CC BY
18
УДК 669.721:669.85/86:620.16/17
ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕКСТУРЫ И АНИЗОТРОПИИ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СПЛАВОВ МАГНИЯ С РЗМ*
С.Я.Бецофен, докт. техн. наук (МАТИ - РГТУ им. К.Э. Циолковского, e-mail:mitom@implants.ru), Е.Ф. Волкова, докт. техн. наук (ФГУП ВИАМ), Ю.Р. Колобов, докт. физ.-мат.наук (БелГУ, Центр наноструктурных материалов и нанотехнологий), А.Н. Луценко, канд. техн. наук (ФГУП ВИАМ), А.А. Шафоростов, аспирант, И.И. Воскресенская, аспирант (МАТИ - РГТУ им. К.Э. Циолковского), С.А. Божко (БелГУ, Центр наноструктурных материалов и нанотехнологий)
Исследовано влияние легирования РЗМ на процессы выделения интерметаллид-ных фаз при прокатке и формирования текстуры магниевых сплавов. Показано, что в сплаве Mg - 2,9 Nd - 0,4 Zr при прокатке происходит выделение частиц Mg12Nd, Mg2Nd и Zr, которые эффективно подавляют образование интенсивной базисной текстуры, характерной для сплавов без РЗМ.
Ключевые слова: магниевые сплавы, легирование РЗМ, прокатка, интерметал-лидные фазы, текстура.
The Investigation of Texture and Mechanical Property Anisotropy in Rare Earth Metal-Bearing Magnesium Alloys. S.Ya. Betsofen, E.F. Volkova, Yu.R. Kolobov, A.N. Lutsenko, A.A. Shaforostov, I.I. Voskresenskaya, S.A. Bozhko.
The influence of REM addition on intermetallic phase precipitation during rolling and also on a texture formation in magnesium alloys has been investigated. It is shown that in the case of Mg - 2.9 Nd - 0.4 Zr alloy, precipitation of Mg12Nd, Mg2Nd and Zr particles take place during rolling and these particles depress formation of an intensive basal texture (which is characteristic of REM-free alloys) in sheets.
Key words: magnesium alloys, REM addition, rolling, intermetallic phases, texture.
Исследовательская активность в области магниевых сплавов в настоящее время концентрируется на разработке новых, прежде всего деформируемых, сплавов с использованием РЗМ [1-3]. При этом в сплавы вводят элементы с высокой растворимостью в магнии (чаще всего вС и/или У), а также с низкой растворимостью (чаще всего ЫС). Проходят апробацию сплавы, в которые вводят РЗМ с высокой растворимостью в магнии, такие как диспрозий, гольмий, эрбий и с низкой растворимостью - иттербий, самарий.
Для магниевых сплавов поиск оптимальных составов и технологий получения полуфабрикатов и изделий зависит от решения целого комплекса задач, связанных с обеспечением высокого уровня механических свойств, технологичности, а также стойкости
к коррозии и возгораемости. Текстура -важнейшая характеристика магниевых сплавов, поскольку определяет уровень анизотропии механических свойств и технологичность при операциях глубокой вытяжки листов [4, 5]. Для прессованных профилей важнейшими проблемами, целиком связанными с текстурой, являются низкая прочность на сжатие в направлении вытяжки и еще более низкая прочность в направлении, нормальном вытяжке, как при растяжении, так и при сжатии (рис. 1, 1-й тип анизотропии) [6, 7].
С этих позиций легирование РЗМ считается эффективным способом снижения анизотропии, при этом роли иттрия и остальных РЗМ принципиально различаются. Иттрий практически не меняет текстуру деформированных полуфабрикатов, а только изменяет меха-
* Экспериментальные результаты получены с использованием оборудования ресурсного центра коллективного пользования «Авиационно-космические материалы и технологии» МАТИ.
низм деформации - затрудняет «растягивающее» двойникование. Это сводит на нет разницу в прочности на сжатие и растяжение в направлении вытяжки (см. рис. 1, 2-й тип анизотропии). Легирование остальными РЗМ (лантаноидами) приводит к снижению интенсивности базисной текстуры листов и практически бестекстурному состоянию экструдиро-ванных прутков и, как следствие, к уменьшению анизотропии листов и фактически устраняет ее в прутках (см. рис. 1, 3-й тип анизотропии). Последнее также повышает технологичность листовых полуфабрикатов.
Рис. 1. Типы анизотропии прессованных прутков из сплавов магния (к 1-му типу анизотропии относятся практически все сплавы без РЗМ и лития)
Для магниевых сплавов особую роль играют процессы интенсивной пластической деформации (ИПД), которые, измельчая структуру зерен и субзерен в магнии, препятствуют процессу двойникования, что содействует уменьшению анизотропии механических свойств [8-11]. По существу, ИПД действует аналогично РЗМ, поэтому они могут дополнять друг друга.
Также важную роль играет прокатка из жидкого состояния, поскольку позволяет по-
лучать полуфабрикат достаточно тонкого сечения без воздействия деформации, т. е практически в бестекстурном состоянии [12]. Это резко снижает интенсивность базисной текстуры в конечном продукте и соответственно повышает технологичность листа при последующих операциях глубокой вытяжки.
Цель настоящей работы - сравнительное исследование формирования текстуры прокатки в промышленных сплавах с РЗМ и в сплаве без РЗМ (МА2-1), а также изучение характеристик интерметаллидных частиц, выделяющихся на различных стадиях прокатки в сплаве и ответственных за эффект снижения интенсивности базисной текстуры в этом сплаве.
Материал и методы исследования
Исследовали сплавы (табл. 1) с РЗМ: МА8, МА20 и МА12, а также сплав системы М^-Д!-гп-Мп (МА2-1). Для изучения формирования текстуры сплава МА12 на различных стадиях прокатки, начиная от слитка, выплавили сплав близкого состава Mg - 2,9 ЫС -0,4 гг в печи сопротивления с использованием лигатур Mg - 33 % ЫС и Mg - 22 % гг. Слитки подвергли гомогенизирующему отжигу при 510 °С в течение 6 ч.
Из слитков сплава вырезали темплеты 20x30x60 мм3, которые прокатали при 400450 °С до толщины 8 мм, а затем прокатали вхолодную до толщины 0,12 мм с промежуточными отжигами при 450 °С, 30 мин. Из листов толщиной 5,2; 2,2; 1,2; 0,5; 0,3 и 0,1 мм вырезали образцы для исследования текстуры, а из листа 5,2 мм - образцы для испытания на сжатие 5x5x10 мм3 в трех ортогональных направлениях листа: НН, НП и ПН.
Рентгеноструктурным методом на дифрак-тометре ДРОН-4 в СиК -излучении исследо-
Таблица 1
Химический состав (%) и толщина листов исследованных магниевых сплавов
Сплав Толщина листа, мм гп Д! Мп РЗМ 7г
МА2-1 1 и 6 1,2 4,2 0,5 - -
МА20 2 1,0 - - 0,12 Се 0,08
МА8 0,5 - - 1,5 0,35 Се -
МА12 1 - - - 2,9-3,1 ЫС 0,4-0,5
вали фазовый состав и кристаллографическую текстуру методами прямых (ППФ) и обратных (ОПФ) полюсных фигур. Электронно-микроскопические исследования на растровом (РЭМ) и просвечивающем (ПЭМ) микроскопах проводили в Центре наноструктурных материалов и нанотехнологий при БелГУ.
Результаты экспериментов и их обсуждение
Анализ результатов исследования текстуры листов из сплавов в виде зависимостей фракции базисной текстуры от толщины листов (рис. 2, а) показывает, что фракция
Особенности текстурообразования на различных стадиях прокатки исследовали на сплаве МА12 (М^ - 2,9 ЫС - 0,4 гг). Микрозондовый анализ показал, что интер-металлидные частицы, обогащенные неодимом, концентрируются на границе зерна. Стехиометрический состав интерметаллидов идентифицирован с помощью рентгенофазо-вого анализа только для материала слитка. Основной интерметаллидной фазой в сплавах является М^12ЫС. С помощью просвечивающей и сканирующей электронной микроскопии установлено, что прокатка приводит к измельчению частиц интерметаллидов и рав-
Рис. 2. Зависимости интенсивности базисной текстуры от толщины листов (а), ее распределения по толщине (б) для сплавов МА8, МА12, МА20, МА2-1
базисной текстуры снижается с увеличением толщины, поскольку при этом уменьшается суммарная степень деформации.
Фракция базиса для сплава МА2-1, не содержащего РЗМ, значительно выше, чем сплавов, легированных церием и неодимом. Так, полюсная плотность базиса для листов толщиной 2 мм из сплава МА2-1 почти на порядок выше, чем для более тонких (1,5 мм) листов из сплава МА20. Даже листы толщиной 6 мм из сплава МА2-1 имеют полюсную плотность базиса на уровне листов толщиной 0,5-1 мм из сплавов с РЗМ (МА8 и МА12). Исследованием распределения текстуры по сечению (рис. 2, б) установлено, что текстура листов начиная с толщины 1,52 мм - практически однородная по сечению листа.
номерному распределению их по зерну (рис. 3).
Обнаружено, что в сплаве присутствуют частицы трех типов: интерметаллидные частицы состава М^12ЫС, обогащенные неодимом; частицы предположительно состава М^ЫС (рис. 4) и частицы гг. Интерметаллиды отличаются морфологией и размерами, частицы имеют кубоидную форму (рис. 4, а) и меньший размер по сравнению с частицами М^12ЫС. После деформации высоких степеней частицы М^ЫС присутствуют в виде строчечных выделений, которые отчетливо видны благодаря большему контрасту (рис. 4, б).
На рис. 5 приведены результаты измерения размеров частиц различного состава для листа 5,2 мм и фольги 0,1 мм. Видно, что с
Рис. 3. Микроструктура сплава МА12 после прокатки (РЭМ):
а - 5,2 мм; б - 0,5 мм; в - 0,1 мм
Рис. 4. Микроструктура в ПЭМ сплава Мд - 2,9 Ы<1 - 0,41г после прокатки до 5,2 мм (а) и 0,1 мм (б):
а - элементный анализ фазы Mg2NС; б - строчечные выделения фазы, обогащенной неодимом
Рис. 5. Распределение по размерам частиц Мд12Ыё (а, б), Мд(в, г) и 1г (д, е) в листе толщиной 5,2 мм (а, в, д) и фольге 0,1 мм (б, г, е) из сплава Мд - 2,9 Nd -0,41г (ПЭМ)
увеличением степени деформации происходит уменьшение размера частиц, при этом наиболее интенсивно процесс измельчения происходит для интерметаллида с самыми крупными частицами (Mg12NС), размеры которых уменьшаются от 2-7 мкм в листе толщиной 5,2 мм (рис. 5, а) до 0,5-1,2 мкм в фольге толщиной 0,1 мм (рис. 5, б).
Увеличение степени деформации приводит к измельчению и равномерному распределению по зерну частиц интерметаллидов, что усиливает эффективность последних для подавления формирования интенсивной базисной текстуры. Необходимо подчеркнуть, что измельчение частиц интерметаллидов, скорее всего, происходит в результате процессов растворения-выделения, стимулированных промежуточными нагревами между проходами, когда крупные частицы интерметаллидов, образовавшиеся при кристаллизации, растворяются в матрице при нагреве и затем выделяются в виде более мелких частиц при охлаждении. Наиболее мелкие частицы образуются в результате распада пересыщенного твердого раствора непосредственно при прокатке в результате воздействия как самих приложенных напряжений, так и вызванных деформацией от тепловых эффектов. Таким образом, измельчение частиц интерметаллидов не связано непосредственно с процессом деформации, как это происходит при измельчении зерен и субзерен.
В табл. 2 приведены результаты определения анизотропии предела текучести сплава Mg - 2,9 ЫС - 0,4 гг с помощью измерения предела текучести листов 5,2 мм при испытании на сжатие вдоль трех ортогональных направлений: нормали к листу (НН), прокатки (НП) и поперечного (ПН).
Таблица 2
Предел текучести образцов листа 5,2 мм из сплава Mg - 2,9 ЫС - 0,4 гг в трех направлениях (среднее из трех измерений)
о.,, МПа
НН
236
НП
149
ПН
132
Видно, что максимальные значения предела текучести соответствуют направлению нормали к листу, далее - направлению прокатки. Минимальную прочность имели листы в поперечном направлении. При испытании в поперечном направлении выявлен сильный разброс значений в отличие от результатов испытаний в двух других. Для объяснения эффекта анизотропии прочностных свойств анализировали изменения ориентации оси сжатия при испытании в различных направлениях, которые могут интерпретироваться как результат активности определенных систем сдвига.
Анализ полученных дифрактограмм показывает, что текстура листа слабо выражена. Но даже такой низкий уровень интенсивности текстуры приводит к сильной анизотропии свойств. Это является следствием значительных различий между критическими напряжениями сдвига для базисного скольжения и другими системами, а также особенностями ориентационной зависимости факторов Шми-да. В то же время наличие существенной анизотропии предела текучести для слабо текстурированного сплава Mg-NС-Zr указывает на то, что для сплавов с неодимом основное воздействие на анизотропию оказывает растекстурирование, а не изменение механизма деформации.
На рис. 6, а приведены относительные значения критических скалывающих напряжений для основных систем в магнии, а на рис. 6, б и 6, в - зависимости от угла с осью «с» ГП-решетки обратных факторов Шмида (факторов Тейлора М) для базисного и призматического скольжения. Факторы Тейлора более удобны для анализа по сравнению с факторами Шмида, так как прочность пропорциональна факторам Тейлора. Из рис. 6 видно, что минимальная прочность соответствует ориентировкам, составляющим углы 20-70° с осью «с», для которых факторы Тейлора для базисного скольжения минимальны. Наиболее близко к этим ориентировкам направление ПН, для которого и наблюдаются минимальные значения предела текучести. Максимальную прочность должны иметь ориентировки, составляющие менее 20° и более 70° к оси «с».
Рис. 6. Относительные значения критических скалывающих напряжений для различных систем сдвига магния (а) и зависимости от угла с осью «с» факторов Тейлора для базисного (б) и призматического (в) скольжения
Этим ориентировкам соответствуют направления НН и НП. Более высокие пределы текучести в НН объясняются полярностью двойникования. Легкое «оастягивающее» двойникование ¡1012}<1011 > действует только при сжатии под углом более 45° к оси «с», т. е. для НП, но не действует при сжатии под углами менее 45° к «с», т. е. НН. Таким образом, для НН должны действовать системы сдвига с более высокими значениями скалывающих напряжений, на рис. 6, а -[Ю11} <1012 > «сжимающее» двойникование. На основе этих результатов можно заключить, что соотношение между критическими скалывающими напряжениями для сплава с РЗМ (МА12) аналогично другим сплавам магния, поэтому снижение анизотропии свойств сплавов с РЗМ связано в основном со снижением интенсивности текстуры под воздействием дисперсных интерметаллидных частиц.
Выводы
1. Показано, что в сплавах с РЗМ можно получить листовой полуфабрикат со значительно более низкой интенсивностью базисной текстуры по сравнению со сплавом системы 1М^-А1-7п-Мп, вследствие этого можно снизить анизотропию и, очевидно, повысить характеристики технологичности листовых полуфабрикатов при глубокой вытяжке.
2. Установлено, что причиной снижения интенсивности базисной текстуры при прокатке в сплавах системы Mg-NC является выделение дисперсных интерметаллидных фаз Mg12NC, Mg2NC и гг.
3. С увеличением степени деформации происходит уменьшение размера частиц, при этом наиболее интенсивно процесс измельчения проходит для самых крупных частиц интер-металлида Mg12NC, размеры которых уменьшаются от 2-7 мкм в листах толщиной 5,2 мм до 0,5-1,2 мкм в фольге толщиной 0,1 мм.
4. Вероятно, измельчение частиц интерметаллидов происходит в результате процессов растворения-выделения, стимулированных промежуточными нагревами, а наиболее мелкие частицы образуются в результате распада пересыщенного твердого раствора непосредственно при прокатке в результате воздействия как самих приложенных напряжений, так и тепловых эффектов, вызванных деформацией.
5. Экспериментально установлено наличие существенной анизотропии пределов текучести для слабо текстурированного сплава Mg-Nd-Zr, что указывает на тот факт, что для исследованных сплавов с РЗМ основное воздействие на анизотропию оказывает растек-стурирование, а не изменение механизма деформации.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Pan Fu-sheng, Zhang Jing, Wang Jing-feng et
al. China Key R&D activities for development of new types of wrought magnesium alloys in China //Trans. Nonferrous met.Soc. China. 2010. № 20. P. 1249-1258.
2. Ferro R., Saccone A., Delfino S. Magnesium alloys of the rare earth metals: systematics and properties//Metallurgical Science and Technology. 1998. V. 16 (1-2). P. 25-44.
3. Бецофен С.Я., Ильин А.А., Ашмарин А.А., Ша-форостов А.А. Влияние механизма деформации на анизотропию механических свойств и технологичность магниевых сплавов//Метал-лы. 2008. № 3. C. 83-90.
4. Рохлин Л.Л., Добаткина Т.В., Лукьянова Е.А. и др. Исследование фазовых равновесий в богатых магнием сплавах системы Mg-Sm-Tb в твердом состоянии//Металлы. 2010. № 4.
С. 99-106.
5. Бецофен С.Я., Волкова Е.Ф., Шафоростов А.А.
Влияние легирующих элементов на формирование текстуры прокатки сплавов Mg-Nd-Zr и Mg-LiZ/Металлы. 2011. № 1. C. 78-84.
6. Бецофен С.Я. Связь анизотропии предела текучести с механизмом деформации сплавов систем Mg-Y и Mg-Al-Zn/^зв. АН СССР. Металлы. 1987. № 5. C. 180-185.
7. Бецофен С.Я., Рохлин Л.Л. Анизотропия механических свойств, текстура и механизм деформации прессованных прутков магниевого сплава ИМВ6//Цветные металлы. 1984. № 2. C. 82-84.
8. Etienne Martin, Raj K. Mishra and John J. Jonas. Deformation Structures and Recrystallization in Magnesium//In.: Magnesium Alloys - Design, Processing and Properties/ Edited by Frank Czerwinski. - In Tech. 2010. P. 21-42.
9. Taku Sakai, Hiromi Miura. Mechanical properties of fine-grained magnesium alloys processed by severe plastic forging//In.: Magnesium Alloys -Design, Processing and Properties/Edited by Frank Czerwinsky. - In Tech. 2010. P. 220-244.
10. Добаткин С.В., Рохлин Л.Л., Добаткина Т.В. и др. Исследование магниевых сплавов системы Mg-Sm-Y, подвергнутых интенсивной пластической деформации и последующей термической обработке//Металлы. 2011. № 4. С. 3237.
11. Волкова Е.Ф. Современные деформируемые сплавы и композиционные материалы на основе магния//Металловедение и термическая обработка металлов. 2006. № 11. C. 5-9.
12. Gong Xi-bing, Kang S.B, Li Sai-yi, Cho J.H. Enhanced plasticity of twin-roll cast ZK60 magnesium alloy through differential speed rolling//J. Materials and Design. 2009. 30. P. 3345-3350.
