабатывается методом горячей или холодной деформации и удовлетворительно подвергается обработке на станках [61]. Механические свойства материала показаны в Таблице 1.12.

Таблица 1.12 - Механические свойства материала 5182 [63]

oв, МПа ©0,2, МПа 5, %

280 150 15

Сплав 5182 обладает средней прочностью и пластичностью, средней теплопроводностью и электропроводностью, хорошей свариваемостью и коррозионной стойкостью. Однако сплав 5182 склонен к коррозии под напряжением и межкристаллитной коррозии [64].

1.6. Постановка задач исследования

Исходя из анализа литературных данных можно сделать вывод о том, что физико-механические свойства алюминиевых сплавов зависят от влияния множества факторов, которые оказывают своё влияние на разных этапах производства.

Отмечается, что комплексное легирование переходными металлами при создании новых перспективных алюминиевых сплавов позволяет оказывать влияние на микроструктуру, текстуру и субзёренную структуру алюминиевых сплавов в процессе кристаллизации, пластической деформации и термообработки, что положительно влияет на увеличение эксплуатационных и прочностных характеристик последующих изделий.

В литературным обзоре отражены особенности производства алюминиевых сплавов, влияния на них основных легирующих элементов, рассмотрены структурные составляющие сплавов 5ххх серии и особенности их формирования, подробно рассмотрены все факторы, влияющие на физико-механические характеристики наиболее востребованных в машиностроении алюминиевых сплавов системы Al-Mg и конкретно сплавов 5182 и 1565ч. Данные сплавы имеют общую область применения, но за счёт легирования сплава 1565ч такими элементами, как и он имеет лучшие эксплуатационные и механические свойства, чем сплав 5182.

Обобщая поставленные проблемы в ходе проведения исследований алюминиевых сплавов 5ххх серии и при производстве из них полуфабрикатов в виде листов в различном конечном состоянии, мы сформировали основную цель данной работы - исследование формирования микроструктуры и текстуры при термической и термомеханической обработке алюминиевого сплава 1565ч с целью совершенствования технологии, позволяющей достичь заданный комплекс механических, технологических и эксплуатационных свойств.

Для достижения поставленной цели сформулированы следующие задачи исследования:

1. Исследовать влияние термомеханической и термической обработки на процесс формирования зёренной структуры.

2. Исследовать влияние термической и термомеханической обработки на формирование текстуры в сплаве 1565ч.

3. Изучить влияние термической и термомеханической обработки сплава 1565ч на размер и количество крупных первичных и вторичных мелкодисперсных частиц.

4. Исследовать влияние термической и термомеханической обработки сплава 1565ч на изменение механических, технологических и эксплуатационных свойств.

ГЛАВА 2. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ И ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ФОРМИРОВАНИЕ ЗЁРЕННОЙ СТРУКТУРЫ

Данная глава посвящена экспериментальному исследованию механических свойств алюминиевого сплава 1565ч в условиях горячей деформации при температурах 350 оС, 400 оС, 450 оС, 490 оС, истинной деформации 1 и скоростях деформации 0,1; 1; 10; 50 (90 с-1), используемых в расчётах технологических и энергосиловых параметров при деформации алюминиевых листов.

2.1. Методика проведения исследований

Для определения рациональных режимов гомогенизации, нагрева и технологических параметров горячей деформации проведено моделирование на симуляторе ИееЫе 3800 (Рисунок 2.1) с использованием модуля Hydrawedge.

а б

Рисунок 2.1 - Общий вид комплекса Gleeble 3800 и рабочая камера модуля Hydrawedge: а - одноосное сжатие (размеры образца указаны на Рисунке 2.2) б - плоская деформация (размеры образца указаны на Рисунке 2.2)

Рисунок 2.2 - Образцы для испытаний в условиях одноосного сжатия (а)

и плоской деформации (б)

Для исследования деформационного поведения в условиях одноосной деформации сжатием использовали цилиндрические образцы, отобранные от литого слитка (Рисунок 2.2 а). Перед испытанием на исходный образец приваривается термопара К^уре (хромель-алюмель) для фиксации изменения температуры в ходе деформации. Торцевые поверхности образца для лучшей электро- и теплопроводности между бойками и образцом обрабатывали следующим образом: к каждой поверхности прилегал слой молибденовой и слой графитовой фольги, смазанные жаростойкой никелевой смазкой. Цилиндрический образец помещался между бойками испытательной машины и удерживался в них с помощью приложенной сжимающей нагрузки 0,2 КН, которая сохранялась до выдержки образца при температуре испытания. После этого производилась откачка воздуха из рабочей камеры испытательной машины. При достижении степени вакуума 3х10-3 Югг образец нагревали прямым пропусканием тока до температуры испытания со скоростью 5 оС/сек, после чего он выдерживался при этой температуре в течение 60 сек для выравнивания температуры по сечению образца. Далее проводится деформация образца с заданной скоростью. Скорость охлаждения не задавалась, после испытания образец охлаждался вместе с бойками, при этом скорость охлаждения равномерно уменьшалась от 5 оС/сек до 1 оС/сек.

Далее автоматически с помощью встроенной программы, по указанным ниже формулам, рассчитывались истинная (логарифмическая) деформация е и сопротивление деформации р исходя из предположения о неизменности объёма образца и сохранении им цилиндрической формы в процессе испытания (70Л0 = Sh):

е = - (0

F F

Р = 7

S %d2l4'

Здесь Л0 и Л - начальная и текущая высота цилиндрического образца, 70 и 7 - начальная и текущая площадь сечения цилиндрического образца; Со и С -начальный и текущий диаметр образца; ^ - усилие деформации.

Коррекцию измеренного напряжения с учётом внешнего трения проводили по приведённой ниже формуле:

Р

а

1 +

1 + 3Л

Здесь ^ - коэффициент внешнего трения. Текущие значения й и к находят из известных значений начального диаметра ^0) и высоты (Л0) цилиндрического образца:

е

Л = Л0ее, d = d0e 2.

Для исследования деформационного поведения сплава в условиях плоской деформации сжатием использовали образцы в виде параллелепипеда, отобранные от литого слитка (Рисунок 2.2 б). Стрелкой на рисунке обозначено направление деформации.

Трапециевидные бойки располагали перпендикулярно направлению деформации (Рисунок 2.3). Ширина рабочей части бойков w составляла 10 мм. Для уменьшения сил трения на поверхность бойков и образца наносилась эмульсионная смазка на основе высокочистого графита и никеля.

Образцы нагревались в условиях низкого вакуума до температуры деформации со скоростью 3 оС/сек. Небольшая сжимающая нагрузка (<5 кН) в процессе нагрева обеспечивала плотный контакт между бойками и образцом по всей поверхности их соприкосновения.

Я

тег

х:

ТС1

Рисунок 2.3 - Схема расположения бойков перед плоской деформацией

Для проверки наличия температурного градиента в предварительных испытаниях к образцу приваривали четыре термопары (к передней и задней граням и к боковым граням на Рисунке 2.3). Различия в показаниях термопар в процессе изотермической выдержки и последующей деформации не превышали 3 оС. В последующих экспериментах температура образца контролировалась двумя термопарами (ТС1 и ТС2), приваренными к двум параллельным граням в точках между основаниями бойков.

После достижения заданной температуры следовали изотермическая выдержка в течение 3 минут и деформация образца сжатием с заданной скоростью. Через одну секунду после окончания деформации образец охлаждался струёй воды до комнатной температуры.

Истинные деформации е и сопротивление деформации р (интенсивность напряжений по Мизесу) рассчитывались автоматически, с помощью встроенной программы, по выражениям, справедливым для идеальных условий плоской деформации, указанным ниже:

2 wbo 1Д55^Ьо

Удлинение рабочей зоны образца в направлении оси Ь отсутствует, так что площадь контакта 5 = wb0 бойка и образца в процессе деформации считается неизменной, где w - высота контактной зоны, Ь0 - начальная ширина образца.

/33 F F

В ходе проведения испытаний использовали следующие исходные данные.

При одноосной осадке цилиндрических образцов:

- температура - 350 оС, 400 оС, 450 оС и 490 оС;

- скорость деформации - 0,1; 1;10 и 50 с-1.

В процессе эксперимента фиксировалась температура образца Т; усилие деформации F и текущее значение высоты образца Л.

При плоской деформации прямоугольных образцов:

- температура - 350, 400 и 490 оС;

- скорость деформации - 0,1; 1; 10 и 90 с-1.

В процессе эксперимента фиксировались температура образца Т; усилие деформации F и текущее значение толщины образца Л между бойками.

2.2. Исследование статической рекристаллизации методом двойной деформации

2.2.1. Метод двойной деформации

Метод двойной деформации (двойного нагружения) является косвенным методом изучения кинетики статической рекристаллизации. Если в паузе между первой и второй деформацией проходит частичная или полная рекристаллизация, то это вызывает разупрочнение сплава. Принимается, что величина разупрочнения пропорциональна доле рекристаллизованного объёма и может быть оценена по следующему выражению.

х = а/- а2

хг --,

а- а1

где ау - напряжение в конце первой деформации; и а2 - напряжения начала пластической деформации на первой и второй стадиях нагружения соответственно. Метод двойной деформации предполагает два важных условия: 1. В исходном состоянии образец должен быть полностью рекристаллизован. Только в этом случае при падении напряжений а2 до уровня а! величина Хг

обращается в единицу и можно говорить о завершении статической рекристаллизации в паузе между деформациями.

2. Температура образца в процессе деформаций должна оставаться постоянной, иначе данное выражение теряет смысл. Соответственно, скорость деформации должна быть достаточно мала для того, чтобы избежать существенного разогрева образца теплом, выделяющимся при деформации.

Примером применения метода двойной деформации является работа [65], в которой изучена кинетика статической рекристаллизации алюминий-магниевого сплава 5182 при температурах 300 и 400 оС после деформации е = 0,4 со скоростью 0,5 с-1, обеспечивающей постоянство температуры во время испытаний. Работа выполнена на комплексе Gleeble в условиях одноосной осадки цилиндрических образцов, вырезанных из литого слитка, гомогенизированного при 540 оС в течение 2 часов.

Диаграммы двойной деформации при температуре 400 оС из [65] приведены ниже (Рисунок 2.4). Отчётливо видно, что напряжения деформирования после паузы оказываются ниже напряжений в конце первой деформации. Разность указанных напряжений составляет примерно 12 МПа после 30-секундной паузы и примерно 15 МПа - после паузы 180 секунд. Показано, что за 180 секунд после деформации при 400 оС в сплаве доля рекристаллизованного материала превосходит 80 %.

а

б

Рисунок 2.4 - Диаграммы двойного нагружения сплава 5182 при температуре 400 оС со скоростью 0,5 с-1 [65]: а - пауза 30 с; б - пауза 180 с

В настоящем исследовании оба необходимых условия применимости метода двойной деформации, указанные выше, не выполнены. Исходное состояние образцов нерекристаллизованное (образцы вырезаны из сляба после деформации на реверсивном стане без последующего отжига). Образцы в результате деформации с большими скоростями испытывают значительный разогрев. Таким образом, использовать непосредственно следующее выражение для изучения кинетики статической рекристаллизации мы не вправе.

а г

Ниже предпринята попытка выяснить, возможно ли путём внесения корректирующих поправок получать достоверную информацию о прохождении статической рекристаллизации после больших деформаций в широком диапазоне скоростей, соответствующих технологическому режиму термомеханической обработки исследуемого сплава.

2.2.2. Двойная деформация одноосной осадкой

Образцы деформировали при температурах 400 и 450 оС со скоростями от 0,1; 1 и 10 с-1. Величина первой деформации е! = 0,8, величина второй деформации е2 = 0,4. Отметим, что при указанных условиях в сплаве 5182 близкого состава спонтанная рекристаллизация частично или полностью проходит уже за 40 секунд изотермической выдержки после окончания деформации (диаграммы структурных состояний ВИЛС [66]).

Полученные диаграммы двойной деформации со скоростью 0,1 с-1 приведены ниже (Рисунок 2.5).

При этой скорости деформации управляющая система комплекса поддерживает температуру образца во время испытания почти на постоянном уровне (пунктирные линии на Рисунке 2.5). Однако, как видим, даже небольшие отклонения от заданной температуры сказываются на величине сопротивления деформации, вызывая появление «горбов» на некоторых диаграммах (Рисунок 2.5 а,

б). Покажем, что эти «горбы» действительно обусловлены наблюдаемым падением температуры. Так, на Рисунке 2.5 а температура в области деформаций, соответствующих «горбам», упала на 5 оС (от 400 до 395 оС). Рассчитаем по следующему выражению соответствующий прирост Ар сопротивления деформации:

рт = 54,37аге$Ь(8,619 10-4Z0,29) .

-160 -140

Деформация 400оС; 0,1 с"1; 1=180 с а)

-160 -140 -120

и -60

380 Н в

Деформация 450оС; 0,1 с"1; 1=180 с

-0,4 -0,6 -0,8 -1,0 -1,2 Истинная деформация

-160 --140 -М -120-

Деформация 400оС; 0,1 с"1; t=30 мин в)

О -20

- 400 Р

- 380 Н

0,0 -0,2 -0,4 -0,6 -0,8 -1,0 -1,2 -1,4

б)

520

500

480 р

440

-0,4 -0,6 -0,8 -1,0 -1,2 Истинная деформация

Истинная деформация

Рисунок 2.5 - Диаграммы двойной деформации одноосной осадкой со скоростью 0,1 с-1 при температурах 400 и 450 оС: а - деформация 400 оС; 0,1 с-1; г = 180 с; б - деформация 450 оС; 0,1 с-1; г = 180 с;

в - деформация 400 оС; 0,1 с-1; г = 30 мин

Подставим в него скорость деформации 0,1 с 1 и температуры 400 и 395 оС. Получаем: р (400 оС) =109 МПа, р (395 оС) = 113 МПа, соответственно Ар = 4МПа. Отнимем величину Ар от напряжений максимумов «горбов». Полученные значения (квадратные маркеры на Рисунке 2.5) ложатся на прямую линию остальных значений,

440

420

-80

Ч -80

400

-60

460

-40

-20

-20

360

0

0

- 440

- 420

5 -80

-60

5

г -40

0

отвечающих заданной температуре 400 оС («горбы» исчезают). Аналогичным образом внесены температурные корректировки в значения сопротивления деформации при температуре 450 оС (Рисунок 2.5 б). Вновь видим, что сопротивление деформации до и после паузы изменяется с ростом е по одному линейному закону (в отличие от результатов [65] для сплава 5182, приведённых на Рисунке 2.4).

Таким образом, можно утверждать, что после деформации е = 0,8 при температурах 400, 450 оС со скоростью 0,1 с-1 и 180-секундной паузой напряжения в конце первой деформации совпадают с напряжениями начала второй деформации. Последнее означает, что разупрочнение в процессе изотермической выдержки в течение 180 секунд после первой деформации отсутствует, а значит, отсутствует и статическая рекристаллизация сплава.

Увеличение длительности междеформационной паузы до 30 мин (Рисунок 2.5 в) не изменило картину. Признаков статической рекристаллизации вновь не наблюдается. Более того, сопротивление деформации р2 = 99 МПа в начале второй деформации даже слегка больше напряжений ру = 96 МПа в конце первой

деформации, что, вероятно, связано с некоторой деградацией смазки в процессе длительной выдержки.

Приведённые диаграммы деформации вновь демонстрируют особенность, отмеченную нами ранее. Несмотря на изотермические условия деформации со скоростью 0,1 с-1, сопротивление деформации испытывает небольшое падение с ростом е, особенно заметное при температуре 400 оС.

В случае деформации со скоростью 1 с-1 напряженияру, фиксируемые в конце

первой деформации, оказываются ниже напряжений р2, отвечающим началу второй деформации (Рисунок 2.6 а, б). Можно полагать, что это обстоятельство связано с повышением температуры образов к концу первой деформации и резким падением температуры до исходного значения перед началом второй деформации. Для корректного сравнения напряжений р^. и р2 необходимо внести поправки в

сопротивление деформации, учитывающие изменение температуры образца в процессе испытания.

-160 --140 --120 --100 --80 --60 --40 --20 -

0

0,0 -0,2 -0,4 -0,6 -0,8 -1,0 -1,2 Истинная деформация

-160 -140 -120 -100 -80 -60 -40 -20

Деформация 400оС; 1 с"1; 1=180 с р/ = 138

Р/

403

= 127

414оС

Р2 = 136

I

-, 480

- 460

- 440

- 420

- 400

380

в)

0,0 -0,2 -0,4 -0,6 -0,8 -1,0 -1,2

-160-,

-140 -

-120 -

и -100 -

Деформация 450оС; 1 с"1; 1=180 с б)

Р/

= 95

457оС

Р2 = 102

446оС

0,0

-0,2 -0,4

-0,6

-0,8

-1,0

-1,2

Истинная деформация

460

440

-160 -140

з

А -120

^ к

О и -100

-80

420 в

8 5

Деформация 450оС; 1 с"1; 1=180 с г)

' = 100

457оС

Р2 = 102

446оС

-1,4

&

460 Н

-1,4

520

&

480 ^

460 Н

0,0 -0,2 -0,4 -0,6 -0,8 -1,0 -1,2 -1,4

Истинная деформация Истинная деформация

Рисунок 2.6 - Диаграммы двойной деформации одноосной осадкой со скоростью 1 с-1 при температурах 400 и 450 оС: а - деформация 400 оС; 1 с-1; t = 180 ^ б - деформация 450 оС; 1 с-1; t = 180 ^ в - деформация 400 оС; 1 с-1; t = 180 c (скорректированная); г - деформация 450 оС; 1 с-1; t = 180 c (скорректированная)

Методику внесения температурных поправок рассмотрим на примере деформации со скоростью 1 с-1 при температуре 400 оС (Рисунок 2.6 а). Измеряем на экспериментальной диаграмме значения текущей температуры и сопротивления деформации в характерных точках по шкале деформации (Таблица 2.1). Рассчитываем по выражению рт = 54,37arcsh(8,619 -10-4 70,29). Теоретические значения

сопротивления деформации ррасч(Т) для измеренных температур и для начальной температуры деформации (400 оС). Находим поправку Ар = ррасч(400 оС) - ррасч(Т) -величину, на которую падает сопротивление деформации за счёт повышения

500

-80-

480

-60-

-40-

-20-

440

0

480

500

-60

-40

400

-20

440

0

380

0

температуры образца. Прибавляя найденные поправки к измеренным значениям р, находим откорректированные (т.е. приведённые к температуре 400 оС) значения сопротивления деформации ркорр.

Таблица 2.1 - Корректировка сопротивления деформации на изменение температуры в процессе деформации со скоростью 1 с-1 при начальной температуре 400 оС

е р, МПа Т, оС ррасч(Т), МПа ррасч(400 0С), МПа Ар, МПа ркорр, МПа

0,08 144 406 141 145 +4 148

0,40 134 415 135 +10 144

0,60 129 416 134 +11 140

0,82 128 414 135 +10 138

0,87 136 401 145 0 136

1,00 136 403 143 +2 138

1,20 137 406 141 +4 140

Откорректированная кривая сопротивления деформации представлена на Рисунке 2.6 в (сплошная линия с квадратными маркерами). Видим, что после внесения поправок на разогрев образца напряжения р^ в конце первой деформации

(е = 0,82) составили величину р ^ = 128 + 10 = 138 МПа. Эта величина практически

совпадает с напряжениями начала второй деформации (136 МПа). Таким образом, можно вновь утверждать, что дополнительного разупрочнения в процессе 180-секундной паузы после деформации при 400 оС со скоростью 1 с-1 не произошло. Соответственно, не произошла и статическая рекристаллизация.

Важно отметить, что откорректированные напряжения ркорр в начале первой деформации оказываются на 8-10 МПа выше напряжений в конце первой деформации, что подтверждает сделанный ранее вывод о разупрочнении сплава в процессе первой деформации.

Результаты аналогичной корректировки диаграммы деформации со скоростью 1 с-1 при температуре 450 оС (Рисунок 2.6 г) показывают, что и в этом случае признаки статической рекристаллизации отсутствуют.

Деформация со скоростью 10 с-1 сопровождается ещё более сильным разогревом образов (Рисунок 2.7 а, б). Обратим внимание ещё на одну особенность приведённых диаграмм. При скоростях деформации 0,1 и 1с-1 линейные (упругие) участки первой и второй деформации резко переходят в область пластической деформации, так что пределы текучести практически совпадают с пиковыми напряжениями соответствующих деформаций.

При скорости 10 с-1 и выше переход от упругого участка к пластической деформации размыт. В результате пределы текучести, отмеченные на Рисунке 2.7 квадратными маркерами, лежат значительно ниже пиковых напряжений. В силу того, что этот эффект наблюдается как для первой, так и для второй деформации, он не связан с разупрочнением во время междеформационной паузы, а, вероятно, обусловлен высокой степенью неоднородности деформации при её повышенных скоростях.

Исходные диаграммы деформации (Рисунок 2.5 а, б) не позволяют сделать каких-либо выводов о процессах разупрочнения между деформациями. Вновь требуется, используя температурные поправки, привести диаграммы к одной температуре деформации.

Откорректированная диаграмма деформации при температуре 400 оС (Рисунок 2.7 в) по своему виду отличается от диаграмм, отвечающих скоростям деформации 0,1 и 1 с-1. Предел текучести (157 МПа), сопротивление деформации р2 = 168 МПа в начале линейного участка второй пластической деформации, так же

как и остальные её точки, оказываются ниже значений р ^ в конце первой

деформации. Иными словами, вся откорректированная кривая второй деформации лежит ниже откорректированной кривой первой деформации (как на Рисунке 2.4 из работы [65]). Полученный результат даёт основание полагать, что одноосная осадка величиной е = 0,8 со скоростью 10 с-1 при температуре 400 оС вызывает последующую рекристаллизацию.

Аналогичный анализ экспериментальной диаграммы деформации при температуре 450 оС не выявил достоверных признаков статической рекристаллизации. На откорректированной диаграмме (Рисунок 2.7 г) участок

второй деформации (за исключением точки предела текучести) является фактически продолжением участка кривой первой деформации.

-200 -180 -160 -140 -120 -100 -80 -60 -40 -20 0

-200-, -180 -160 -140 -120 -100 -80 -60 -40 -20 0

Деформация 400оС; 10 с"1; 1=180 с

-0,2 -0,4 -0,6 -0,8 -1,0 -1,2 -1,4 Истинная деформация

Деформация 400оС; 10 с"1; 1=180 с

I о -80

Н

с

6 -20

0,0 -0,2 -0,4 -0,6 -0,8 -1,0 -1,2 -1,4 Истинная деформация

- 440 £

с

г

и Н

-0,2 -0,4 -0,6 -0,8 -1,0 -1,2 -1,4

Истинная деформация Истинна.* да формация

Рисунок 2.7 - Диаграммы двойной деформации одноосной осадкой со скоростью 10 с-1 при температурах 400 и 450 оС: а - деформация 400 оС; 10 с-1; t = 180 ^ б - деформация 450 оС; 10 с-1; t = 180 ^ в - деформация 400 оС; 10 с-1; t = 180 c (скорректированная); г - деформация 450 оС; 10 с-1; t = 180 c (скорректированная)

2.3. Двойная деформация в условиях плоской схемы нагружения

Плоская деформация имеет две отличительные особенности:

1) она характеризуется меньшей величиной разогрева образцов в процессе деформации;

2) эффект сил трения проявляется сильнее и приводит к загибу кривых сопротивления деформации «вверх» при больших значениях е.

480

520

500

440

460

400

440

Обе отмеченные особенности отчётливо проявляются на диаграммах двойной деформации со скоростью 1 с-1 при температуре 400 оС (Рисунок 2.8 а, б). Междеформационная пауза составляла 30 и 180 секунд. В отличие от одноосной осадки, температура образцов поддерживается практически постоянной, так что температурных корректировок в данном случае не требуется.

На диаграммах истинных напряжений течения (после внесения поправок на геометрию образов и исключения эффекта трения) загиб кривых деформации «вверх» в значительной степени уменьшается (Рисунок 2.8 в, г).

Истинная деформация Истинная деформация

Рисунок 2.8 - Диаграммы двойной плоской деформации со скоростью 1 с 1 при 400 оС: а - деформация 400 оС; 1 с-1; г = 30 с; б - деформация 400 оС; 1 с-1; г = 180 с; в - деформация 400 оС; 1 с-1; г = 30 с (скорректированная); г - деформация 400 оС; 1 с-1; г = 180 с (скорректированная)

На всех приведённых диаграммах, как до внесения поправок, так и после, напряжения в конце первой и в начале второй деформации одинаковы. Следовательно, в течение 30- и 180-секундных междеформационных пауз после деформации со скоростью 1 с-1 рекристаллизация не происходит. Этот вывод согласуется с результатами анализа данных, полученных в условиях одноосной осадки, с той же скоростью, и косвенно подтверждает корректность температурных поправок, использованных в этом анализе.

Аналогичный вид, свидетельствующий об отсутствии рекристаллизации, имеет диаграмма деформации со скоростью 1 с-1 при температуре 440 оС (Рисунок 2.9).

Истинная деформация Истинная деформация

Рисунок 2.9 - Диаграммы двойной плоской деформации со скоростью 1 с-1 при 440 оС: а - деформация 440 оС; 1 с-1; г = 180 с; б - деформация 440 оС;

1 с-1; г = 180 с (без трения)

Плоская деформация со скоростью 10 с-1 вызывает значительный (на 30 оС) разогрев образцов и связанное с ним падение напряжений в процессе первой деформации (Рисунок 2.10 а). С другой стороны, напряжения второй стадии деформации оказываются завышенными за счёт резкого роста сил трения в интервале деформаций выше 0,8. Поэтому приходится вносить две поправки. Первая (температурная) поправка на основе выражения рт = 54,37агс8Ь(8,619 • 10-4 7 0 29) достаточно обоснована. Однако вторая поправка, учитывающая силы трения и

Р=-

1,155 - 0,155^ I ^Ъ

Ъ л к р'

— = 1 + с - -, ст=7-7,-N ,

Ъ \ к ( е^к -11

ч ^ / к у

является грубой и носит скорее иллюстративный характер, так как использует непроверенные данные о коэффициенте трения.

-240

та -220

§ -200

-180

Я

-160

&

■Л -140

<1>

Ч. -120

И -100

<и

и -80

в

о -60

с

о о -40

-20

0

174

155

Деформация 400оС; 10 с"1; t=180 с а)

197

168

430°С

Деформация 400оС; 10 с"1; 1=60 с и 180 с б)

420 3

и Н

1=180 с

Истинная деформация

Истинная деформация

Деформация 400оС; 10 с"1; 1=180 с

I -40

-0,4 -0,6 -0,8 -1,0 Истинная деформация

° £ -160 440 £

& ® -120

8 -20 0

-0,4 -0,6 -0,8 -1,0 Истинная деформация

Рисунок 2.10 - Диаграммы двойной плоской деформации со скоростью 10 с-1 при 400 оС: а - деформация 400 оС; 10 с-1; t = 30 ^ б - деформация 400 оС; 10 с-1; t = 60 с, 180 ^ в - деформация 400 оС; 10 с-1; t = 30 c (скорректированная); г - деформация 400 оС; 10 с-1; t = 180 c (скорректированная)

-, 480

460

- 440

400

380

480

420

400

380

Отметим, что кривые двойной деформации со скоростью 10 с-1 при температуре 400 оС с междеформационными паузами длительностью 60 и 180 секунд практически совпадают (Рисунок 2.10 б). Поэтому далее будем анализировать только один режим деформации с паузой 180 секунд.

Вновь (как и в случае одноосной осадки со скоростью 10 с-1) видим, что переход от упругого участка к пластической области размыт так, что предел текучести оказывается значительно ниже пиковых или установившихся значений сопротивления деформации. Такая картина наблюдается не только для второй, но и для первой деформации. По этой причине не ясно, можно ли связывать разницу в 16 МПа между напряжениями в конце первой деформации (188 МПа) и пределом текучести второй деформации (172 МПа) (Рисунок 2.10 в) с процессами разупрочнения во время междеформационной паузы, или же эта разница -следствие неоднородности деформации, происходящей с высокой скоростью. Истинные напряжения течения на установившейся стадии второй деформации (Рисунок 2.10 г) оказываются несколько ниже напряжений первой деформации. Однако их различие много слабее, чем для аналогичного режима деформации одноосной осадкой. Поэтому делать вывод о протекании статической рекристаллизации без структурных исследований в данном случае не представляется возможным.

Надежда на то, что повышение скорости деформации до 50 с-1 вызовет более сильное разупрочнение в междеформационной паузе, не оправдалась (Рисунок 2.11).

Предел текучести второй деформации после 60-секундной паузы оказался ниже напряжений в конце первой деформации на 19 МПа (Рисунок 2.11 в), однако после деформации е2 = 0,15 напряжения течения второй деформации выходят на уровень напряжений первой деформации (Рисунок 2.11 в).

Интересный результат получен при увеличении длительности междеформационной паузы с 60 до 180 секунд после деформации со скоростью 50 с-1 (Рисунок 2.12). Сопротивление деформации на стадии второй деформации возросло на 25 МПа. Чем вызван столь резкий рост сопротивления деформации,

осталось неясным. К сожалению, повторить испытания и исключить экспериментальную ошибку мы не смогли из-за нехватки образцов. Поэтому выдвигать гипотезы, например, о растворении частиц интерметаллидов в процессе высокоскоростной деформации с их последующим выделением, преждевременно.

Рисунок 2.11 - Диаграммы двойной плоской деформации со скоростью 50 с-1 при 400 оС: а - деформация 400 оС; 50 с-1; t = 60 ^ б - деформация 400 оС;

50 с-1; t = 60 с (скорректированная)

Истинная деформация

Рисунок 2.12 - Диаграммы двойной плоской деформации при 400 оС и 420 оС со скоростью 50 с-1 для пауз длительностью 60 и 180 секунд

температур 400-450 оС деформации со скоростями 0,1-1 с-1 не вызывают последующую рекристаллизацию исследуемого сплава в отличие от сплава 5182.

Признаки статической рекристаллизации достоверно обнаружены только после одноосной осадки при температуре 400 оС со скоростью 10 с-1.

2.4. Выводы по главе

1. Методом двойной деформации выполнено исследование условий протекания статической рекристаллизации после больших деформаций (е = 0,70-0,8) в широком диапазоне скоростей, соответствующих технологическому режиму термомеханической обработки исследуемого сплава.

2. Анализ экспериментальных диаграмм деформации с учётом поправок, учитывающих изменение температуры образца в процессе деформации, влияние сил трения и отклонения от идеальных условий плоской деформации, показал, что в интервале температур 400-450 оС деформация со скоростями 0,1-1 с-1 не вызывают последующую рекристаллизацию исследуемого сплава в отличие от сплава 5182.

3. Признаки статической рекристаллизации достоверно обнаружены только после одноосной осадки при температуре 400 оС со скоростью 10 с-1.

4. Зависимость сопротивления деформации сплава 1565ч от температуры и скорости деформации в условиях одноосной осадки типична для процессов горячей деформации алюминиевых сплавов. При постоянстве скоростей деформации сопротивление деформации падает с ростом температуры, тогда как увеличение скорости деформации при постоянной температуре испытаний сопровождается ростом сопротивления деформации.

5. Показано влияние внешних сил трения при горячей деформации на характер кривых течения металла в условиях одноосной осадки и плоской деформации. Влияние сил трения в испытаниях на плоскую деформацию с учётом корректировки сопротивления деформации по методу Селлареса оказывается более значимым, чем в испытаниях на одноосную осадку. С ростом коэффициента трения графики кривых течения из-за уменьшения величины напряжения опускаются, а их наклон к оси истинных деформаций уменьшается вплоть до смены знака (^ = 0,3).

Приведены результаты изучения влияния термомеханических режимов, скорости и температуры деформации после одноосной осадки образцов на симуляторе 01ееЪ1е 3800 на формирование основных ориентировок и их объёмных долей в текстуре деформации, рекристаллизации и эволюции структуры при горячей деформации листов и последующем медленном охлаждении после термомеханической обработки.

3.1. Методика исследований