Исследование процессов рекристаллизации методом внутреннего терния

Введение

В настоящее время большое внимание уделяется низколегированным алюминиевым сплавам, т. к. они обладают высокой электропроводностью и рядом других механических свойств. Стабильность этих свойств при нагреве зависит от полноты прохождения процессов рекристаллизации. Цель работы: изучение влияния легирующих элементов (Cu, Mg, Zn) на подвижность дислокаций при нагреве холоднодеформированных низколегированных алюминиевых сплавов.

 

Методика проведения исследований

В данной работе наряду с традиционными методами изучения кинетики рекристаллизации применяли метод внутреннего трения (ВТ). Этот метод является структурно-чувствительным к различным превращениям в материалах и дает дополнительные сведения о параметрах рекристаллизации

Объекты исследований: однофазные сплавы Al-0,3%Mg, Al-0,3%Zn, Al-0,3%Cu

Сплавы были получены путем литья в медную водоохлаждаемую изложницу, высотой 15мм. Деформирование проводили на двухвалковом прокатном стане до толщины 1,5мм (ε=90%).

Шлифы получали методом полировки и последующим травлением фторборводородной кислотой для выявления структуры на световом микроскопе. Образцы для просвечивающего электронного микроскопа получали электрополировкой. Твердость в холоднокатаном состоянии и после отжига определяли по Виккерсу.

Температурные зависимости ВТ (ТЗВТ) измеряли на динамическом механическом анализаторе в режиме вынужденный изгибных колебаний

 

Результаты

Структура и твердость сплавов

В структуре сплавов в холоднокатаном состоянии видны вытянутые в виде волокон вдоль оси деформации зерна. В сплаве Al-Zn формируется совершенная субзеренная структура (рис. 1, а), дислокации видны лишь в телах субзерен. В сплавах Al-Mg и Al-Cuсубграницы еще не сформированы, структура ячеистая, видны дислокации в ячейках (рис. 1 б, в)

Для сравнения слияния легирующих элементов измеряли твердость по Виккерсу образцов, отожженных при различных температурах в течение 20 минут (рис. 2).Тонкие линии- темп изменения твердости при нагреве. Экстремумы находятся при температурах 250-270С и характеризуют максимальный темп разупрочнения при нагреве.

После отжига при 150С структура сплава не меняется. При 260С структуры сплавов начинают различаться (рис 1. г, д, е) При 260С в сплаве Al-Zn рекристаллизация наблюдается только в отдельных волокнах, а в Al-Cu не выявлена (рис. 1, а, в), в Al-Mg по всему объему наблюдаются равноосные зерна (рис. 1, б), твердость во всех сплавах снижается примерно одинаково. При 400С происходит полная рекристаллизация.

При увеличении времени выдержки при 250-270С до 3х часов происходит снижение их твердости (рис. 3) и изменение структуры (рис. 1, ж-и). Твердость снижается более резко в сплавах Al-Cu и Al-Mg. У первого сплава это вызвано развитием рекристаллизации, а у второго- развитием полигонизации. Меньшая интенсивность у сплава Al-Zn связана с предшествующими рекристаллизации процессами полигонизации, которые оказывают меньшее влияние в итоге. Но при повышении времени отжига до 2х часов твердость перестает меняться (рис. 3) и появляются четкие следы рекристаллизации (рис 1, ж-и)

Исследование процессов рекристаллизации методом внутреннего терния

Исследовали параметры: 1-ТЗВТ при непрерывном нагреве, 2-ВЗВТ для определения кинетики разупрочнения, 3-АЗВТ для оценки подвижности дислокаций.

Температурная зависимость внутреннего трения. На кривых ТЗВТ при 260-270С наблюдается максимум ВТ (рис. 4, пик Р1). Учитывая результаты структурного анализа и изменения твердости при нагреве образцов, природа пика Р1 связана с началом процесса интенсивного увеличения подвижности дислокаций в ходе рекристаллизации. С повышением температуры наиболее резкое снижение уровня ВТ происходит в интервале 250-270С и практически совпадает с температурой наиболее интенсивного разупрочнения слава (рис 2)Пик в сплаве Al-Mg выше, чем на других (рис 4, а-в) При повторном нагреве образцов до 400С пик Р1 исчезает на всех сплавах (рис 4, г-е).

Пик Р1 связан с уменьшением плотности дислокаций. Его формирование является результатом перехода материала из одного структурного состояния в другое. При нагреве до 260-300С резко снижается количество дислокаций пропорционально увеличению доли рекристаллизованного объема и величины ВТ. Таким образом данный пик характеризует переход металла из одного состояния в другое.

В сплавах Al-Mg и Al-Cu при температурах выше 300С наблюдается еще один пик ВТ Р2. При нагреве сплавов Al-Zn и Al-Cu в интервале 100-200С имеется скрытый максимум (кривая ТЗВТ выгнута вверх), а в сплаве Al-Mg его нет (она выгнута вниз). Оэто пик обусловлен уменьшением плотности дислокаций. В холоднокатаном состоянии структура Al-Znсубзеренная (рис 1, а) а при температуре отжига 120-150С и времени выдержки 1 час размер зерен увеличивается вдвое.

При повтором нагреве на кривых ТЗВТ наблюдается только 1 пик Р2 (рис. 4, г-е), температурное положение которого смещается в сторону более высокой температуры.

Временная зависимость внутреннего трения (ВЗВТ) Кинетику уменьшения плотности дислокаций изучали по данным ВТ и сопоставляли с кинетикой изменения твердости (рис 3) и результатами структурных исследований. Для этого проводили нагрев со скоростью 2К/мин до температуры 262С близкой к температуре пика Р1 и выдерживали 3 часа. Значения ВТ при 262С уменьшаются (рис 3). Кинетика снижения ВТ хорошо коррелирует с изменением их твердости, как и уровень ВТ, и твердость контролируется количеством дислокаций и их подвижностью.

Различия в поведении в структуре связаны с закреплением атомов магния в процессе нагрева или меньшей энергией дефекта упаковки в присутствии магния, а значит сохранением большей плотности дислокаций до рекристаллизации.

Амплитудная зависимость внутреннего трения (АЗВТ) Для изучения изменения плотности и подвижности дислокаций в процессе нагрева анализировали АЗВТ при температуре рекристаллизации (рис 5). Значения ВТ при низких амплитудах деформации снижаются с увеличением времени, а при высоких- растут. На кривых АЗВТ появляется перегиб. Ниже которого кривые параллельны друг другу. При амплитудах выше перегиба при увеличении времени отжига при 262С изменяется наклон АЗВТ.

На кривой ЗАВТ (рис 5) после 100 минут выдержки при 262С наблюдается только второй и третий участки АЗВТ. На втором участке дислокации закреплены и упруго прогибаются под действием приложенного напряжения между точками закрепления. При низких амплитудах при 262С значения ВТ уменьшаются от времени отжига по экспоненциальной зависимости.

Во время отжига уменьшается не только плотность дислокаций, но и увеличивается их подвижность. Более высокая подвижность выражается в снижении критической амплитуды деформации (εкр2), при которой дислокации (атомы Mg, Zn, Cu) начинают отрываться от точек закрепления. Деформация, соответствующая критической амплитуде εкр2 характеризует переход от второй стадии со слабой амплитудной зависимостью к третьей с сильно амплитудной зависимостью (рис 5). εкр2 уменьшается с увеличением времени отжига. Её значения на сплаве Al-Mg и Al-Cu выше, чем в сплаве Al-Zn. Это значит, что напряжение отрыва дислокаций у третьего сплава меньше, чем у других.

Выводы

1.При непрерывном нагреве сплавов начало интенсивного увеличения подвижности дислокаций соответствует температуре ~260С, что может быть вызвано процессами рекристаллизации или полигонизации

2. На кривых температурных зависимостей ВТ сплавов Al-Zn и Al-Cu присутствуют 2 амплитудно-независимых пика ВТ. Максимум первого пика лежит в интервали 100-200С и он обусловлен процессами полигонизации. Максимум второго пика- 262С, он связан с началом интенсивного снижения плотности дислокаций. В сплаве Al-Mg есть только один пик при 262С связанный с рекристаллизацией.

3. Сплавы Al-Mg и Al-Cu имеют повышенную стабильность дислокационной структуры до начала интенсивного снижения их плотности, поэтому скорость разупрочнения в процессе изотермической выдержке при 262С примерно в 2 раза выше, чем у сплава Al-Zn.