CC BY
8
ЗАРУБЕЖНАЯ НАУКА И ТЕХНИКА
Научный редактор раздела докт. техн. наук, профессор В.Ю. Конкевич
РЕФЕРАТЫ
Составитель И.В. Кораблева
Всероссийский институт легких сплавов, Москва, Россия, info@oaovils.ru
Исследование микроструктуры титанового сплава Ti-6Al-4V, полученного прямым лазерным плавлением при различных условиях защиты ванны расплава
Amin Nourollahi1, Reza Shoja Razavi1, Masoud Barekat1, Mohammad Vakilzadeh Anaraki2, Mohammad Erfanmanesh2
1 Факультет материалов и производственных
технологий, Технологический университет Малека Аштара, Иран
2 Кафедра материаловедения, Технологический
университет Малека Аштара, Иран
1,61, абсорбции 1870 и 500 ррт кислорода и азота соответственно и приращению микротвердости по Виккерсу до 155 единиц. Также в некоторых зонах образцов наблюдалась необычная полуглобулярная микроструктура (рис. 1).
Было обнаружено, что при оптимальных условиях защиты, которые имелись в закрытом боксе (вариант В, рис. 2), была получена типичная микроструктура корзиночного плетения с пористостью менее 1 % и абсорбцией кислорода и азота 960 и 140 ррт соответственно, что не превышало стандартных пределов, а механические свойства - пре-
Из-за сильного сродства титановых сплавов с кислородом и азотом при высоких температурах в процессе их производства требуется использование особой защитной атмосферы. Было исследовано влияние различных защитных условий на микроструктуру, фазовые характеристики, абсорбцию элементов внедрения и микротвердость сплава Т1-6А!-4Ч полученного методом прямого лазерного осаждения. Изготовление образцов размером 50х40х10 мм с аналогичными параметрами лазерной обработки проводили в потоке воздуха и при трех различных вариантах защиты: в защитном газе, в закрытой камере (боксе) и в аргоновом душе (см. таблицу).
Характеристики образцов определяли с использованием методов оптической и сканирующей микроскопии, рентгенодифракци-онного анализа, оценки теплопроводности при плавке в инертном газе и анализа микротвердости и прочности на разрыв.
Результаты показали, что плавление образцов в воздушной атмосфере без надлежащей защиты (вариант А) приводит к появлению сферической пористости 2,5 %, крупных трещин, образованию ТЮ2 и в верхних слоях, изменению отношения параметров решетки cla с 1,59 до
Условия трех использованных вариантов защиты
Вариант
А В С
Газ-носитель (20 л/мин)
Защитный газ (15 л/мин)
Закрытый бокс
х
Аргоновый душ
х х
Рис. 1. Трещина, образовавшаяся в поперечном сечении образца
(вариант А):
увеличении; б - при большом увеличении видно полуглобулярной микроструктуры возле трещины
a - при малом формирование
<х-корзиночное плетение
а-корзиночное плетение
а-корзиночное плетение
Рис. 2. Микроструктура образца, полученного при варианте защиты В, в различных областях:
а, б - низ; в, г - середина; д, е - верх образца; а, в, д - малое увеличение; б, г, е - большое увеличение
а-мартенсит
Wf/ffij, ти* / /1 /V i
■. -J V f Л RS
- а-мартенсит
Ш жМ
Щ с/.
а-мартенсит
Рис. 3. Микроструктура образца, полученного при варианте защиты С, в различных областях:
а, б - низ; в, г - середина; д, е - верх образца; а, в, д - малое увеличение; б, г, е - большое увеличение
дел прочности, предел текучести и относительное удлинение - составили 1042, 893 МПа и 13,2 % соответственно.
Специальная защитная атмосфера, создаваемая аргоновым душем, позволила получить сферическую пористость 6,3 % и привела к незначительному изменению параметров решетки и формированию мартенситной микроструктуры (рис. 3).
Journal of Materials Research and Technology. 2021. 13. C. 590-601.
Влияние повторного использования порошка на характеристики порошка и свойства деталей из Inconel 718, полученных методом селективного лазерного плавления
Feng Y1, Qingjun Zhou1, Chen Wang2, Zhenyu Yan1, Binbin Liu3
1 Capital Aerospace Machinery Co., Ltd, Пекин, Китай 2 Sino-Euro Materials Technologies of Xi'an Co., Ltd,
Шаньси, Китай 3 Государственная ключевая лаборатория передовых металлов и материалов, Университет науки и технологий, Пекин, Китай
Повторное применение металлических порошков, вводимых в процессе селективного лазерного плавления (SLM), выгодно для снижения стоимости производства и обеспечения более полного использования ресурсов. Однако существующих исследований влияния повторно используемых порошков на качество конечной детали, изготовленной SLM, все еще недостаточно. В этой работе было проведено системное исследование характеристик вторичного порошка, микроструктуры и механических свойств детали, изготовленной SLM из вторичного порошка сплава Inconel 718 (см. таблицу, рис. 1).
Установлено, что повторное использование порошка может привести к увеличению размера частиц, но не к изменению их химического состава. Доля порошка с размером частиц менее 25 мм уменьшается, а с размером более 35 мм - увеличивается с ростом циклов повторного использования.
Параметры процесса при изготовлении образцов
Мощность лазера, Вт Скорость сканирования, м/с Расстояние между штрихами, мкм Толщина слоя, мкм
370 700 100 50
9 8 7
* 6
^ 5
ч 5 §
а 4
и
§3 2 1 О
Б10 = 15,68 мкм 050 = 31,98 мкм Б90 = 59,13 мкм
100 90 80
70 ^ §
60 |
50 |
40 5? о а
30 ° 20 10 0
10 100 Размер частиц, мкм а б
Рис. 1. СЭМ-изображение (а) и распределение частиц по размерам (б) исходного порошка сплава 1псопе1 718
С увеличением циклов повторного использования повышается также кажущаяся плотность и улучшается сыпучесть. Детали из сплава 1псопе1 718, изготовленные из повторно используемого порошка, имеют сходные характеристики микроструктуры с матрицей из темного аустенита и некоторым количеством белой фазы Лавеса. Рентгеновская компьютерная томография была использована для определения пор внутри деталей. Как видно из рис. 2 и 3, по мере увеличения циклов повторного использования образуется большее количество мелких пор (с1ея т 50) с более высокой сферичностью (ф8 > 0,6).
Что еще более важно, повторное использование порошка в период между 1- и 14-м циклами не оказывает отрицательного влияния на механические свойства деталей, изготовленных SLM из сплава 1псопе1 718. Испытания на растяжение при комнатной температуре как новых, так и повторно используемых порошков показали аналогичные свойства деталей из обоих
2 4 б 8 10 12 Число повторного использования
Рис. 2. Общая пористость деталей из сплава 1псопе1 718, изготовленных из вторичного порошка после разного числа повторного использования
700 600 | 500 400
о ч
§ 300
и
^ 200 100
Общее число
ы
V
(¡ер > 50 мкм
_1_
_1_
_1_
_1_
2 4 6 8 10 12 Число повторного использования а
14
2 4 6 8 10 12 14 Число повторного использования б
Рис. 3. Дефекты в предварительно подготовленных деталях из сплава 1псопе1 718, изготовленных из вторичного порошка, после разного числа повторных использований:
а - число дефектов; б - доля дефектов разной сферичности
Деформация, % а
Прочность на растяжение _
irA^Aw.
Удлинение
Предел текучести
J_I_I_I_L
_L
_L
2 4 6 8 10 12 14 Число повторного использования б
40 38 36 34 32 30 28 26 24 22 20 18
Рис. 4. Свойства при растяжении при комнатной температуре предварительно подготовленных деталей из сплава Inconel 718:
a - расчетные кривые растяжения - деформации образцов, полученных из вторичного порошка после 1-, 2-, 6-, 10- и 14-го повторного использования; б - свойства при растяжении
видов порошков (предел прочности при растяжении 1025 МПа, предел текучести 750 МПа и удлинение 27 - 30 %), что соответствует требованиям стандарта ASTM к применению деталей, изготовленных SLM из сплава Inconel 718 (рис. 4). Эта работа дала хорошее представление о повторном использовании порошка сплава In718 в процессе SLM.
Journal of Materials Research and Technology. 2021. 13. C. 534-533.
Содержание отходов в экспериментальной шихте (% вес.)
Вариант шихты Крупногабаритные отходы Стружка Чистые материалы
А 70 - 30
В - 70 30
С 25 45 30
Поведение азота в расплаве жаропрочного сплава GH4169 при вакуумной индукционной плавке с использованием вторичных материалов
Shengyong Gao1, Min Wang1, Xiaoyu Xie1, Meng Liu2, Yanping Bao1
1 Государственная ключевая лаборатория перспективной металлургии, Пекинский университет науки и технологий, Пекин, Китай 2 AVIC Shangda, Синтай, Китай
Поведение азота в расплаве жаропрочного сплава GH4169 (Ni-17 Fe-18 Cr-5,45 Nb-0,95 Ti-0,35 Mn-0,6 Al-0,023 C-0,0055 N-0,001 O) во время процесса вакуумной индукционной плавки (VIM) изучали путем использования различных пропорций вторичных материалов (включая крупногабаритные отходы литья, вторичный материал в виде стружки и чистые материалы) для получения расплава высокой чистоты и выработки рекомендаций по очистке расплава жаропрочного сплава.
Поверхностный слой с крупногабаритных отходов сфрезеровывали, а стружку обрабатывали специальным очистителем. Из этих материалов составили 3 варианта шихты (см. таблицу).
Для удаления азота во время процесса VIM скорость денитрификации в период рафинирования достигла в среднем 10 ppm/ч, что значительно выше средней скорости 1 ppm/ч в период плавления. Низкое давление вакуума (<1 Па) и интенсивное перемешивание способствуют удалению азота из расплава (рис. 1, 2).
Реакция денитрификации расплава жаропрочного сплава GH4169 при очень низком вакууме контролируется как массопереносом азота в расплаве, так и химической реакцией на границе раздела жидкость-газ. Средние коэффициенты смешанной корреляции для реакции первого и второго порядков превышают 0,96. Удаление азота из расплава во время VIM происходит с помощью двух методов газификации: денитрификации и нитридной флотации, поскольку нитриды начинают осаждаться в жидкой фазе при 1550 °C. Более высокая скорость удаления азота может быть получена за счет увеличения доли материала в форме стружки или уменьшения доли крупных отходов литья.
Температура ликвидуса и солидуса сплава GH4169 составляет 1355 и 1214 °C соответственно. Небольшое количество оксидов (М2О3) соседствуют с жидкой фазой, тогда как нитриды (MN) начинают выпадать в жидкой фазе при 1550 °C, достигая максимума выпадения при 1250 °C (рис. 3).
<30 Па
Поддержание давления <30 Па
Поддержание давления <1 Па
Загрузка отходов + сплавов Ni, Fe и Mo отдельными порциями
Загрузка первой партии материалов (примерно 200 б Откачка
) кг)
Легирование CrnNb
Легирование AlnTi
Давление
Прецизионное легирование Cr, Ni, Nb, Mo, AI, Ti
Атмосфера аргона
Обра- Обра- Обра- Обра- Обра- Образец 1 зец 2 зец 3 зец 4 зец 5 зец 6
Подго- Начало товка плавки
5ч
60 90 120 Оконча-мин мин мин ние
периода
рас"
150 мин
Рис. 1. Схема VIM-nроцесса, использованная в данном исследовании с указанием момента отбора образцов
90
0
® 80
и
S
170 Он
и
g60
13
8 50
3 *
|40
в
30
I < 30 Па (среднее значение 10—15 Па) < 1 Па 1 >104Па
1 Загрузка исходных материалов отдельными порциями Очистка расплава Атмосфера аргона
Период плавки Период рафинирования •"Период литья
1 1 1 1 1 1 ! 1 1 ! 1
50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 550 Длительность плавки, мин
Рис. 2. Изменение содержания азота в процессе плавления
0,10 0,08
0 и я
^ 0,06
а"
5
0,04
1
0,02 0
1
L Y
MC MN М203
700 800 900 1000 1100 1200 1300 1400 1500 1600 Температура, °С а
1200 1250 1300 1350 1400 1450 1500 1550 1600 Температура, °С б
Рис. 3. Изменение доли фаз в жаропрочном сплаве GH4169 с изменением температуры (а) и локальное увеличение фазы выделения (б)
Рис. 4. Типичные включения в расплаве в период рафинирования
Во время периода рафинирования в расплаве обнаруживаются три вида типичных включений, а именно включение однофазного оксида, двухфазное включение нитрида титана, покрывающего оксид, и многофазное включение с трехслойной структурой (рис. 4).
Metals. 2021. 11. 1119.
Анализ микроструктуры и характеристик GTAW-соединения сплава 2195 системы Al-Cu-Li, полученного распылением
Chuanguang Luo1,2, Huan Li1, Yonglun Song3, Lijun Yang1, Yuanhua Wen2
1 Тяньцзиньская ключевая лаборатория перспективных технологий сварки, Тяньцзиньский университет, Тяньцзинь, Китай 2 Sichuan Aerospace Changzheng Equipment Manufacturing Co., Ltd, Чэнду, Китай 3 Колледж машиностроения и технологии прикладной электроники Пекинского технологического университета, Пекин, Китай
Были проанализированы микроструктура и характеристики сварного соединения полученно-
го распылением сплава 2195 системы Al-Cu-Li (табл. 1) в штампованном состоянии, который был сварен дуговой сваркой неплавящимся электродом в защитном газе (GTAW).
Для исследования использовали цилиндрические заготовки диаметром 300 мм, которые были первично деформированы до размера 300 х 300 х 60 мм, отожжены по режиму 425 °C, 2 ч, охлаждались в печи 30-40 мин с последующим охлаждением на воздухе. Термообработку на твердый раствор проводили при 505 °C, 70 мин в защитной атмосфере с последующим охлаждением в воде со скоростью 120 °С/с. Искусственное старение осуществляли в течение 40 ч при 165 °С на состояние Т6 (табл. 2).
Из заготовок были вырезаны образцы размером 300 х 150 х 6 мм. Количественный анализ был проведен для оценки взаимосвязи между локальными микроструктурами и характеристиками сварного соединения, состоящего из четырех зон: металла шва (WM), зоны сплавления (FZ), зоны термического влияния (HAZ) и основного металла (BM). Характерные величины каждой зоны, включая фракцию рекристаллизованных зерен, размеры зерен, угол разориентации зерен и твердость по Виккер-су, а также их распределение являются ключевыми факторами, влияющими на свойства сварного
Химический состав сплава 2195 Таблица 1
Cu Mn Mg Ag Si Fe Zr Li Al
3,80 0,006 0,45 0,30 0,066 0,035 0,12 0,86 Остальное
Рис. 1. Зональная микроструктура сварного соединения:
а - место проведения испытаний на твердость; б - микроструктура шва; в - микроструктура шва из каждой локальной зоны
Расстояние от центра шва, мм Расстояние от центра шва, мм
Рис. 2. Распределение твердости по Виккерсу от зоны WM до зоны ВМ
Таблица 2 Механические свойства и размер зерна штампованных пластин из сплава 2195-Т6
0в, МПа 00,2, МПа 8, % Средний размер зерна/ стандартное отклонение, мкм Угол разориентации (2-15°), % Среднее значение твердости по Виккерсу HV0 5
495 422 9,5 10,3/3,9 31,0 156
соединения при воздействии термического цикла сварки на сварное соединение (рис. 1, 2).
Для описания металлургических характеристик полученного распылением сплава 2195 был предложен статистический алгоритм, основанный на концепции соотношения Холла - Петча, позволяющий оценить фактические результаты испытаний, включая корреляционные эффекты как присадочной проволоки, так и процесса сварки. Корреляция между микроструктурой и некоторыми характерными величинами была оценена путем суммирования вышеуказанной информации о поведении сварного соединения при сильном взаимодействии нескольких факторов. Таким образом, можно получить подробные сведения о свариваемости полученного распылением сплава 2195 с использованием GTAW.
Metals. 2020. 10. 1236.
Поведение дисперсионно-упрочняемых сплавов системы Al-Mg-Si-Cu-Zn в зависимости от содержания магния
Wenyuan Gong, Ruixuan Li, Mengjing Xie, Yuan Wu, Jishan Zhang
Государственная ключевая лаборатория перспективных металлов и материалов, Научно-технический университет Пекина, Пекин, Китай
Изучено влияние содержания магния на поведение сплавов системы А1-Мд-БнСи-7п при дисперсионном упрочнении. Кроме того, низкая прочность алюминиевых сплавов серии 6ххх была улучшена за счет высокого содержания магния и кремния, превышающего нормальный диапазон легирования сплавов серии 6ххх (табл. 1).
Слитки размером 220 мм (длина) х 120 мм (ширина) х 100 мм (толщина) гомогенизировали при
Таблица 1
Химический состав сплавов серии 6ххх и двух исследуемых сплавов, % вес.
Сплав Mg Si
6016 0,80-1,20 0,40-0,80
6111 0,70 0,75
6060 0,35-0,60 0,30-0,60
6181 0,60-1,00 0,80-1,20
6061 0,80-1,20 0,40-0,80
1 (AI-1,25 Mg-1,20 Si-0,20 Cu-3,00 Zn) 1,25 1,20
2 (AI-1,63 Mg-1,20 Si-0,20 Cu-3,00 Zn) 1,63 1,20
520 °С в течение 8 ч, а затем при 550 °С в течение 28 ч в отражательной печи для получения однородной микроструктуры. После гомогенизации слитки последовательно подвергали горячей прокатке с 90 до 6 мм при 540 °С, выдерживали при 400 °С в течение 1 ч, а затем подвергали холодной прокатке с 6 до 1 мм при комнатной температуре. Затем холоднокатаные листы обрабатывали на твердый раствор в течение 8 мин при 560 °С с последующей закалкой в воде. После этого листы выдерживали при 120, 160 и 185 °С и определяли их свойства (табл. 2).
Показано, что прочность сплавов с высоким содержанием легирующих элементов была выше, чем у стандартно легированных алюминиевых сплавов серии 6ххх. Предел текучести новых сплавов был рассчитан по формуле, традиционной для предела текучести алюминиевых сплавов серии 6ххх, которая была оптимизирована для новых сплавов (см. табл. 2, рис. 1).
По сравнению с алюминиевым сплавом 6016, подвергнутому старению на пик прочности, предел
текучести и предел прочности при растяжении сплава А1-1,63 Мд-1,20 Бн0,20 Си-3,00 (% вес.) возросли на 112,6 и 97,2 МПа, соответственно, из-за эффектов многокомпонентного упрочнения в микро- и наноразмерном масштабе (Мд2Б1 - микрофаза, а р" и Q' - наноразмерные фазы). Некоторые атомы замещали друг друга с образованием кластеров, состоящих из атомов Мд, Б1, Си и 7п.
В сплавах, состаренных на пик прочности, плотность наноразмерных фаз возрастала с увеличением содержания магния и температуры старения. Напротив, плотность фаз микронного размера увеличивалась только при росте содержания магния и была нечувствительна к изменениям температуры старения.
Атомы различных элементов «слипаются» друг с другом при низких температурах, тогда как осаждение элементов легче происходит при более высоких температурах. Атомы меди и цинка замещали атомы кремния и стабильно существовали в процессе образования и роста выделений.
Таблица 2
Механические свойства новых сплавов 1 и 2, состаренных на пик прочности,
и расчетные значения предела текучести
Сплав Температура выдержки, °С Твердость по Виккерсу а0,2, МПа ав, МПа 8, % Расчетный а0,2, МПа
120 119,3± 2,8 286,9 ± 1,2 356,1 ± 1,0 13,1 ± 1,1 252,4
1 160 134,8± 1,9 333,0 ± 1,3 367,3 ± 1,2 6,8 ± 1,2 302,1
185 144,2± 2,3 352,5 ± 1,0 374,9 ± 1,4 3,4 ± 0,8 321,2
120 127,4± 6,0 307,0 ± 1,4 373,9 ± 1,2 16,3 ± 1,1 272,6
2 160 139,5± 4,5 344,4 ± 1,1 376,3 ± 1,3 7,1 ± 0,9 311,3
185 147,9± 2,9 357,6 ± 1,3 382,2 ± 1,1 4,3 ± 0,6 337,2
40 50 , МПа
4 6 8 10 12 Истинная деформация, %
Рис. 1. Кривые деформационного упрочнения сплавов 1 и 2
Сплав 2
250 260 270 Температура, °С
280
230
240
Сплав 2
250 260 Температура, °С
270
280
Сплав 1
240 250 260 270 Температура, °С
280
3,0
2,5
2,0
43 1,5
О
£ 1,0
0,5
0,0 1
■ Сплав 1 • Сплав 2
-Линейное приближение
-Линейное приближение
_I_I_I_I_I_|_
1/Г(10-3Кч)
Рис.
2. Определение энергии активации фазовых превращений в сплавах 1 и 2, где Y - объемная доля выделений в момент времени Т
Рис. 3. Томографические изображения зон, обогащенных
растворенными элементами в сплаве 2 в состоянии старения на пик прочности при 120 °С: а - трехмерная реконструкция положения атомов Мд, Б1, Си и 7п; б - гистограммы сближения растворенных атомов
Также была рассчитана энергия активации упрочненной фазы и определены кинетические уравнения для фазовых превращений (рис. 2). При увеличении содержания магния энергия активации осаждения фазы р"уменьшилась на 24 кДж/моль. Это доказывает, что магний может усиливать реакцию сплавов на упрочнение при старении.
Сплав также показал отличные свойства после старения при более высокой температуре (185 °С), поэтому ожидается, что его твердость значительно повысится во время реальных процессов обжига. Это было выявлено методом атомно-зондовой томографии (рис. 3, 4), при котором фазы были «прижаты» друг к другу при низкой температуре, в то
Рис. 4. Томографические изображения зон, обогащенных
растворенными элементами в сплаве 2 в состоянии старения на пик прочности при 185 °С: а - трехмерная реконструкция положения атомов Мд, Б1, Си и 7п; б - гистограммы сближения растворенных атомов
-3
время как они легко осаждались при высоких температурах. Расчеты кинетики осаждения показали, что энергия активации ß''-фазы уменьшается при увеличении содержания магния, что способствовало дисперсионному упрочнению.
Journal of Materials Research and Technology. 2021. 13. P. 651-668.
Влияние старения под напряжением
на механические свойства и микроструктуру сплава EN AW 7075
Seyed Vahid Sajadifar1, Philipp Krooß1, Hannes Fröck2, Benjamin Milkereit2,3, Olaf Kessler2,3, Thomas Niendorf1
1 Институт материаловедения, Кассельский университет, Кассель, Германия 2 Факультет машиностроения и морских технологий, Ростокский университет, Росток, Германия 3 Центр компетенций CALOR, Департамент жизни, света и материи, Ростокский университет, Росток, Германия
В работе исследовано влияние искусственного старения под действием внешних напряжений на механические свойства и микроструктуру сплава EN AW 7075. В качестве исходного материала для вырезки образцов использовали цилиндры диаметром 15 мм, имеющие химический состав, указанный в табл. 1.
Последовательность осаждения во время старения пересыщенного твердого раствора (Бвв) и важные факторы, влияющие на образование различных типов выделений, уже были изучены как для сплава ЕМ AW 7075, так и других сплавов серии 7000. Обобщенная последовательность выпадения фаз во время старения этого сплава показана на рис. 1.
480 °с
Рис. 1. Последовательность осаждения во время искусственного старения сплава ЕМ AW 7075 и схематические диапазоны, показывающие зарождение различных выделений с различной температурой старения, продолжительностью и скоростью охлаждения с температуры термообработки на твердый раствор: ПТР - пересыщенный твердый раствор; ТТР - термообработка на твердый раствор
Химический состав исходных образцов, % вес. Таблица 1
Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Zr Al
0,10 0,11 1,49 0,03 2,38 0,20 5,57 0,03 0,04 Основа
ПТР -> ГП зоны -> г|'(1^2п) -> л(м82п2) ТТР
Низкая скорость охлаждения
Высокая скорость охлаждения
Время, ч
Зоны Гинье-Престона ^Р) и фаза ц' обычно зарождаются в материале при температурах старения от 100 до 200 °С. При температурах старения выше 200 °С и увеличении времени старения П-фаза (Мд7п2) может образовываться вдоль границ зерен, границ субзерен или даже внутри зерна, в то время как более высокие температуры и более длительная продолжительность старения способствуют дополнительному укрупнению выделений. Другим важным параметром упрочнения этого сплава при старении является скорость охлаждения после термообработки на твердый раствор. Закалка этого сплава в воде (высокая скорость охлаждения) обычно приводит к образованию пересыщенного твердого раствора. Однако низкая скорость охлаждения с температуры термообработки на твердый раствор (~30 К/с) может способствовать образованию крупных выделений даже до старения. Таким образом, температура старения, продолжительность и скорость охлаждения при термообработке на твердый раствор являются критическими параметрами в процессе
осаждения алюминиевых сплавов, что в конечном итоге позволяет напрямую контролировать микроструктуру и конечные механические свойства этой серии сплавов.
Термическую обработку на твердый раствор проводили в печи с роликовым подом при 480 °С в течение 30 мин, после чего образцы закаливали в воде при 20 °С. Для старения были выбраны две температуры - 105 и 120 °С и три длительности -2, 15 и 24 ч, а также три значения растягивающего напряжения - 0, 50 и 200 МПа. Это позволило определить влияние параметров в процессе старения под напряжением на конечные свойства материала. Более низкий уровень напряжения 50 МПа был выбран значительно ниже предела текучести сплава 7075Т6 даже при 200 °С, более высокий уровень напряжения 200 МПа - близко к пределу текучести при 200 °С. Характеристики прочности при растяжении приведены в табл. 2 и на рис. 2, 3.
Были оценены микроструктура и механические свойства сплава ЕМ AW 7075 после старения под
10 15 20 Время старения, ч а
10 15 20 Время старения, ч б
20 190
15 "» í i 1 180 - ♦ — 0 МПа i —50 МПа
10 * ? б о 170 - ♦ —100 МПа
5 & Е2 160 i
0 i i i i i 150
10 15 20 Время старения, ч в
25
30
5 10 15 20 25 30 Время старения, ч г
Рис. 2. Механические свойства сплава ЕМ AW 7075, состаренного при 105 °С с наложенным напряжением и без него при различном времени старения
Старение при 105 "С, 200 МПа, 24 ч Старение при 105 "С, 0 МПа, 24 ч Старение при 105 "С, 200 МПа, 2 ч Старение при 105 °С, 0 МПа, 2 ч
1 2 3
5 6 7 8 9 10 11 Деформация, % д
12 13 14 15
Таблица 2
Прочностные характеристики
полученного образца
а02, МПа 0В, МПа 8, %
447,4 ± 3,5 577,3 ± 2,7 11,2 ± 0,9
10 15 20 Время старения, ч а
10 15 20 Время старения, ч в
= § о и
610 600 590 580
570
§ в
а
&
560 550 540 530
♦ — ОМПа — 50МПа
♦ —100 МПа
I *
10
15
20
25
30
Время старения, ч б
10 15 20 Время старения, ч
г
Старение при 120 °С, 200 МПа, 24 ч Старение при 120 °С, 0 МПа, 24 ч Старение при 120 °С, 200 МПа, 2 ч Старение при 120 °С, 0 МПа, 2 ч
1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 Деформация, % д
Рис. 3. Механические свойства сплава ЕМ AW 7075, состаренного при 120 °С с наложенным напряжением и без него при различном времени старения
напряжением. Для этого свойства образцов, подвергнутых старению под напряжением, сравнивали со значениями, полученными для аналогичных образцов, подвергнутых традиционному старению. Выявлено, что прочность и твердость сплава EN AW 7075 могут быть увеличены за счет наличия внешних напряжений при старении. Было обнаружено ускорение кинетики осаждения. Влияние обычного старения и старения под напряжением на микроструктуру анализировали с использованием дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК), чтобы охарактеризовать процессы осаждения фаз. Кроме того, при микроструктурных исследованиях(рис. 4) было обнаружено улучшение механических свойств, что может быть связано с изменениями морфологии и размеров образующихся выделений.
На основе полученных результатов можно сделать следующие выводы:
1. Испытания на твердость и растяжение показали, что старение под напряжением привело к повы-
шению пиковой прочности сплава EN AW 7075, способствуя ускорению кинетики процесса осаждения.
2. Измерения ДСК (рис. 5) ясно показывают, что повышение прочности сплава EN AW 7075, подвергнутого старению под напряжением, можно регулировать как на основе объемной доли, так и морфологии внесенных выделений. С одной стороны, при старении при 120 X образовывалась более высокая объемная доля упрочняющих п'-выделений по сравнению со старением при 105 X в течение того же времени. С другой стороны, приложение растягивающего напряжения 200 МПа во время старения приводит к появлению более высокой доли упрочняющей фазы п', чем при старении без напряжения. Теплота растворения пиков, относящихся к выделениям зон ГП и п', хорошо согласуется с пределом текучести при всех состояниях материала, в том числе после старения под напряжением.
3. Кроме того, ДСК указывает на влияние старения под напряжением на ход дальнейшего фор-
Рис. 4. Обратные полюсные фигуры с наложенным изображением в состоянии поставки Т6 (а); структура образцов (оптический микроскоп), состаренных при 120 °С в течение 2 ч при 0 МПа (б) и в течение 24 ч при 50 МПа (в)
t>
SO mkm
001
Направление горячего прессования Направление нагрузки при старении под напряжением
Л-►
Старение при 105 °С, 15 ч, 200 МПа Старение при 105 °С, 15 ч, 0 МПа
0,3 -
м L 0,2 -
£ 0,1 0 и 1 0,0 cndo
1 -о.1 ¡3 ехо
-0,2 -
Старение при 120 °С, 15 ч, 200 МПа Старение при 120 °С, 15 ч, 0 МПа
100 200 300 400 500 Температура, °С а
100 200 300 400 500 Температура, °С б
Рис. 5. Кривые нагрева, полученные методом ДСК с использованием образцов сплава EN AW 7075, состаренных при 105 °C (а) и 120 °C (б) в течение 15 ч с наложенным напряжением 200 МПа и без него:
А, В, Е - пики растворения; c, d - пики выпадения фаз ср
мообразования, что требует более подробного из- термообработки, включая старение под напряже-
учения в будущем. нием, на сплав EN AW 7075.
4. Таким образом, ДСК оказался хорошим инструментом для оценки воздействия любого вида Metals. 2021. 11. 1142.
/ Литой \ V сплав I
W26.0 Н 26.0
W36.0 Н16.0
Эволюция микроструктуры сплавов системы Mg-Sn и Mg-Sn-Mn, полученных при многопроходной прокатке в калибрах
Jinyeong Yu12, Hongxin Liao3, Jeong Hun Lee2, Young Hoon Moon1, Hyun Sik Yoon4, Jonghyun Kim3, Taekyung Lee1
1 Школа машиностроения, Пусанский национальный университет, Пусан, Корея 2 Гоуппа исследований и разработок перспективных процессов формовки, Корейский институт промышленных технологий, Ульсан, Корея 3 Колледж материаловедения и технологии материалов, Чунцинский университет, Чунцин, Китай 4 Кафедра теории кораблестроения и океанотехники, Пусанский национальный университет, Пусан, Корея
Многопроходная прокатка в калибрах показала свой огромный потенциал для массового производства различных металлов со сверхмелким зерном. Тем не менее, предыдущие исследования магниевых сплавов в основном сосредоточены только на нескольких коммерческих материалах, таких как сплавы AZ31 и ZK60. Настоящее исследование - это первая работа по изучению прокатанных в калибрах сплавов Mg -1Sn (TM10) и Mg - 1Sn - 1Mn (TM11); она направлена на определение микроструктурных характеристик этих сплавов, включая измельчение зерна, рекристаллизацию и развитие текстуры. Эти особенности обсуждались с точки зрения влияния легирования оловом и марганцем и механических воздействий (т.е. деформации при прокатке в калибрах).
Исходные образцы под прокатку имели две части длиной 150 мм каждая: секция c конической головкой и углом наклона 6°, а также цилиндрическая секция диаметром 26 мм. Эти образцы гомогенизировали при 773 К в течение 24 ч с последующей закалкой в воде и выдержкой в печи при 673 К в течение 1 ч, а затем вставляли в первый калибр (рис. 1). Каждый образец поворачивался против ча-
совой стрелки на 90° вокруг направления прокатки (RD) для каждого прохода в калибре. Затем их повторно нагревали при 673 К в течение 5 мин после второго и четвертого проходов. Каждый образец обозначался числом пройденных им проходов прокатки, например, «ТМ10-6Р» представляет собой образец сплава ТМ10, прошедший шесть проходов прокатки в калибрах.
Оба сплава продемонстрировали уменьшение размера зерна с увеличением количества проходов при прокатке в калибрах.
При деформации структура зерен трансформировалась из вытянутой в равноосную за счет протекания рекристаллизации. Выделение фазы Мд2Бп подавлялось, поскольку олово существовало в форме твердого раствора при легировании 1 % Бп. По сравнению со сплавом ТМ10, сплав ТМ11 показал более мелкую микроструктуру при одинаковой деформации при прокатке в калибрах. Это связано с добавлением 1 % Мп, что обеспечило эффектив-
W20.7 Н 20.7
W27.5 Н11.6
W 15.3 Н 15.3
W22.1 Н 7.8
W9.2 Н 9.2
Рис. 1. Изменение площади поперечного сечения прокатанных в калибрах образцов сплава в зависимости от количества проходов прокатки. Серая область обозначает пару валков. W и Н - ширина и высота площади поперечного сечения соответственно (в мм)
Рис. 2. Инверсивные полюсные фигуры, полученные при исследовании сплава ТМ10 с помощью дифракции электронов обратного рассеяния (ЕВБй). Изображения нормализованы по отношению к направлению прокатки:
а - ТМ10-1Р; б - ТМ10-2Р; в - ТМ10-3Р; г - ТМ10-4Р; д - ТМ10-5Р; е - ТМ10-6Р
средний размер зерна, определенный методом EBSD
avr
Рис. 3. Инверсивные полюсные фигуры, полученные при исследовании сплава ТМ11 с помощью дифракции электронов обратного рассеяния (ЕВБй). Изображения нормализованы по отношению к направлению прокатки:
а - ТМ11-1Р; б - ТМ11-3Р; в - ТМ11-5Р; Л,уг - средний размер зерна, определенный методом EBSD
ное закрепление дислокаций. Сплавы TM10 и TM11, прокатанные в калибрах, имели значительно меньший размер зерна, чем у прессованных сплавов, даже при более низких температурах. Это объясняется особенностями прокатки в калибрах, заключающейся в том, что поперечное и перпендикулярное направления постоянно чередовались во время каждого прохода прокатки, что вызвало значительную избыточную нагрузку. Овальная/круглая форма калибров также стала причиной концентрации деформации в центре площади поперечного сечения, способствуя тем самым эффективному измельчению зерна. Таким образом, сочетание легирования марганцем и высокой избыточной деформации привело к значительному измельчению зерна в прокатанном в калибрах сплаве TM11.
Кроме того, прокатанные в калибрах магниевые сплавы TM10 и TM11 демонстрируют уникальную расщепленную базальную текстуру (split basal texture), при которой полюсные фигуры плоскости базиса (basal poles) наклонены в плоскости, перпендикулярной направлению прокатки, хотя образец TM10-1P показал неполную перпендикулярность (рис. 2, 3). Увеличение деформации при прокатке в калибрах привело к уникальному расколу базальных полюсов за счет чередования осей нагружения. Сплав TM11 показал более высокую интенсивность текстуры, чем TM10.
Metals. 2020. 10. 1203.
Механизмы образования трещин при лазерной сварке магниевого сплава AZ91D
ко в публикациях имеется лишь ограниченная информация о лазерной сварке сплава AZ91D валиком, наплавленным на пластину (bead-on-plate laser welding), хотя именно этот вид сварки требуется для ремонта литых деталей из сплава AZ91D, имеющих поверхностные дефекты.
В этом исследовании использовался литой слиток из магниевого сплава AZ91D, химический состав приведен в таблице.
Слиток разрезали на тонкие пластины размером 30 х 20 х 3 мм. Для сварки пластин применяли лазер непрерывного излучения Nd:YAG мощностью 400 Вт с длиной волны 1,064 мкм. В качестве защитного газа во время сварки подавали аргон под давлением 3,5 бар, мощность лазера составляла 50 и 250 Вт при диаметре сварной точки 1 мм и скорости сварки от 1 до 100 мм/с для получения 5 различных значений погонной энергии (2,5, 5, 10, 25 и 50 Дж/мм).
При сварке валиком, наплавленным на пластину с использованием лазерной сварки (при мощности лазера 250 ВТ), во всех образцах имело место горячее поверхностное растрескивание металла шва в сплаве AZ91D (рис. 1).
Когда термическая деформация или скорость деформации во время процесса сварки магниевого сплава вольфрамовым электродом в среде инертного газа (TIG) превышает выносливость материала, в сварном шве происходит «усадочное растрескивание», т.е. трещины возникают на поверхности сварного шва под действием высоких усадочных термических напряжений (рис. 2). Лик-вационное ратрескивание этого же сплава соотносится с ликвацией выделений с низкой температурой плавления или вторичной фазы в матрице. Этот тип растрескивания может иметь место в ЗТВ при воздействии растягивающих напряжений, если структурные выделения с низкой температурой плавления в этой зоне частично плавятся во время сварки. В предыдущем исследовании сварки TIG магниевого сплава AZ91D было обнаружено, что горячее растрескивание является ликвационным
Wei Zhou, Aprilia Aprilia, Chee Kong Mark
Школа машиностроения и авиакосмической техники, Технологический университет Наньян, Сингапур
Исследования лазерной сварки магниевых сплавов, в основном, посвящены стыковой сварке, одна-
Химический состав слитка AZ91D (% вес.)
Al Mn Ni Cu Zn Mg
9,0 0,17 0,001 0,001 0,64 Основа
Рис. 1. Центровая трещина в сварном шве (250 Вт, 5 мм/с):
а - вид сверху, СЭМ; б - микроструктура поперечного разреза, оптический микроскоп
Шов, полученный лазерной сваркой
Зарождение трещины
Шов, полученный сваркой TIG
Зарождение трещины
Рис. 2. Два вида горячего растрескивания при сварке валиком, наплавленным на пластину из магниевого сплава AZ91D:
а - усадочные трещины, возникающие на поверхности сварного шва во время лазерной сварки; б - ликвационное растрескивание в ЗТВ во время аргонодуговой сварки TIG
Рис. 3. Распространение горячей трещины вдоль эвтектической фазы в сварном шве (250 Вт, 5 мм/с), СЭМ:
а - вся зона сварного шва; б - верхняя часть зоны сварного шва; в - нижняя часть зоны сварного шва
растрескиванием из ЗТВ, тогда как горячее растрескивание, наблюдаемое в этом исследовании, скорее всего, является усадочным растрескиванием, так как оно начинается с верхней поверхности сварного шва и распространяется в металл сварного шва.
Горячая трещина распространялась вдоль эвтектической фазы, и вдоль пути ее распространения можно увидеть большой объем эвтектической фазы (рис. 3). Однако было обнаружено, что распространение горячей трещины задерживается внутри сварного шва и не распространяется в ЗТВ, в которой не отмечено трещин.
Было также установлено, что мощность лазера является одним из основных факторов, влияющих на длину распространения трещины. Более высокая мощность лазера приводит к увеличению длины горячих трещин, поэтому растрескивания можно избежать, снизив мощность лазера и скорость сварки.
Metals. 2021. 11. 1127.
