CC BY
11
УДК 669.721:621.771/777
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ АНАЛИЗ ВКЛАДА ТЕКСТУРЫ В УРОВЕНЬ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ МЕЛКОЗЕРНИСТЫХ МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ ПОСЛЕ РАВНОКАНАЛЬНОГО УГЛОВОГО ПРЕССОВАНИЯ И РАДИАЛЬНО-СДВИГОВОЙ ПРОКАТКИ*
В.Н. Серебряный, канд. физ.-мат. наук(vns@imet.ac.ru), С.В. Добаткин, докт. техн. наук(ИМЕТим. А.А. Байкова РАН, dobatkin@imet.ac.ru), Ю.З. Эстрин, д-р, профессор (Университет им. Монаша, Австралия), С. П. Галкин, докт. техн. наук, В.Ю. Пережогин, бакалавр (НИТУ «МИСиС»), М. Диез, аспирант (Сеульский национальный университет, Южная Корея)
Равноканальное угловое прессование (РКУП) и радиально-сдвиговую прокатку (РСП) как методы интенсивной пластической деформации (ИПД) использовали для изменения текстуры и измельчения структуры в магниевом сплаве МА2-1пч с целью изучения возможностей повышения уровня его механических свойств. Оба метода ИПД формируют в сплавe мелкозернистую структуру со средним размером зерна в диапазоне 2-7 мкм в зависимости от температуры и суммарных деформаций. После РКУП также происходит формирование рассеянной наклоненной базисной текстуры, причем угол наклона базисных полюсов к направлению прессования и степень рассеяния основных ориентировок зависят от режимов и маршрутов РКУП и температуры деформации. РСП сплава МА2-1пч при температуре 140 °С после предварительного РКУП по маршруту 2А изменяет наклоненную базисную текстуру в рассеянную призматическую. Несмотря на значительное измельчение зерна после РКУП, наклоненная рассеянная базисная текстура способствует увеличению (в 2 раза и более) низкотемпературной пластичности и деформируемости сплава. Рассеянная призматическая текстура, формирующаяся после РСП, вместе с измельчением зерна повышает пределы текучести и прочности до 200 и 324 МПа соответственно, при этом относительное удлинение сохраняется достаточно высоким (15 %).
Ключевые слова: радиально-сдвиговая прокатка, равноканальное угловое прессование, текстура, микроструктура, механические свойства, магниевые сплавы МА2-1 и МА2-1пч.
Comparative Analysis of the Texture Contribution to the Level of Mechanical Properties of Fine-Grained Magnesium Alloys after Equal Channel Angular Pressing and Radial-Shift Rolling. V.N. Serebryany, S.V. Dobatkin, Yu.Z. Estrin, S.P. Galkin, V.Yu. Perezhogin, M. Diez.
Equal-channel angular pressing (ECAP) and radial-shift rolling (RSR) as methods of severe plastic deformation (SPD) were used to modify a texture and to refine a structure of MA2-1hp alloy to find possibilities for enhancing its mechanical properties. Both SPD methods (ECAP and RSR) gave rise to a fine grain structure of the alloy with an ave-
* Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (проект № 13-03-00564) и Минобрнауки РФ (Госконтракт № 14.А12.31.0001). Коллектив авторов выражает благодарность канд. техн. наук В.И. Копылову и докт. техн. наук Г.И. Раабу за организацию и проведение экспериментов по РКУП.
ЛИТЬЕ, КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ, ОБРАБОТКА ДАВЛЕНИЕМ, СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ЛЕГКИХ СПЛАВОВ
rage grain size in a range of 2-7 цт depending on the temperature and the total strain. After ECAP, a scattered tilted basal texture was formed, with the tilt angle of the basal poles to the extrusion direction and the degree of scattering of the main orientations being dependent on the mode and route of ECAP and a deformation temperature. RSR at 140 °C following ECAP route 2A transformed the inclined basal texture of MA2-1hp alloy to a scattered prismatic one. Despite a significant grain refinement after ECAP the inclined scattered basal texture promoted increasing (2-fold or more) low-temperature ductility and formability of the alloy. The scattered prismatic texture formed after RSR along with grain refinement increased yield strength and ultimate tensile strength to 200 and 324 MPa respectively, while a sufficiently high level of elongation (15 %) was retained.
Key words: radial-shift rolling, equal-channel angular pressing, texture, microstructure, mechanical properties, MA2-1 and MA2-1hp magnesium alloys.
Введение
Деформируемые полуфабрикаты из магниевых сплавов МА2-1 и МА2-1пч, полученные традиционными методами обработки металлов давлением (прессование, прокатка), имеют высокую удельную прочность (предел текучести ст0,2 достигает 220 МПа, а предел прочности ств — 300 МПа) при умеренной пластичности (относительное удлинение 8 равно 10—12 %), измеренные при испытаниях на одноосное растяжение при комнатной температуре [1]. Как правило, такой уровень механических свойств сопровождается частично-рекристаллизованной структурой со средним размером зерна ~ 10 мкм и аксиальной призматической и базисной текстурой после горячего прессования и горячей прокатки, соответственно, а после холодной и теплой прокатки — полосчатой деформационной структурой, содержащей области интенсивного двойникования и сдвига, и двойной базисной текстурой [1—3]. Интенсивные методы пластической деформации, такие как равно-канальное угловое прессование (РКУП), позволяют радикально изменить структуру и текстуру магниевых сплавов МА2-1 и МА2-1пч, а через них и механические свойства данных сплавов [3—12]. РКУП этих сплавов даже при температурах прессования 200—250 °С значительно измельчает зеренную структуру до ~ 2 мкм, однако такое измельчение зерна не приводит к упрочнению металла и значения пределов текучести и прочности в лучшем случае соответствуют аналогичным значениям,
полученным для полуфабрикатов из магниевых сплавов с помощью традиционных технологий. Это связано с радикальным изменением текстуры, проявляющимся в наклоне базисных полюсов на углы 30—60° к направлению прессования и рассеянии основных ориентировок, что вызывает, в первую очередь, активизацию базисного скольжения и разупрочнение, приводящих к значительному повышению (более чем в 2 раза) низкотемпературной пластичности и деформируемости сплавов [4—6, 8—11]. Даже дополнительное понижение температуры до 150 °С на последних проходах в процессе РКУП, например, для сплава МА2-1 пч [12], измельчающее размер зерна до субмикронного уровня (~ 640 нм), не может компенсировать эффект разупрочнения от поворота основных ориентировок в сплаве. Таким образом, остается актуальной задача получения в данных сплавах комплексного уровня высоких прочностных и пластических свойств и изучения роли кристаллографической текстуры в их формировании. Для решения этой задачи представляется перспективным использовать метод ради-ально-сдвиговой прокатки [13, 14].
Целью настоящей работы является изучение влияния текстуры на уровень механических свойств магниевых сплавов типа МА2-1, подвергнутых радиально-сдвиговой прокатке (РСП), и сопоставление вклада текстуры в уровень механических свойств сплавов, деформированных с помощью РКУП и РСП.
Материалы и методики исследования
Исследование проводили на магниевом сплаве МА2-1пч (Мд—4,4 % А1—0,9 % 0,4% Мп) системы Мд—А!—7п—Мп. Исходный материал для радиально-сдвиговой прокатки — образцы размером 60 х 60 х 300 мм3, вырезанные из горячекатаной плиты сплава МА2- 1пч вдоль направления прокатки. Ради-ально-сдвиговую прокатку осуществляли на трех-валковом стане за несколько проходов с суммарной вытяжкой 3,73 и с понижением температуры деформации после каждого прохода (начальная и конечная температуры деформации 370 и 140 °С соответственно). Для равноканального углового прессования использовали образцы размером 20 х 20 х 120 мм3, вырезанные из горячепрессованных прутков сечением 90 х 80 мм2 из сплава МА2-1 пч вдоль направления прессования. Образцы подвергали РКУП с углом пересечения каналов 90° по маршруту Вс за 4 прохода при 245 °С [11]. После обоих процессов интенсивной пласти -ческой деформации (ИПД) образцы вырезали перпендикулярно направлениям деформации для исследования текстуры и параллельно направлению деформации для исследования микроструктуры и измерения механических свойств при растяжении.
Текстуру в виде шести неполных прямых полюсных фигур {10.0}, {10.1}, {10.2}, {11.0}, {10.3} и {00.4} исследовали методом «на отражение» с использованием рентгеновского дифрактометра ДРОН-7 в Оо^а-излучении. Были использованы диапазоны углов наклона а (0—70°) и поворотов в (0—360°) с шагом по а и в в 5°. Падение интенсивности на периферийной части полюсной фигуры вследствие эффекта дефокусировки корректировали с помощью поправочных коэффициентов, рассчитанных исходя из условий рентгенографической съемки полюсных фигур. Набор текстурных компонент выбирали из анализа сечений функции распределения ориентаций (ФРО), рассчитанной из экспериментальных полюсных фигур методом аппроксимации большим числом гауссовских нормальных распределений [15].
Количественный анализ текстур дает возможность оценить обобщенные факторы
Шмида для активных систем деформаций в исследуемом материале. Ориентационные факторы, зависящие от обобщенных факторов Шмида, оценивали с использованием следующих соотношений [5]:
M: = 1 , mi
(1)
где т;—обобщенные факторы Шмида для базисного, призматического и пирамидального скольжения и двойникова-ния, которые можно оценить для выбранной системы деформации и текстуры исследуемого сплава из соотношения:
mi
p
: X mW
J = 1
(2)
где m-j — ориентационный фактор Шмида, рассчитанный для /-системы скольжения и J-компоненты текстуры; Wj—объемная доля j- компоненты текстуры; p — число компонент текстуры.
Металлографические шлифы после предварительного механического шлифования и полирования подвергали травлению в электролите: 5 г пикриновой кислоты, 5 мл уксусной кислоты, 100 мл этилового спирта, 10 мл воды. Микроструктуру изучали на оптическом микроскопе Me-f Reichert. Обработку полученных фотографий и построение гистограмм распределения размеров зерен проводили в программе Image Expert 3.3.
Механические свойства исследованных образцов определяли при комнатной температуре на испытательной 10-т машине INSTRON 3382 со скоростью деформирования не более 2 мм/мин. По результатам испытаний определяли предел текучести Ст0,2, предел прочности ств и относительное удлинение 8.
Результаты исследований и их обсуждение
Текстура, микроструктура и механические свойства сплава после РСП. На рис. 1 приведены прямые полюсные фигуры (ППФ) для центральных и периферийных областей поперечного сечения прутков после различных состояний сплава в процессе РСП.
-Ф-
-Ф-
ЛИТЬЕ, КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ, ОБРАБОТКА ДАВЛЕНИЕМ, СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ЛЕГКИХ СПЛАВОВ
Состояние сплава
ППФ {00.4}
центр
периферия
ППФ {10.0}
центр
периферия
ППФ {11.0}
центр
периферия
Исходное
После РСП, е = 2,0; Т = 370°С
После РСП,
е = 3,1; Т = 250°С
После РСП, е = 2,9; Т = 220°С
После РСП, е = 3,7; Т = 140°С
1 1 [(.] ") \ - и
Рис. 1. ППФ для центральных и периферийных областей поперечного сечения прутков после различных состояний сплава в процессе РСП
Таблица 1
Средний размер зерна и механические свойства сплава после различных состояний РСП
Состояние ¿ср мкм ст02, МПа стВ, МПа 8, %
сплава центр периферия центр периферия центр периферия центр периферия
Исходное 16,9 ± 0,8 - 150 - 270 - 12,0 -
После РСП, е = 2,0; Т = 370 °С 15,8 ± 0,8 7,1 ± 0,4 165 160 279 290 14,9 14,8
После РСП, е = 3,1; Т = 250 °С 9,1 ± 0,5 4,9 ± 0,3 179 169 289 302 16,7 18,3
После РСП, е = 2,9; Т = 220 °С 9,1 ± 0,5 2,5 ± 0,1 183 - 311 - 19,1 -
После РСП, е = 3,7; Т = 140 °С 3,8 ± 0,2 1,5 ± 0,1 200 - 324 - 14,4 -
Видно, что в процессе РСП с увеличением коэффициента вытяжки больше 2,0 и понижением температуры деформации как в центре, так и на периферии, происходит превращение повернутой на 90° к направлению прокатки исходной базисной текстуры в призматическую текстуру с основной [1010] и второстепенной [1120] аксиальными компонентами, параллельными направлению деформации. Степень остроты обеих компонент призматической текстуры возрастает с последующим увеличением коэффициента вытяжки и понижением температуры деформации, но все же остается не очень высокой. Средний размер рекристаллизованного зерна и механические свойства для данных состояний приведены в табл. 1.
Видно, что с ростом коэффициента вытяжки и уменьшением температуры РСП происходит измельчение рекристаллизованного зерна как в центре, так и на периферии образцов, при этом на периферии этот процесс происходит более интенсивно. Повышение коэффициента вытяжки и понижение температуры РСП также приводят к одновременному повышению как прочностных, так и пластических свойств, за исключением последнего состояния (е = 3,7; Т = 140 °С), где дальнейшее повышение пределов текучести и прочности сопровождается незначительным снижением относительного удлинения.
Текстура, микроструктура и механические свойства сплава после РКУП. На рис. 2 приведены прямые полюсные фигуры для исход-
Состояние сплава
Исходное
После РКУП 4Вс, Т = 245°С
ППФ {00.4}
ППФ {10.0}
ППФ {11.0}
Рис. 2. ППФ для исходного горячепрессованного состояния сплава и после РКУП по маршруту Вс за 4 прохода при температуре деформации245 °С
ного горячепрессованного состояния сплава и после РКУП по маршруту Вс за 4 прохода при температуре деформации 245 °С.
Исходная текстура горячепрессованного прутка сплава характеризуется преимущественно аксиальными ориентировками [1010] и [1120]. После РКУП по маршруту Вс за 4 прохода текстура сплава радикально изменяется из-за больших сдвиговых деформаций, преимущественно проходящих в плоскостях, наклоненных под углом 45—50° к направлению прессования, и протекания процесса динамической рекристаллизации. Текстура представляет из себя достаточно острую наклоненную на 45—50° к направлению прессования базисную ориентировку [11]. Средний размер ре-кристаллизованного зерна и механические свойства для данного состояния приведены в табл. 2.
Таблица 2
Средний размер зерна и механические свойства сплава после РКУП
Состояние сплава (ср, мкм ^0,2' МПа МПа 8, %
Исходное После РКУП 4Вс, Т = 245°С 12,4 ± 0,6 3,3 ± 0,1 220 132 279 245 10,2 25,8
После РКУП в сплаве происходит значительное измельчение зерна. Такое изменение текстуры и микроструктуры в сплаве сопровождается понижением пределов текучести и прочности и значительным повышением относительного удлинения. При этом вклад в изменение механических свойств сплава за счет микроструктурного фактора, работающего наупрочнение сплава из-за измельчения зерна, полностью перекрывается текстурным фактором, работающим на разупрочнение данного сплава, благодаря активизации базисного скольжения вследствие наклона базисных полюсов [11].
Сопоставление результатов после РСП и РКУП. Сравнение микроструктуры сплава после РСП и РКУП показывает, что для обоих процессов характерно измельчение среднего
"Ф
-Ф-
ЛИТЬЕ, КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ, ОБРАБОТКА ДАВЛЕНИЕМ, СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ЛЕГКИХ СПЛАВОВ
Таблица 3 Ориентационные факторы и КНС для основных систем деформаций сплава для двух типов текстур
Состояние образца Базисное скольжение (0001) [1120] Призматическое скольжение (1010) [1120] Пирамидальное скольжение (1122) [1123] Двойникование (1012) [1011]
М, КНС, МПа М, КНС, МПа М, КНС, МПа М, КНС, МПа
РКУП РСП 4,4 5,9 6,9 33,8 6,2 4,7 9,7 27,2 6,3 5,2 9,8 30,2 8,0 5,3 12,5 30,4
размера зерна, при этом в конечном состоянии РСП (в = 3,7; Т = 140 °С) и после 4Вс РКУП (Т = 245 °С) формируется близкая микроструктура со средним размером рекристал-лизованного зерна 1,5—3,8 мкм. Однако механические свойства сплава для двух этих состояний существенно различны (см. табл. 1 и 2). В случае РСП происходит заметное упрочнение сплава (ст02 = 200 МПа, стВ = 324 МПа) при достаточно высоком относительном удлинении (8 = 14,4 %). Напротив, в случае РКУП происходит разупрочнение сплава (сто,2 = 132 МПа, ств = 245 МПа), сопровождающееся почти 2-кратным повышением пластичности (8 = = 25,8 %). Причины такого различия свойств сплава с близкой микроструктурой следует искать, в первую очередь, в кардинально разных текстурах, сформировавшихся в этих двух состояниях, полученных за счет разных методов ИПД. Разные типы текстур этих двух состояний оказывают влияние на активность действующих систем деформаций, которые можно оценить через ориентационные факторы, рассчитанные для этих двух типов текстур из обобщенных факторов Шмида [см. формулы (1 и 2)] [5, 11]. В табл. 3 приведены ори-ентационные факторы и критические напряжения сдвига (КНС) для основных действующих систем деформаций данного магниевого сплава для двух различных текстур, сформировавшихся после РСП и РКУП.
Сравнение ориентационных факторов этих двух состояний сплава показывает, что изменение типа текстуры от наклоненной базисной к рассеянной призматической приводит к повышению ориентационного фактора для базисного скольжения и уменьшению ориен-тационных факторов других систем деформа-
ций, в первую очередь, призматической системы скольжения. Это соответствует уменьшению активности базисного скольжения и повышению активности призматического и пирамидального скольжений и двойникова-ния. Повышение активности небазисных систем скольжения объясняет достаточно высокую пластичность сплава после РСП. На рис. 3 приведена зависимость предела текучести от величины d-1/2 (где d — средний размер зерна) для периферийных областей сплава в различных состояниях после РСП.
Видно, что представленные данные удовлетворяют уравнению Холла—Петча
ст(МПа) = 128,0 + 85^-1/2 (мкм-1/2). (3)
Ранее было показано [12], что соответствующие данные сплава в состоянии после РКУП также удовлетворяют уравнению Холла—Петча, но с другими значениями параметров:
ст(МПа) = 30,3 + 184^-1/2 (
мкм
-1/2)
(4)
Используя выражения (3 и 4) для магниевых сплавов в приближении Армстронга [16]
^ 250
I 200
150
а С
100
у = 84,995х + 128
0,2
0,4 0,6
й-1/2, мкм"1/2
0,8
Рис. 3. Зависимость предела текучести от величины ё-1/2 для периферийных областей различных состояний сплава после РСП
0
1
и соотношения между ориентационными факторами и критическими напряжениями сдвига различных систем деформаций [17], определили значения КНС для действующих систем деформаций, которые также представлены в табл. 3. Данные КНС после РСП оказались более чем в 3 раза выше, чем после РКУП, что косвенно подтверждает более высокие прочностные свойства сплава после РСП. Таким образом, сочетание более высоких КНС для действующих систем деформаций с повышенной активностью небазисных систем скольжения за счет изменения текстуры сплава после РСП ответственно за более высокий уровень прочностных свойств при достаточной пластичности сплава. Следует, однако, заметить, что на упрочнение сплава после РСП также могли повлиять дисперсные частицы вторичной фазы Мд^А!^, выделение которых возможно в данном сплаве при пониженных температурах деформации [12].
Выводы
1. В процессе РСП в магниевом сплаве МА2-1пч с понижением температуры и увеличением суммарной вытяжки происходит измельчение зерна и формирование достаточно
рассеянной аксиальной призматической текстуры. Сочетание такой микроструктуры и текстуры обеспечивает значительное упрочнение сплава с сохранением довольно высокой пластичности. После вытяжки е = 3,7 при температуре деформации 140 °С прочностные свойства сплава достигают ст0,2 = 200 МПа и ств = 324 МПа при достаточно высоком относительном удлинении (8 = 14,4 %).
2. Аналогичный характер измельчения зерна после РКУП, напротив, приводит к резкому разупрочнению сплава, при этом наблюдается падение стд,2 до 132 МПа и ств до 245 МПа, сопровождающееся почти 2-кратным повышением пластичности (8 = 25,8 %) по сравнению с исходным состоянием. Основная причина такого изменения механических свойств связана с формированием наклоненной на 45—50° к направлению прессования базисной текстуры.
3. Вклад текстуры и микроструктуры в уровень механических свойств сплава после РСП и РКУП можно объяснить, рассчитывая по полюсным фигурам ориентационные факторы действующих систем деформации и анализируя уравнения Холла—Петча в приближении Армстронга.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Магниевые сплавы. Ч. 1. Справочник. Металловедение магния и его сплавов. Области применения // Под ред. Альтмана М.Б., Дрица М.Е. и др. — М.: Металлургия, 1978. — 232 с.
2. Bach Fr.-W., Behrens B.-A., Rodman M., Rossberg A., Kurz G. // JOM. 2005. V. 57, N° 5. P. 57—61.
3. Bettles C.J., Gibson M.A. // JOM. 2005. V. 57. № 5. P. 46—49.
4. Серебряный В.Н., Добаткин С.В. // Материаловедение. 2013. № 12. С. 13—26.
5. Серебряный В.Н., Добаткин С.В., Копылов В.И. // Технология легких сплавов. 2009. № 3. С. 28—35.
6. Серебряный В.Н., Иванова Т.М., Копылов В.И., Добаткин С.В., Позднякова Н.Н., Пименов В.А., Савелова Т.И. // Металлы. 2010. № 4. С. 82—92.
7. Терентьев В.Ф., Добаткин С.В., Просвирин Д.В., Банных И.О., Копылов В.И., Серебряный В.Н. // Металлы. 2010. № 5. С. 79—86.
8. Serebryany V.N., Ivanova T.M., Savyolova T.I., Dobatkin S.V. // Solid State Phenomena. 2010. V. 160. P. 159—164.
9. Серебряный В.Н., Шамрай В.Ф. // Цветные металлы. 2011. № 5. С. 65—73.
10. Serebryany V.N., Dobatkin S.V. // Materials Science Forum. 2012. V. 702—703. P. 119—122.
11. Серебряный В.Н., ДъяконовГ.С., Копылов В.И., Салищев Г.А., Добаткин С.В. // ФММ. 2013. Т. 114. № 5. С. 488—496.
12. Серебряный В.Н., Пережогин В.Ю., Рааб Г.И., Копылов В.И., Табачкова Н.Ю., Сиротин-кин В.П., Добаткин С.В. // Металлы. 2015. № 1 (в печати).
13. Потапов И.Н., Полухин П.И. // Технология винтовой прокатки. — М.: Металлургия, 1990. — 344 с.
14. Diez M., Kim H.-E., Serebryany V., Dobatkin S., Estrin Yu. // Materials Science and Engineering. 2014. V. A 612. P. 287—292.
15. Куртасов С.Ф. // Заводская лаборатория. 2007. Т. 73. № 7. С. 29—35.
16. Sambasiva R.G., Prasad Y.V.R.K. // Metallurgical Transactions (A). 1982. V. 13A. P. 2219—2226.
17. Mannel P., Hotzsch G. // Physica Status Solidi. 1971. V. 6A. P. 597—604.
