CC BY
34
УДК 620.16/17:669.715
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ Д!-1^ (АМг6) И Д!-1^-Бс (01570)
С.В. Добаткин, докт. техн. наук (ИМЕТ им. А.А. Байкова РАН), В.В. Захаров, докт. техн. наук (ОАО ВИЛС, e-mail:[email protected]), В.Н. Перевезенцев, докт. физ.-матем. наук (ИМАШ РАН, Нижегородский филиал), Т.Д. Ростова, канд. техн. наук (ОАО ВИЛС), В.Н. Копылов, канд. техн. наук (ФТИ НАН Беларуси), Г.И. Рааб, докт. техн. наук (УГАТУ, Уфа)
Показано, что равноканальное угловое прессование (РКУП) сплавов АМг6 и 01570 приводит к формированию субмикрокристаллической структуры в прессованных образцах, которая обусловливает резкое повышение прочностных характеристик. При этом для сплава 01570, содержащего добавку скандия и циркония, достигается большее измельчение зеренной структуры и соответственно больший прирост прочностных свойств. Эффективность РКУП зависит от плотности вторичных частиц Al3 (Sc, Zr), которая, в свою очередь, определяется пересыщением твердого алюминиевого раствора скандием и цирконием в исходном слитке. Образцы сплава 01570 после РКУП проявили скоростную сверхпластичность.
Ключевые слова: сплавы АМг6, 01570, интенсивная деформация, равноканальное угловое прессование, субмикрокристаллическая структура, упрочнение, дисперсные частицы Al3 (Sc, Zr), сверхпластичность.
Mechanical Properties of Submicrocrystalline Al-Mg (AMg6) and Al-Mg-Sc (01570) Alloys. S.V. Dobatkin, V.V. Zakharov, V.N. Perevezentsev, T.D. Rostova, V.N. Kopylov, G.I. Raab.
It is shown that equal-channel angular pressing (ECAP) of AMg6 and 01570 alloys results in development of a submicrocrystalline structure in pressed specimens; the structure causes a dramatic improvement in strength properties. In the case of scandium and zirconium-bearing 01570 alloy, most refinement of the grain structure and accordingly most increment of strength properties can be obtained. Effectiveness of ECAP depends on the distribution density of secondary Al3(Sc, Zr) particles, while the density, in its turn, is governed by supersaturation of aluminium solid solution with scandium and zirconium in the initial ingot. The 01570 alloy specimens subjected to ECAP show high-rate superplasticity.
Key words: AMg6 and 01570 alloys, intensive deformation, equal-channel angular pressing, submicrocrystalline structure, strengthening, dispersed Al3(Sc, Zr) particles, superplasticity.
Введение
Повышение комплекса механических и ресурсных характеристик алюминиевых сплавов может быть реализовано за счет измельчения зеренной структуры. Измельчение зе-ренной структуры возможно в ходе динамической рекристаллизации при горячей деформации. Но размер рекристаллизованных зерен, имеющих высокоугловые границы, при горячей деформации не может быть менее 1 мкм даже для материалов с низкой энергией дефекта упаковки из-за относительно низкой плотности дислокаций. В алюминиевых
сплавах, имеющих высокие значения энергии дефекта упаковки, размер рекристаллизованных зерен значимо больше, чем 1 мкм. В результате динамической полигони-зации в ходе горячей деформации можно получить субзеренную структуру - деформированные исходные зерна разбиваются на многочисленные субзерна размером значительно меньшим, чем размер зерна. Границы субзерен при этом являются малоугловыми.
В.И. Добаткин с сотрудниками [1-5] показал преимущества и перспективность получения полуфабрикатов с полигонизованной
структурой в алюминиевых сплавах для повышения механических и ресурсных свойств. Но субзерна с малоугловыми разориентировка-ми в полигонизованной структуре, эффективно повышая прочностные свойства, не позволяют существенно улучшить некоторые другие свойства, например сверхпластичность, для которой необходимо измельчение собственно зеренной структуры, обеспечивающее увеличение доли большеугловых границ.
Степень горячей деформации, необходимая для начала динамической рекристаллизации, возрастает при понижении температуры деформации и при этом размеры как рекристаллизованных зерен, так и субзерен уменьшаются [6, 7]. И для того, чтобы динамическая рекристаллизация имела место при теплой деформации, необходимо достигать очень высоких степеней деформации. Первыми мелкозернистую структуру в алюминиевых сплавах при больших степенях деформации получили Ф. Хамфрис в 1982 г. [8] и Ю.М. Вайнблат с сотрудниками в 1984 г. [9] за счет реализации механизма динамической геометрической рекристаллизации. Если при очень большой степени деформации, например при прокатке или сжатии, толщина исходного деформированного зерна становится равной размеру субзерна, то формируется мелкозернистая структура, где размер зерна равен размеру бывшего субзерна. Такая геометрическая рекристаллизация возможна в материалах с высокой энергией дефекта упаковки типа алюминиевых сплавов, в которых образуются «выступы» на границах зерен, но рекристаллизация не идет из-за высокой стабильности полигонизованной структуры. Таким образом, мелкозернистая структура при большой пластической горячей или теплой деформации формируется в алюминиевых сплавах при взаимодействии таких «выступов», когда величина этих «выступов» соизмерима с толщиной зерен [10].
С развитием методов интенсивной пластической деформации (ИПД), таких как равно-канальное угловое прессование, кручение под гидростатическим давлением, мультиосе-вая деформация, винтовое прессование, аккумулируемая прокатка с соединением, принудительное изгибное прессование и др.,
появилась возможность получения ультрамелкозернистой (УМЗ) структуры в алюминиевых сплавах вплоть до нанокристалличес-кой при низких температурах деформации, включая комнатную [11-17]. Например, при кручении под гидростатическим давлением 6 ГПа при комнатной температуре Al-Mg-Sc-сплава 01570 был получен средний размер зерна 50 нм [18]. При низких температурах ИПД УМЗ-структура формируется по механизму рекристаллизации, подобному механизму Кана-Бюргерса [19], т.е. через коалесцен-цию субзерен с некоторыми структурными особенностями, характерными для холодной деформации, когда наряду с ячеистой структурой и субзернами в деформированном зерне появляются двойники, полосы деформации, полосы сдвига, полосы сброса и т.д. [7], а диффузионные процессы идут не за счет термической активации, а за счет высоких давлений и интенсивной пластической деформации [20]. Процесс роста субзерен за счет их коалесценции на дорекристаллизаци-онной стадии также называют непрерывной рекристаллизацией [21], рекристаллизацией «in situ» («на месте») [22] и динамической собирательной полигонизацией [23, 24].
Создаваемая в результате ИПД УМЗ-струк-тура обусловливает достижение высокого комплекса прочностных и служебных свойств при достаточно хорошей пластичности [1117]. Однако УМЗ-структура после ИПД термически нестабильна вследствие большой протяженности неравновесных границ зерен. Для стабилизации УМЗ-структуры используют дисперсные частицы второй фазы. В случае алюминиевых и, в частности, Al-Mg-сплавов наиболее эффективной с точки зрения стабилизации зеренной структуры является добавка скандия, который образует с алюминием соединение Al3Sc. Частицы последнего выделяются из твердого раствора в наиболее дисперсном виде по сравнению с частицами алюминидов других переходных металлов, таких как Mn, Cr, Zr [25-31].
При кристаллизации расплава скандий фиксируется в пересыщенном твердом растворе, который распадается при последующих нагревах с образованием дисперсных частиц Al3Sc. Вторичные частицы Al3Sc не
только эффективно тормозят миграцию границ зерен, но и благодаря высокой дисперсности непосредственно упрочняют алюминиевые сплавы. Следовательно, пересыщение твердого раствора скандием в исходном состоянии играет решающую роль в упрочнении и термической стабильности А1-М^-Бс-спла-вов.
Целью настоящей работы является сравнительное изучение структуры и свойств А1-М^-Бс-сплава 01570 с различной степенью пересыщения твердого раствора в исходном состоянии и А1-М^-сплава АМг6 после ИПД методом равноканального углового прессования (РКУП) [32]. РКУП было выбрано как один из наиболее перспективных способов получения УМЗ-структуры, тем более уже успешно опробованный на А1-М^-Бс-спла-вах [33-41].
Материалы и методика исследования
В качестве материала исследования были взяты темплеты прессованных профилей, полученных из крупного слитка (диаметром 370 мм) А1-М^-Бс-сплава 01570 в термооб-работанном (состав 1) и слитка малого размера в литом (состав 2) состояниях, а также профили из А1-М^-сплава АМг6 после термической обработки (табл. 1). Термическая обработка А1-М^-Бс-сплава - нагрев на 530 °С (выдержка 2 ч) с охлаждением в воде, а для А1-М^-сплава - нагрев на 560 °С (выдержка 2 ч) с охлаждением в воде. Такая термообработка обеспечила повышение деформируемости при равноканальном угловом прессовании.
РКУ-прессование сплавов 01570 (состав 1) и АМг6 проводили при Т=200 °С с числом проходов N=6 ( что соответствует истинной деформации е~6,8), с углом пересечения каналов 90° на образцах 20x20x120 мм.
РКУ-прессование сплава 01570 (состав 2) в литом состоянии проводили при Т=200 °С c противодавлением 150 МПа с N=8 ( что соответствует истинной деформации е~7,2), с углом пересечения каналов 110° на образцах диаметром 20x80 мм.
Для металлографических исследований использовали шлифы, которые после предварительного механического полирования подвергали электрополированию в электролите: 40 г CrO3, 350 мг H3PO4, 40 мл H2SO4, 20 мл H2O, плотность тока 1-1,5 А/см2. Для выявления структуры частиц использовали травление в реактиве Келлера: 10 мл HF, 15 мл HCl, 25 мл HNO3, 95 мл H2O.
Электролитическое травление для выявления зеренной структуры проводили в электролите того же состава, что и для электрополирования, при плотности тока 0,2 А/см2. Анодную пленку наносили в электролите, содержащем 11 г борной кислоты, 30 мл HF, 20 мл H2O при напряжении 20 В или 49 мл HCl, 49 мл C2H5OH, 2 мл H2O при напряжении 20 В. Микроструктуру изучали на микроскопе Neophot-2 в обычном и поляризованном свете.
Электронно-микроскопический анализ проводили с помощью микроскопа JEM-100CX при ускоряющем напряжении 100 кВ. Заготовки для электронно-микроскопического анализа толщиной 0,5 мм вырезали в плоскости шлифа (вдоль оси образца и перпендикулярно плоскости сдвига при последнем проходе) на отрезном станке Buehler Isomet 4000 тонким наждачным кругом при обильном охлаждении водой. Затем заготовки механически утоняли до толщины 0,12 мм и вырезали заготовки диаметром 3 мм на электроискровом станке. Окончательно фольги утоняли путем двухструйной электрополировки в охлажденном до минус 20 °С электролите,
Таблица 1
Химический состав исследуемых сплавов (% вес.)
Сплав Mg Sc Zr Fe Mn Si
АМг6, прессованные профили 6,1 - - 0,25 0,6 0,15
01570 (состав 1), прессованные профили 6,2 0,24 0,08 0,17 0,45 0,09
01570 (состав 2), слитки 5,6 0,26 0,11 0,05 0,29 <0,05
состоящем из метилового спирта (СН30Н) и 15 % об. азотной кислоты.
Микротвердость определяли с помощью прибора ВиеМег (США) при нагрузке 50 г. Испытания на растяжение проводили на плоских образцах с размером рабочей зоны 1x10x30 мм [сплавы АМг6 и 01570 (состав 1)] и круглых образцах с диаметром рабочей зоны 3 мм и длиной 30 мм [сплав 01570 (состав 2)] на испытательной машине !Ы8ТР0М 3380 со скоростью перемещения захвата 1 мм/мин.
Испытания на сверхпластичность проводили на образцах с размером рабочей зоны 0,76x1,2x2,8 мм (рис.1) при 400 °С на испытательной машине !Ы8ТР0М. Начальные скорости деформации соответствовали 0,001, 0,005, 0,015 и 0,05 с-1 для сплава 01570 (состав 1), 0,001, 0,005 и 0,05 с-1 для сплава АМг6 и 0,001, 0,005, 0,01, 0,05 и 0,1 с-1 для сплава 01570 (состав 2).
Рис. 1. Схема вырезки образцов толщиной 0,76 мм из диска диаметром 20 мм для испытаний на сверхпластичность
Результаты и обсуждение
Структура и свойства Al-Mg-сплава АМг6 и Al-Mg-Sc-сплава 01570 после РКУП
Структура исходного горячепрессованного сплава 01570 (состав 1) полностью нерекри-сталлизованная и характеризуется присутствием большого количества кристаллизационных интерметаллидов Д!3(8о, 7г). Отдельные интерметаллиды достигают размеров 2030 мкм. После термической обработки го-
рячепрессованного сплава 01570 (состав 1; нагрев на 560 °С, выдержка 2 ч, охлаждение в воде) наблюдали частично рекристаллизо-ванную, несколько ориентированную структуру со средним размером зерна ~30 мкм (рис. 2, а). Структурный анализ методом оптической микроскопии выявил большое количество частиц интерметаллидов как первичного (при кристаллизации), так, по-видимому, и вторичного (при нагреве) происхождения со средним размером кристаллизационных включений 8-10 мкм и плотностью таких включений ~700 мм-2 (рис. 2, б). Микроэлементный анализ состава частиц на электронном сканирующем микроскопе КУКУ-2800 обнаружил два типа частиц - Д!3(8о, 7г) и Д!(Ре, Мп) с превалированием первых. Крупные частицы кристаллизационного происхождения размером 20-30 мкм соответствуют интерметалли-дам Д!3(8о, 7г). Наличие таких интерметаллидов свидетельствует о том, что твердый раствор алюминия обеднен 8о и 7г, по-видимому, за счет недостаточно высокой скорости охлаждения при кристаллизации. Обеднение твердого раствора 8о и 7г уменьшает количество вторичных частиц Д!3(8о, 7г), образующихся при последующих деформации и нагреве.
Структура прессованных профилей Д!-Mg-сплава АМг6 после термической обработки (нагрев на 540 °С, выдержка 2 ч, охлаждение в воде) рекристаллизованная, имеет ориентированный характер и средний размер зерна ~40 мкм (рис. 2, г). Плотность частиц со средним размером 8-10 мкм, идентифицированных как интерметаллиды Д!6Мп, почти в два раза меньше, чем в Al-Mg-Sc-сплаве 01570 (состав 1), и составляет ~390 мм-2.
Структурный анализ методом оптической микроскопии Al-Mg-сплава АМг6 и Al-Mg-8о-сплава 01570 (состав 1) после РКУП показал, что исходная зеренная структура еще больше ориентирована параллельно оси образца, а интерметаллиды несколько дробятся и выстраиваются в цепочки, также параллельные оси образца (рис. 2, в).
Электронно-микроскопический анализ обоих сплавов после РКУП выявил внутри исходных вытянутых зерен формирование преимущественно субмикрокристаллической структуры (рис. 3). Субмикрокристаллической струк-
Рис. 2. Структура А1-Мд-Бс-сплава 01570 (состав 1) после термической обработки (а, б) и последующего РКУП
(в) и А1-Мд-сплава АМг6 после термической обработки (г)
Рис. 3. Структура алюминиевых сплавов АМг6 (а) и 01570 (состав 1, б) после РКУП
турой называют структуру с размером зерна от 100 нм до 1 мкм, имеющую высокоугловую разориентировку границ. Дифракционная картина на электронограммах свидетельствует о преимущественно большеугловой разо-риентировке границ зерен, хотя наблюдаются и субзерна с малоугловыми границами. Размер структурных элементов у сплава 01570 (состав 1) составил 200-400 нм, а у сплава АМг6 - 400-800 нм (см. рис. 3). Меньший размер структурных элементов (зерен и субзерен) в сплаве 01570 можно объяснить присутствием скандия и циркония. Находясь в твердом растворе и главным образом в виде частиц Д!3(8о, 7г), скандий и цирконий тормозят рост новых зерен.
Проведен сравнительный анализ свойств субмикрокристаллических алюминиевых сплавов АМг6 и 01570 (состав 1) после РКУП. Субмикрокристаллическая структура в сплавах АМг6 и 01570 после РКУП приводит к повышению прочностных свойств, причем для сплава 01570 это повышение больше (табл. 2).
Таблица 2
Механические свойства сплавов 01570
(состав 1) и АМг6 после термической
обработки (т/о) и РКУП
Сплавы ,02 МПа а , МПа в' 5, %
01570, т/о 135 340 29
01570, РКУП 335 465 22
АМг6, т/о 135 325 35
АМг6, РКУП 260 415 15
Так, предел текучести возрастает в 1,9 и 2,5 раза, а временное сопротивление разрушению в 1,3 и 1,4 раза по сравнению с недеформиро-ванным состоянием после термической обработки для сплавов АМг6 и 01570 соответственно. При этом удлинение после РКУП уменьшается, но в меньшей степени для сплава 01570. Прочностные характеристики и пластичность субмикрокристаллического сплава 01570 выше, чем сплава АМг6 после РКУП (а =465 и 415 МПа, а =335 и 260 МПа, 5=22
4 в 0,2
и 15 % соответственно).
Al-Mg-сплавы, особенно с добавлением 8о и 7г, проявляют склонность к сверхпласти-
ческой деформации. Интенсивная пластическая деформация и, в частности, равноканаль-ное угловое прессование может приводить к проявлению высокоскоростной и/или низкотемпературной сверхпластической деформации за счет значительного измельчения зе-ренной структуры [33-40]. Было проведено сравнительное изучение сверхпластических свойств сплавов АМг6 и 01570 после РКУП при испытаниях на растяжение при температуре 400 °С на образцах, вырезанных вдоль и поперек направления оси образца, в интервале начальных скоростей деформации 0,001-0,05 с-1. На рис. 4 показана зависимость относительного удлинения при разрушении и максимального напряжения течения от скорости деформации при испытаниях на растяжение при температуре 400 °С. Можно отметить следующие особенности:
1. Зависимости относительного удлинения при разрушении и максимального напряжения течения от скорости деформации для продольных и поперечных образцов в исследованных условиях практически одинаковы за исключением деформации образцов из сплава АМг6 со скоростью 0,001 с-1. Это говорит о хорошей однородности субмикрокристаллической структуры сплавов после РКУП и отсутствии анизотропии свойств.
2. Для сплава 01570 значения относительного удлинения при разрушении выше, а максимального напряжения течения ниже, чем для сплава АМг6, при всех скоростях деформации как для продольных, так и поперечных образцов в исследованных условиях испытаний.
3. Полученные значения относительного удлинения для обоих сплавов - сравнительно низкие. Для сплава 01570 значения удлинения уменьшаются от ~600 % при скорости деформации 0,001 с-1 до 300 % при скорости деформации 0,05 с -1. В сплаве АМг6 значения относительного удлинения 5=150-160 % и практически не зависят от скорости деформации за исключением деформации поперечных образцов со скоростью 0,001 с-1, где значения удлинения достигают 220 %.
4. В исследованных условиях испытаний при температуре 400 °С в интервале начальных скоростей деформации 0,001-0,05 с-1
Рис. 4. Изменение относительного удлинения и максимального напряжения течения при испытаниях на растяжение при температуре 400 °С сплавов АМг6 и 01570 (состав 1) в зависимости от скорости деформации. Образцы на растяжение были вырезаны вдоль и поперек оси РКУП
не наблюдали немонотонной зависимости относительного удлинения от скорости деформации с максимумом при относительно высоких степенях деформации, что характерно для субмикрокристаллических материалов, в частности сплавов системы Al-Mg-8о [35-39].
Возможными причинами низкой пластичности при испытаниях на растяжение при температуре 400 °С могут быть:
- большое количество крупных первичных частиц из-за малой скорости кристаллизации;
- рост размера вторичных частиц при нагреве перед РКУП;
- малое количество дисперсных вторичных частиц, которые могли бы ограничить рост зерен при высокой температуре.
Структура и свойства Al-Mg-Sc-сплавов 01570 после РКУП в различных исходных состояниях
Как было показано выше, сплав 01570 (состав 1) в виде прессованных профилей, полученных из слитка диаметром 370 мм, был подвергнут РКУП в термообрабо-танном состоянии со средним размером зерна ~30 мкм и повышенной плотностью интерметаллидов Д!3(8о, гг) и Д!(Ре, Mn) (~700 мм-2) размером 8-10 мкм. Наблюдали также отдельные крупные частицы Д!3(8о, гг) кристаллизационного происхождения размером 2030 мкм. Крупный слиток (0 370 мм) с малой скоростью охлаждения при кристаллизации и высокотемпературный отжиг профилей перед РКУП привели в конечном итоге к уменьшению количества вторичных дисперсных частиц Д!3(8о, гг), способных сдерживать рост зерна при нагреве. И как следствие, получены достаточно низкие значения удлинения при растяжении при температуре 400 °С.
Для получения пересыщенного твердого раствора была проведена лабораторная плавка сплава 01570 (состав 2) с получением тонкого слитка со скоростью кристаллизации ~100 град/с. В литом состоянии получена недендритная структура с размером зерна ~20 мкм и плотностью интерметаллидов размером 8-10 мкм ~180 мм-2, что почти в 4 раза меньше, чем в исходно термообработанном состоянии сплава 01570 (состав 1) (рис. 5).
Равноканальное угловое прессование с противодавлением сплава 01570 (состав 2) привело к формированию преимущественно
100 мкм
50 мкм
Рис. 5. Структура А1-Мд-Бс-сплава 01570 (состав 2) в литом состоянии (а) и после РКУП (б)
субмикрокристаллической структуры со средним размером структурных элементов ~380 нм (рис. 6). Несмотря на некоторое
350 нм
Рис. 6. Структура алюминиевого сплава 01570 (состав 2) после РКУП
различие в оборудовании и режимах РКУП, а также в химическом составе, размеры структурных элементов преимущественно субмикрокристаллической структуры сплавов 01570 (составы 1 и 2) подобны. Средний размер структурных элементов в термообработан-ном сплаве 01570 (состав 1) после РКУП несколько меньше, чем в исходно литом сплаве 01570 (состав 2) после деформации.
Несмотря на близкие в целом значения прочностных свойств после РКУП, временное сопротивление разрушению и предел текучести несколько больше в образцах, полученных из литой заготовки сплава 01570 (состав 2) по сравнению с образцом, полученным из термо-обработанного сплава 01570 (состав 1), а значения удлинения ниже (табл. 3). Несколько
Таблица 3
Механические свойства сплава 01570 после равноканального углового прессования
Сплав а0.2, МПа а , МПа В7 5, %
01570 (состав 1) 335 465 22
01570 (состав 2) 370 475 12
лучшие прочностные свойства после РКУП у исходно литого сплава 01570 (состав 2) можно объяснить большим твердорастворным упрочнением за счет более сильного пересыщения твердого раствора алюминия скандием и цирконием по сравнению с исходно термо-обработанным сплавом 01570 (состав 1), а также большим количеством выделений дисперсных вторичных частиц интерметаллидов Д!3(8о, гг) в ходе деформации [41]. И это несмотря на несколько большее содержание магния и меньший размер зерна (субзерна) после РКУП в исходно термообработанном сплаве 01570 (состав 1), что должно способствовать повышению прочностных характеристик. Заметное уменьшение пластичности после РКУП в исходно литом сплаве 01570 (состав 2) объясняется также пересыщением твердого раствора, т.е. твердорастворным упрочнением и присутствием дисперсных вторичных интерметаллидов. Крупные интерме-таллиды в исходно термообработанном сплаве 01570 (состав 1) после РКУП не приводят
к понижению пластичности даже при наличии в них трещин, как показано в работах [42, 43].
Подтверждением пересыщения твердого раствора в литом состоянии и после РКУП в сплаве 01570 (состав 2) являются процессы старения при нагреве с максимумом микротвердости при 300 °С (рис. 7). В сплаве 01570 (состав 1) признаков старения при нагреве не было обнаружено как в исходно термооб-работанном состоянии, так и после РКУП.
о
& 0,7
0,5 -1-1-1-'-1-
150 200 250 300 350 400 450 Температура, °С
Рис. 7. Изменение микротвердости при нагреве сплава 01570 (состав 2) после РКУП с выдержкой при нагреве 20 мин:
- слиток (до РКУП); o - прессованный пруток (РКУП)
Для литого сплава 01570 (состав 2) были проведены испытания на сверхпластичность при 400 °С. На рис. 8 видно, что зависимость относительного удлинения от скорости дефор-
Скорость деформирования, мм/с
Рис. 8. Изменение относительного удлинения и максимального напряжения течения при испытаниях на растяжение при 400 °С сплава 01570 (состав 2) в зависимости от скорости деформирования. Образцы на растяжение были вырезаны поперек оси РКУП
мации немонотонна и проходит через максимум (точнее, либо через два максимума при скоростях деформации 5 х 10-3 и 5х10-2 с-1, либо через пологий максимум в интервале скоростей деформации 5х10-3 -5х10-2 с-1). Значения удлинения достаточно велики, если учесть высокое содержание магния и высокие скорости деформации. Таким образом, на сплаве 01570 (состав 2) при прочности 475 МПа при испытаниях на сверхпластичность получено удлинение 800 % при температуре 400 °С и скорости деформации 5х10-2 с-1, т.е. этот сплав в высокопрочном состоянии проявляет высокоскоростную сверхпластичность. Значит, формирование субмикрокристаллической структуры при РКУП сплава 01570 приводит к одновременному повышению прочностных и функциональных характеристик.
Выводы
1. РКУП способствует формированию субмикрокристаллической структуры в сплавах АМг6 и 01570 с размером зерен 200-400 нм и 400-800 нм соответственно. Такая структура обусловливает повышение предела текучести в 2 раза и более по сравнению с недеформированным состоянием, причем для сплава 01570 это повышение больше. Пластичность после РКУП уменьшается. Прочностные характеристики после РКУП сплава 01570 выше, чем сплава АМг6, за счет меньшего размера зерна (субзерна) после РКУП и легирования скандием и цирконием.
2. Показано, что образование пересыщенного твердого раствора при кристаллизации в сплаве 01570 приводит к дополнительному повышению прочности после РКУП за счет твердорастворного упрочнения и упрочнения вторичными частицами интерметаллидов. Прочностные свойства при этом достигают значений а =370 МПа и а =475 МПа, плас-
0,2 в
тичность уменьшается.
3. Испытания на растяжение при 400 °С показали, что сплав 01570 с пересыщенным скандием и цирконием твердым раствором перед РКУП проявляет высокоскоростную сверхпластичность с удлинением 800 % при скорости деформации 5х10-2 с-1. Сплав 01570 с обедненным скандием и цирконием
твердым раствором при тех же условиях показал значение удлинения 300 %. В сплаве АМг6 при таких же условиях значения относи-
тельного удлинения составляют 150-160 % и практически не зависят от скорости деформации.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Добаткин В.И.//Легкие сплавы. - М.: Изд-во АН СССР, 1958. Вып.1. C. 200-221.
2. Добаткин В.И.//Исследование сплавов цветных металлов. - М.: Изд-во АН СССР, 1962. Сб. 3. C. 19-25.
3. Добаткин В.И.//Металловедение легких сплавов. - М.: Наука, 1965. C. 116-124.
4. Добаткин В.И.//Технология легких сплавов. 1967. № 5. C. 70-73.
5. Добаткин В .И. Свойства конструкционных алюминиевых сплавов в рекристаллизован-ном и полигонизованном состоянии//Извес-тия АН СССР. Металлы. 1982. № 2. C. 76-81.
6. Sakai T., Jonas J.J.//Acta Meterialia. 1984. V. 32. № 2. P. 189-209.
7. Горелик С.С., Добаткин С.В., Капуткина Л.М. Рекристаллизация металлов и сплавов. - М.: МИСИС, 2005. - 432 с.
8. Humphreys F.J.//Proc. 6th Jnt. Conf. on Strength of Metals and Alloys, Ed. Gifkins R.C. 1982, Melbourne, V. 1. P. 625.
9. Вайнблат Ю.М., Шаршагин Н.А. Динамическая рекристаллизация алюминиевых сплавов //Цветные металлы. 1984. № 2. C. 67-70.
10. Humphreys F.J., Hatherly M. Recrystallization and Related Annealing Phenomena. Pergamon: 1995. - 496 p.
11. Investigations and Applications of Severe Plastic Deformation/Eds: T.C. Lowe, R.Z.Valiev. Kluwer Academic Publishing, Dordrecht, The Netherlands, 2000. - 395 p.
12. Nanomaterials by Severe Plastic Deformation/ Eds: M.J. Zehetbauer, R.Z. Valiev. Wiley-VCH, Vienna, Austria, 2003. - 850 p.
13. Nanomaterials by Severe Plastic Deformation/Ed: Z. Horita. Trans Tech Publications Ltd, 2005. -1030 p.
14. Nanomaterials by Severe Plastic Deformation/ Eds: Y.Estrin, H.J.Maier. Trans Tech Publications Ltd, 2008. - 1094 p.
15. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные на-ноструктурные металлические материалы: получение, структура и свойства. - М.: ИКЦ «Академкнига», 2007. - 398 с.
16. Равноканальное угловое прессование: достижения и перспективы//Под ред. В.М. Сегала, С.В. Добаткина, Р.З. Валиева//Металлы. 2004. № 1. C. 3-119. № 2. C. 3-63.
17. Dobatkin S., Sauvage X. Bulk Nanostructured Multiphase Ferrous and Nonferrous Alloys//Bulk
Nanostructured Materials/Eds.: M.J. Zehetbauer and Y.T. Zhu, 2009, WILEY-VCH Verlag GmbH & Co. KGaA, Weinheim. P. 571-603.
18. Добаткин С.В., Захаров В.В., Виноградов А.Ю.
и др.//Металлы. 2006. № 6. C. 53-61.
19. Cahn J.W.//Acta Meterialia. 1956. V. 4. P. 449454.
20. Фарбер В.М.//Металловедение и термическая обработка металлов. 2002. № 8. C. 3-12.
21. Doherty R.D., Szpunar J.A.//Acta Meterialia. 1984. V. 32. № 10. P. 1789-1798.
22. Rossard C., Le Bon A., Thivellier D., Manenc J. //Met. Sci. Rev. Met. 1969. V. 66. № 4. P. 263270.
23. Бернштейн М.Л., Добаткин С.В., Капуткина Л.М., Прокошкин С.Д. Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей. -М.: Металлургия, 1989. - 544 с.
24. Добаткин С.В., Капуткина Л.М. Карты структурных состояний для оптимизации режимов горячей деформации сталей//Физика металлов и металловедение. 2001. Т. 91. № 1. C. 79-89.
25. Наумкин О.П., Терехова В.Т., Савицкий Е.М. //Известия АН СССР. Металлы. 1965. № 4. C. 176-182.
26. Дриц М.Е., Каданер Э.С., Добаткина Т.В., Тур-кина Н.И.//Известия АН СССР Металлы. 1973. № 4. C. 213-217.
27. Дриц М.Е., Торопова Л.С., Быков Ю.Г.//Ме-талловедение и термическая обработка металлов. 1980. № 10. C. 35-37.
28. Елагин В.И., Захаров В.В., Ростова Т.Д.// Цветные металлы. 1982. № 12. C. 96-99.
29. Елагин В.И., Захаров В.В., Ростова Т.Д.//Ме-талловедение и термическая обработка металлов. 1983. № 7. C. 57-60.
30. Захаров В.В.//Металловедение и термическая обработка металлов. 2003. № 7. C. 7-15.
31. Филатов Ю.А.//Технология легких сплавов. 2004. № 5. C. 13-19.
32. Сегал В.М., Резников В.И., Дробышев-ский А.Е., Копылов В.И.//Известия АН СССР. Металлы. 1981. № 1. C. 115-123.
33. Komura S., Furukawa M., Langdon T G. et al. //Scripta Materialia. 1998. V. 38. P. 1851-1856.
34. Mukai T., Higashi K., Nieh T. G., Watanabe H. //Materials Science Forum. 1999. V. 304-306. P. 109-114.
35. Furukawa M., Utsunomiya A., Matsubara K. et
al.//Acta Materialia. 2001. V. 49. P. 3829-3838.
36. Perevezentsev V.N., Chuvil'deev V. N., Kopy-
lov V.I. et al.//Annales de Chimie. 2002. V. 27. P. 99-109.
37. Lee S., Utsunomiya A., Akamatsu H. et al.//
Acta Materialia. 2002. V. 50. P. 553-564.
38. Kaibyshev R., Sitdikov O., Olenyov S. Ultrafine Grained Materials II, TMS (The Minerals, Metals & Materials Society), Warrendale, USA, 2002. P. 65-74.
39. Перевезенцев В.Н., Чувильдеев В.Н., Копылов В.И. и др.//Металлы. 2004. № 1. C. 3643.
40. Sitdikov O., Sakai T., Avtokratova E. et al.//Acta Materialia. 2008. V. 56. P. 821-834.
41. Добаткин С.В., Захаров В.В., Эстрин Ю. и др.
//Технология легких сплавов. 2009. № 3. С. 46-59.
42. Nikulin S.A., Khanzhin V.G., Dobatkin S.V. et
al. Study of Deformation and Fracture of Submicrocrystalline Aluminum Alloys by Acoustic Emission Method//Materials Science Forum. 2008. V. 584-586. P. 870-875.
43. Никулин С.А., Добаткин С.В., Ханжин В.Г. и др. Изучение влияния исходной структуры на деформацию и разрушение субмикрокристаллических алюминиевых сплавов и титана при растяжении//Металловедение и термическая обработка металлов. 2009. № 5. С. 18-23.
