CC BY
18
-Ф-
УДК 669.715.621.771
ФОРМИРОВАНИЕ ТЕКСТУРЫ ДЕФОРМАЦИИ ПРИ ГОРЯЧЕЙ ПРОКАТКЕ АЛЮМИНИЕВЫХ ЛИСТОВ В МНОГОКЛЕТЬЕВЫХ НЕПРЕРЫВНЫХ СТАНАХ
Е.В. Арышенский (Самарский Государственный аэрокосмический университет им. акад. С. П. Королева),
Э.Д. Беглов, А.Ф. Гречникова (ЗАО «Алкоа СМЗ», г. Самара, e-mail: anna.grechnikova@alcoa.com),
М.В. Панкратов
(ОАО «Средневолжский НИИ по нефтепереработке», г. Новокуйбышевск)
Исследовано формирование текстуры деформации при горячей прокатке алюминиевых листов из сплавов 3104 системы Al-Mn-Mg, 5182 с высоким содержанием магния и В95 системы Al-Zn-Cu-Mg в многоклетьевых непрерывных станах. Показано, что эволюция многокомпонентной текстуры прокатки происходит в две стадии: на первой стадии уже при относительно небольших обжатиях наблюдается ее резкий рост, а затем наступает стадия насыщения при достижении суммарной доли текстуры прокатки 50-60 %.
Ключевые слова: алюминиевые сплавы, текстура, полюсные фигуры, анизотропия, горячая прокатка, обжатия, непрерывный стан горячей прокатки.
Formation of Deformation Texture during Hot Rolling of Aluminium Sheets on Multistand Continuous Mills. E.V. Aryshenskyi, E.D. Beglov, A.F. Grechnikova, M.A. Pankratov.
Deformation texture formation during hot rolling of 3104 Al-Mn-Mg alloy, 5182 Al-Mg alloy and V95 Al-Zn-Cu-Mg alloy sheets on multistand continuous rolling mills has been investigated. It is shown that formation of multi component texture of rolling covers two stages, at the first one even under relatively low reductions its fast growth takes place however upon achieving 50 % it becomes deferred and fails to exceed 60-65 %.
Key words: aluminium alloys, texture, pole figures, anisotropy, hot rolling, reductions, continuous hot rolling mill.
Наряду с успехами в создании композиционных материалов алюминиевые сплавы по-прежнему широко используются в строительной, авиационной, автомобильной и пищевой промышленностях. Во многих случаях алюминий и его сплавы незаменимы благодаря сочетанию легкости, пластичности, а также относительно высоких прочности и жесткости. Поэтому любые разработки, направленные на улучшение технологических процессов производства алюминиевых изделий, могут принести существенный экономический эффект. Особенно это касается
производства плоского проката, на долю которого приходится 70-80% алюминиевых полуфабрикатов. При этом одним из самых остро стоящих вопросов является анизотропия механических свойств алюминиевых листов и лент [1].
Следует заметить, что в последнее время в этом направлении были достигнуты значительные успехи. В частности, зарубежными и отечественными учеными был сформулирован основной подход к снижению анизотропии в алюминиевых листах и лентах [2-4]. Он заключается в накоплении в ходе горячей
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
прокатки как можно большей доли текстуры деформации, которая при последующем самоотжиге в рулоне переходит в текстуру куба. При этом текстура куба способствует вытяжке под углами 0°/90° к оси прокатки. В ходе дальнейшей холодной прокатки текстура куба начинает преобразовываться в текстуру деформации, способствующей вытяжке металла под углом 45°. Таким образом, если удастся получить примерно равное количество обоих текстур, то они будут компенсировать анизотропию друг друга, позволяя получить псевдоизотропные свойства.
Основной трудностью в данном подходе является то, что режимы, обеспечивающие равные доли кубической и деформационной текстур, до сих пор назначаются методом проб и ошибок. Для того чтобы разработать рациональные методы снижения анизотропии листа, необходимо понимать:
- интенсивность накопления текстуры деформации при горячей прокатке на непрерывном стане;
- насколько интенсивны ее потери при разупрочнении в междеформационных паузах;
- как осуществляется ее переход в кубическую текстуру при самоотжиге.
Все эти вопросы на сегодняшний день решаются как отечественными, так и зарубежными учеными [4-7]. При этом одним из самых важных является вопрос о влиянии легирующих компонентов на текстурные превращения в алюминиевых сплавах и, следовательно, о возможности создания единой для всех групп сплавов модели формирования текстуры. Так, например, исследования процессов самоотжига и разупрочнения в междеформационных паузах позволили установить, что характер перехода текстуры деформации в кубическую или бестекстурную компоненту индивидуален для каждого типа сплавов [4-7]. Это связанно с тем, что химический состав сильно влияет на такие факторы, как размеры и доля интерметаллических частиц, скорость протекания процессов возврата, в свою очередь воздействующие на кинетику рекристаллизации, а следовательно, и на особенности трансформации деформационной текстуры.
Однако остается открытым вопрос, насколько химический состав влияет на интенсивность образования текстуры деформации при горячей прокатке. Настоящая работа посвящена поиску ответа на данный вопрос с использованием как ранее полученных [4, 6, 7], так и новых, еще непубликовавшихся материалов .
Для анализа были выбраны алюминиевые сплавы 3104 (А1 - 1,4% Мп - 1,3% Мд), 5182 (А1 - 4,5 % Мд) и В95 (А - 6,0 % 7п - 2,5 % Мд -1,5 % Си). Малолегированный сплав 3104 обладает высокой пластичностью, его основное применение - глубокая вытяжка корпусов алюминиевых банок под напитки. При горячей прокатке данный сплав имеет умеренную склонность к рекристаллизации в междеформационных паузах и, следовательно, достаточно эффективно накапливает деформацию [3, 4]. Сплав 5182 с высоким содержанием магния предназначен, в основном, для штамповки баночных крышек; он обладает более высокой прочностью и жесткостью, чем 3104, но менее пластичен. Сплав 5182 склонен к интенсивной рекристаллизации в ходе междеформационных пауз, поэтому накапливает деформацию только в последних клетях [6]. Высоколегированный и высокопрочный сплав В95 преимущественно используется в авиастроении. Исследования показывают, что в данном сплаве при горячей прокатке в междеформационных паузах рекристаллизация не протекает [4, 7]. Таким образом, выбранные сплавы имеют разную кинетику рекристаллизации, а следовательно, и существенные отличия в эволюции текстур. Теперь необходимо установить, сказывается ли это на образовании текстуры деформации в ходе горячей прокатки.
С использованием ранее опубликованных данных для сплавов 5182 и В95 [4, 6, 7] методом промышленного эксперимента изучена эволюция текстуры в ходе прокатки в непрерывной группе горячего стана. В табл. 1 и 2 приведены данные о распределении текстуры перед и после каждой клети (для фиксации структуры применяли принудительное охлаждение).
Что касается сплава 3104, то для него имеются лишь данные по распределению текстур
-Ф-
Таблица 1 Изменение объемной доли текстур прокатки и рекристаллизации в раскате из сплава В95 в процессе горячей прокатки
Тип Углы Эйлера Объемная доля, %
Компонент ориентировки* Ф1 Ф Ф2 перед F1 после F1 после F2 после F3 после F4 после F5
S Brass Exi Д Д Д 55 35 54 35 35 45 45 90 65 0 0 45 16 7 0 20 15 0 22 10 0 23 9 4 27 8 4 31 7 2
Промежуточные Д 55 50 75 80 75 25 25 25 45 27 14 24 17 21 21
Бестекстурная составляющая 42 40 43 41 36 36
*Д - деформационная.
Таблица 2 Изменение объемной доли текстур прокатки и рекристаллизации в раскате из сплава 5182 в процессе горячей прокатки
Компонент Тип ориентировки* Углы Эйлера Объемная доля основных ориентировок, %
Ф1 Ф Ф2 перед F1 после F1 перед F2 после F2 перед F3 после F3 перед F4 после F4 перед F5 после F5
Cube Р 0 0 45 0 23 0 0 0 0 23,3 18,2 30,9 17,1 37,9 19,1 19,1 18,4 13,7 12,4
Goss Brass S Copper Бестекс *Д - Р Д Д Д турная сс деформг 0 215 59 90 став цион 45 45 37 27 пяюи шая 0 90 63 45 ая Р - 0 2.3 8.4 3,6 60,4 рекрис 4,8 6,0 26,8 3,6 34,6 таллиз 0 2,5 13,1 1,9 51,6 ационн 4,5 5,8 29,5 4,4 27,7 ая. 2,8 4,0 12,4 2,3 41,9 4,1 5.8 29,9 3.9 24,0 4.4 6,0 28,7 3.5 35,6 4,6 6,8 30,0 2,11 25,9 4,9 7,6 34,7 2,3 24,0 4.7 6.8 35,2 2,6 26,1
после самоотжига, т. е. для горячекатаного состояния. Поэтому для решения поставленной в данной работе задачи понадобилось провести дополнительный промышленный эксперимент, для чего был отлит слиток сплава 3104. Слиток нагрели до температуры 500 °С и прокатали в реверсивной клети по стандартным схемам. Затем раскаты прокатали в непрерывной 5-клетьевой группе до выходной толщины. Схемы прокатки приведены в табл. 3. Температура конца прокатки составляла 340 °С.
Таблица 3
Схема прокатки лент из сплава 3104 в 5-клетьевой группе (Ьг/к = 2,45 мм)
Номер клети Степень обжатия, % Усилие прокатки, тс Скорость, м/мин
F1 49 1400 26
F2 46 1400 50
F3 43 1200 90
F4 44 1200 170
F5 43 700 300
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Р1В
Б2Н
Р3Н
Р4Н
Б5
Лента
Р1„
Р2
1 -¿-тг
Р3
Р4 1 ~ [>
Б5
Рис. 1. Схема отбора образцов для исследования раската из сплава 3104
При прокате рулона стан был принудительно остановлен; на входе и выходе каждой клети отбирали по одной карточке шириной 250-300 мм (рис. 1). Из карточек затем вырезали образцы для исследования текстуры. Для фиксации структуры, полученной в каждом проходе, полосу охлаждали эмульсией температурой 66-75 °С.
После реверсивной клети (РК) и клетей П -Р4 из середины толщины раската вырезали образцы толщиной 5 мм. Толщина образца, отобранного после клети Р5, совпадала с толщиной горячекатаной ленты. Середину тол-
щины раската выбрали для исключения влияния трения на результаты текстур [8, 9].
Текстурные измерения в виде построения полюсных фигур проводили на образцах, вырезанных из серединных плоскостей по толщине листа. Плоскость съемки полюсных фигур была параллельна плоскости прокатки. Текстуру в виде трех неполных полюсных фигур {111}, {200}, {220} исследовали методом «на отражение» с использованием рентгеновского дифрактометра ДРОН-7 в Сока- излучении. Диапазоны углов наклона а (0-70°) и поворотов в (0-360°) с шагом по а и в = 5°. Измеряли по одному образцу на данное состояние материала. На основе рентгено-структурного анализа были получены ППФ, ОПФ и ФРО, по которым затем рассчитали количество текстурных компонент.
На рис . 2-4 приведены полученные с по -мощью рентгеноструктурного анализа пря-
<111>
<200> а
<220>
<111> <200> <220>
б
Рис. 2. ППФ перед входом в первую клеть (а) и после выхода из нее (б)
<111>
<200> а
<220>
<111> <200> <220>
б
Рис. 3. ППФ перед входом во вторую клеть (а) и после выхода из нее (б)
<111>
<200> а
<220>
Нах: 5.41584 Мак: 3.44456
4.00000 3.20000 2.39999 Ив^Э^^^Э^^^^^^ЯррВ 1.60000 ■^в^К^^й^^^^^^ИВйн 0.80000 0.00000 '^^¡Ё^Ь-'^ьеЯ^Ш^ Мл.п 5 0. 5208
<111> <200> <220>
б
Рис. 4. ППФ перед входом в третью клеть (а) и после вы^хюда из пятой клети (б)
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
-Ф-
Таблица 4 Изменение объемной доли текстур прокатки и рекристаллизации в раскате из сплава 3104 в процессе горячей прокатки
Компонент Тип ориентировки Углы Эйлера Объемная доля основных ориентировок, %
Ф1 Ф Ф2 перед F1 после F1 перед F2 после F2 перед F3 после F3 перед F4 после F4 перед F5 после F5
Cube Р 0 0 45 0 23 0 0 0 0 31,0 27,1 30,8 24,7 22,6 12,5 16,1 7,3 11,2 1,7
Goss P Brass S Copper Бесте Р Р Д Д Д кстурная со 0 70 35 59 90 ставл 45 45 45 37 27 яющ; 0 0 90 63 45 я 3,6 5,2 4,1 6,6 1,4 45,8 4,7 1,4 6,6 31,3 3,1 18,0 4,3 1,2 6,3 24,3 4,5 20,1 3.8 1,6 6.9 32,0 4,5 19,8 4,2 1.4 7.5 32,4 5,4 18,8 3.7 1.8 9,7 38,8 3,3 22,8 4.4 1,6 8.5 38,0 3,3 21,7 3,6 2,0 10.4 41.5 2,9 24,5 3.3 0,1 11,0 38,9 2.4 27,0 1,5 2,1 7,8 43,9 3,3 27,6
мые полюсные фигуры. Проходы после третьей клети (кроме выхода из пятой клети) пропущены из-за того, что резкого изменения количества текстурных компонент не происходит, лишь монотонно растут текстуры прокатки. Данные по типу и количеству текстур сведены в табл. 4.
Теперь, когда имеются данные по текстурным превращениям, для всех рассматриваемых сплавов проанализируем, как меняется текстура деформации в ходе прокатки. Следует отметить, что текстура деформации в алюминиевых сплавах многокомпонентная, и обычно ее представляют в виде так называемого р-волокна, которое упрощенно можно представить как непрерывный спектр ориентировок, плавно переходящих от ориентировки типа меди (Copper) {112}<111> через серию промежуточных ориентировок к S {123}<634>, а затем - к ориентировке типа латуни (Brass) {110}<112> [5]. Поэтому для облегчения анализа будем рассматривать не формирование каждой компоненты текстуры прокатки, а непосредственно количество текстуры р-волокна (рис. 5).
Как видно из рис. 5, а, заготовка, поступающая в непрерывную группу, уже имеет определенное количество текстуры прокатки, сформированной в реверсивной клети. В первой клети происходит резкий рост количества p-текстуры (до 40 %) затем практиче-
ски вся она теряется в междеформационной паузе. Во второй клети картина повторяется, причем, несмотря на некоторую разницу в количестве деформации, интенсивность роста текстуры примерно одна и та же. В третьей клети также происходит резкий рост р-текстуры, однако на этот раз в междеформационной паузе не происходит значительной ее потери. Количество текстуры, образовавшейся в этой клети примерно 50%. В двух последующих проходах, несмотря на достаточно большие обжатия и отсутствие междеформационных потерь, значительного роста р-текстур не происходит.
Раскат из сплава 3104 на входе в первую клеть также имеет некоторое количество текстуры деформации, сформированное в реверсивной клети (рис. 5, б). В первом проходе она резко растет до 50 %, затем часть ее (меньшая, чем в сплаве 5182) рекристалли-зуется в междеформационной паузе. В следующей клети вновь происходит резкий рост, однако он продолжается до накопления 50 % текстуры прокатки, затем наблюдается его замедление. В следующих проходах значительных потерь р-текстуры не происходит, однако и ее рост в результате деформации (которая сравнима и даже больше, чем в предыдущих клетях) существенно замедляется, и финальное количество текстуры прокатки немногим больше чем 60 %.
-Ф-
-Ф-
-Ф-
60 50
S 40 o
3 30
£
н
¡ 20
н «
ц 10
tt
in - -0,3
43
s]n = -0 53 \ s]n = -0 68 \
s]n = -0 / 59 \
1
СИЛав 5182
Номер клети а
60
50
ок 40 ро
к
Я 30
20
§ 10
^ 1. ^
8ln - -0, / г s - -0 553 sin - -0,743 8ln -
/
/ 8ln -/ -0,54
l
Сплав 3104
Номер клети
65
60
55
л £
т
Й
о tt
50
45
40
sta - -0,287 ----i
sta - -0,4 4 S 1 / sin - -0,3
s^ - -0,665 f 8ln - -0, 474 Сп лав B95
F1Я
F 1„
F2
F 3
вых 1 -'вых
Номер клети в
F4
в
F5в
Рис. 5. Изменение количества текстуры по ходу деформации в непрерывном стане горячей прокатки для сплавов 5182 (а), 3104 (б) и В95 (в):
S|n - истинная деформация, полученная в данной клети
Иначе себя ведет высоколегированный сплав В95 (рис. 5, в). На входе в первую клеть непрерывной группы он имеет практически 50 % текстуры прокатки. Такая необычная картина связанна с тем, что В95 не рек-ристаллизуется ни в междеформационных паузах, ни во время самоотжига [4, 7]. Как и следует ожидать, в последующих обжатиях количество текстуры деформации увеличивается крайне медленно, достигая 60 % на выходе из непрерывной группы.
Из вышеизложенного хорошо видно, что накопление текстуры деформации во всех сплавах происходит одинаково и имеет две стадии. Сначала происходит резкий рост количества текстуры р-волокна. На основе имеющихся данных можно заключить, что при логарифмической деформации порядка (-0,5)-(-0,6) (знак указывает на сжатие) текстура прокатки увеличивается на 25-30%. Однако после роста до 50 % ее рост существенно замедляется. Основываясь на анализе роста текстуры р-волокна в сплаве В95 (где ее первоначальный объем 50 %), а также опираясь на данные для сплава 5182, можно заключить , что ее пре -дельное количество не может существенно превышать 60 % независимо от полученной де -формации.
Выводы
1. Проведено исследование формирования многокомпонентной текстуры деформации при горячей прокатке алюминиевых сплавов различных групп легирования.
0
F 1вх F-'-вых F2вх F2вых F3вх F3вых F4вх F4вых F5BX F5вых
0
^1вх ^вых F2вх ^вых ^3вх ^3вых ^4вх -^4вых ^5вх ^5вых
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
2. Выявлено, что эволюция текстуры прокатки происходит в две стадии. Сначала при относительно небольших обжатиях происходит ее резкий рост, однако при достижении доли 50% он сильно замедляется. Увеличение обжатий на этой стадии не приносит ощутимых результатов, поэтому даже без разупрочнения в междеформационных паузах доля текстур прокатки не превышает 60 %.
3. Проанализированы текстурные превращения в сплаве 3104, что позволило еще раз
подтвердить, что данный сплав умеренно склонен к рекристаллизации в междеформационных паузах.
4. По результатам исследований разработаны схемы прокатки лент из сплава 3104, позволяющие получить максимально возможную долю текстуры прокатки и, следовательно, наиболее высокую долю кубической текстуры после самоотжига.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Гречников Ф.В. Деформирование анизотропных материалов (Резервы интенсификации). - М.: Машиностроение, 1998. - 448 с.
2. Hirsch J., Karhausen K., Wagner P. Practical application of modeling in the industrial sheet production. Paper presented at the Conference // 7th International Conference on Aluminium Alloys (ICAA7). 2000, Charlottesville, Virginia.
3. Арышенский В.Ю. Разработка формирования заданной анизотропии свойств в процессе прокатки алюминиевых лент для глубокой вытяжки с утонением: автореф. дис. на соиск. ученой степени докт. техн. наук / Самарский государственный аэрокосмический университет им. акад. С.П. Королева. - Самара, 2002. - 312 с.
4. Арышенский Е.В., Серебряный В.Н., Гречни-кова А.Ф. Формирование текстуры в алюминиевых листах и лентах, получаемых прокаткой. - М.: Теплотехник, 2013. - 87 с.
5. Wells M.A., Lloyd D.J., Samarasekera I.V. et al. Modeling the Microstructural Changes during Hot Tandem Rolling of AA5XXX Aluminum Alloys // Metallurgical and Materials Transactions B. 1998. V. 29B. Р. 611-633.
6. Арышенский Е.В., Арышенский В.Ю., Греч-никова Ф.В., Беглов Э.Д. Эволюция текстуры и микроструктуры при производстве листов и лент из алюминиевого сплава 5182 в современных прокатных комплексах // Металловедение и термическая обработка металлов. 2014. № 1 (703). С. 13-16.
7. Гречникова А.Ф., Арышенский Е.В., Серебряный В.Н. Изучение формирования текстуры в листах из сплава В95 при горячей прокатке в непрерывной пятиклетьевой группе // В сб. трудов VI Всероссийской конференции молодых ученых и специалистов: Будущее машиностроение России. - М.: МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2013. С. 122-124.
8. Truszkowski W., Krol J., Major B. Inhomogeneity of rolling texture in fcc metals // Metall Trans A. 1980. № 11. P. 749-58.
9. Truszkowski W., KrOl J., Major B. On penetration of shear texture into the rolled aluminum and copper // Metall Trans A. 1982. № 13. P 665-9.
10. Hirsch J., Lcke K. // Acta Metall. 1988. № 36. P. 2863-2882.
11. Engler O., Hirsch J., Lucke K. // Acta Metall. 1989. № 37. Р. 2743-2753.
-Ф-
-Ф-
