CC BY
1505.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов (технические науки) DOI: 10.25712/ASTU.2072-8921.2020.02.026 УДК 669.017.164.2
ТЕОРЕТИЧЕСКОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССА ЭВОЛЮЦИИ МИКРОСТРУКТУРЫ ПРИ ПРОКАТКЕ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al-Mg В ПРОГРАММНОМ КОМПЛЕКСЕ DEFORM 2D
Д.А. Стожаров, В.В. Яшин, Е.В. Арышенский, А.Ф. Халимова, С.В. Коновалов
В статье проводилось исследование эволюции микроструктуры Al-Mg сплавов в программном комплексе DEFORM 2D. Для исследования были выбраны сплавы 1565ч и АА5182 при температурах обработки 350 °С и 450 °С. Используя уравнение Джонсона-Мела-Аврами-Колмогорова, был смоделирован процесс эволюции зеренной микроструктуры при прокатке плоских образцов. После чего построили графики, показывающие объем рекри-сталлизованного зерна по сечению заготовки от прохода к проходу. При помощи оптического микроскопа была исследована микроструктура образцов, катаных при тех же режимах на лабораторном стане.
Сравнение изображений, полученных в оптическом микроскопе и произведенных расчетов, показывают, что в целом подход с использованием уравнения Джонсона-Мела-Аврами-Колмогорова при моделировании процессов рекристаллизации в алюминиевых сплавах с высоким содержанием магния при горячей прокатке эффективен. Расчёт прокатки в DEFORM 2D позволяет прогнозировать микроструктуру металла на разных этапах производства ленты, тем самым получать полуфабрикаты с требуемыми механическими свойствами и с контролируемым уровнем анизотропии.
Ключевые слова: микроструктура, DEFORM 2D, алюминиевые сплавы, система Al-Mg, рекристаллизация, горячая прокатка, лабораторный стан, оптическая металлография, уравнение Джонсона-Мела-Аврами-Колмогорова, частицы Al3Zr.
ВВЕДЕНИЕ
Алюминий - самый распространенный материал на Земле. Благодаря своим свойствам, таким как низкая теплопроводность, устойчивость к коррозии, жароустойчивость и большая тугоплавкость, материал нашел большое применение в каждой сфере промышленности [1]. По этой причине данный материал является незаменимым для производства. Для того чтобы получить определенные свойства материала, к алюминию добавляют легирующие компоненты (магний, цинк и прочее). Для получения различных изделий алюминиевые сплавы подвергают различным методам термомеханической обработки как в горячем, так и в холодном состоянии. При холодной обработке металл нагартовывается, в результате чего у него повышаются прочностные свойства, но снижаются пластические. При горячей деформации происходят сразу два процесса: нагар-товка и разупрочнение за счет процессов возврата и рекристаллизации [2, 3]. В зависимости от того, какой процесс будет преобладать, зависят физико-механические свойства полуфабриката.
Оценку степени рекристаллизации можно произвести двумя основными способами: исследование микроструктуры при помощи
оптического микроскопа или испытание механических свойств. Обрабатывая полученные эмпирические данные, строятся зависимости между технологическими переменными и свойствами конечного продукта [4-13]. Данные зависимости объединяются в расчетные модели, которые могут быть использованы при прогнозировании свойств полуфабрикатов и оптимизации технологических режимов.
В настоящей работе при помощи моделирования получено теоретическое описание процесса рекристаллизации при горячей прокатке сплавов АА5ХХХ. В сплавах 5 серии основным легирующим элементом является Мд. В результате добавления магния к алюминию получают хорошо свариваемые высокопрочные алюминиевые сплавы. Широкое применение нашел сплав АА5182 за счет высоких показателей прочности при достаточной пластичности для осуществления операций холодной штамповки. Данный сплав достаточно хорошо изучен и может служить как базовый для апробации модели рекристаллизации. Второй исследуемый сплав - это отечественный сплав 1565ч, который отличается добавками Zn и Zr. В данном сплаве частицы А^г являются блоке-рами рекристаллизации [14], и для протекания процесса рекристаллизации требуется больше энергии.
МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ИССЛЕДОВАНИЙ
Для проведения эксперимента были отобраны образцы сплавов 1565ч и АА5182, химический состав которых приведен в таблице 1.
Таблица 1 - Химический состав опытных образцов
Хим Содержание, % (вес)
эле-
мент AI Cu Mg Mn Fe Si Zn Zr
оо ю оо
1565ч Основа о о CID
о ю о о о О о
со со CD
АА5182 Основа о СО 00 о О 1
о о О о о
Схема обжатий приведена в таблице Таблица 2 - Схема обжатий
2.
№ прохода Hg, мм Нк, мм АН, мм Е, %
1 30 29 3 3,33
2 29 28 1 3,45
3 28 27 1 3,57
4 27 26 1 3,70
5 26 25 1 3,85
6 25 24 1 4,00
7 24 23 1 4,17
8 23 22 1 4,35
9 22 21 1 4,55
10 21 20 1 4,76
11 20 19 1 5,00
12 19 18 1 5,26
13 18 17 1 5,56
14 17 16 1 5,88
15 16 15 1 6,25
Скорость вращения валков
ив = 0,8 рад/сек, температура валков, tB = 70 °С, расчет проводили при двух температурах заготовки t3l = 350 °C и t32 = 450 °C, скорость толкателя ит = 5 мм/сек.
Процесс прокатки сплавов был смоделирован в программе DEFORM 2D для лучшего представления того, что происходит с материалом. Программный продукт DEFORM 2D позволяет достаточно надежно рассчитать схему напряженно-деформированного состояния на каждом проходе многопроходной прокатки. Кинетику статической рекристаллизации описывали уравнением Джонсона-Мела-Аврами-Колмогорова:
где t 0,5 - время, за которое достигается 50 % рекристаллизации;
t - текущее время постдеформационной выдержки;
п - показатель, значения которого для разных материалов лежат в интервале 1-2.°
В однофазных материалах время, требуемое для рекристаллизации 50 % объема деформированного материала ^0.5), определяется выражением:
10,5 = С^е^ехр , (2)
где £ - степень деформации; Тгес - температура отжига в К; R - универсальная газовая постоянная =8,31 Дж/(мольК);
б0 - начальный размер зерна, т.к. все образцы были отобраны из одного слитка, то начальный размер зерна колебался в незначительном интервале, его влияние в данном исследовании не рассматривается и для расчетов принимается как постоянная величина, равная 200 мкм.
Qrec, С, с, а, Ь - коэффициенты, требующие определения;
Z - параметр Зенера-Холомона определяемый по формуле [15-17]:
(3)
Xrex = 1 -ехр
-0.693
Ш"
(1)
где е - скорость деформации, с- ;
Qdef - энергия активации деформации = 171 000 кДж/моль [18];
Tdef - температура деформации, в К. Контроль структуры металла является ключом к снижению анизотропии. Также для решения этой задачи требуется знание эволюции структуры на различных стадиях листового производства. Важными вопросами являются исследование процессов рекристаллизации в интервалах между деформациями и самоотжига после горячей прокатки. Для их решения разработано множество моделей, описывающих кинетику рекристаллизации алюминиевых сплавов. Большинство моделей основано на уравнении Джонсона-Мела-Аврами-Колмогорова.
Коэффициенты для уравнения Джонсо-на-Мела-Аврами-Колмогорова взяты из статьи [1]. Моделирование эволюции микроструктуры при горячей прокатке осуществили в программном продукте DEFORM 2D.
При соблюдении условия, что ширина заготовки значительно превышает ее толщину, принимается плоско деформируемое состояние, тогда моделирование можно провести в 2-мерной плоскости.
Рисунок 1 - Объекты моделирования, заготовка (1), валок (2) и толкатель (3)
Ввиду того, что прокатка является симметричным процессом относительно продольной оси симметрии заготовки, то для дальнейшего упрощения моделирования и сокращения количества расчетов моделировалась только одна симметричная часть процесса прокатки, т. е. только один валок и половина образца, с закрепленной от вертикальных перемещений продольной осью симметрии.
АНАЛИЗ И ОБСУЖДЕНИЕ
Несмотря на то, что сплав АА5182 склонен к рекристаллизации, а температура 350 °С считается достаточной для ее активизации, результаты расчетов показывают, что на первом проходе (рисунок 2) рекристаллизации практически еще нет, а к последнему проходу около 80 % наблюдается на расстоянии % толщины от поверхности заготовки (в точке с максимальной накопленной деформации), а на поверхности и середине заготовки 67 % и 62 % соответственно.
о °'7 £ _________
П 0,5 -_____' "
(А
8 0,4 -
о_ 0 ••Г"Г"'Г"Г"Г"'Г*"Г" ""_Г _|_,_,_,_|_Г"| г,|
£ 0,0 1,5 3,1 4,6 6,1 7,6 9,2 10,7 12,2 13,7
о
^ Расстояние от середины заготовки, мм
-5182 Т=450 —1565 Т=450
- • 5182 Т=350 ......1565 Т=350
Рисунок 2 - Расчетный объем рекристаллизо-ванного зерна при прокатке заготовки из сплава АА5182 и сплава 1565 на первом проходе
При повышении температуры до 450 °С количество рекристаллизованного объема резко увеличивается уже на первом проходе, приконтактная поверхность захолаживается, и объем рекристаллизованного зерна состав-
ляет около 50 %. Ближе к середине заготовки, где слои металла испытывают минимальную деформацию ввиду низкого значения накопленной энергии, рассчитанный объем рек-ристаллизованного зерна получился 60 %. Подобная картина сохраняется от прохода к проходу и при выбранной схеме прокатки в структуре остаются нерекристаллизованные зоны (рисунок 3), но в гораздо меньшем объеме, чем это наблюдалось при прокатке заготовки с температурой 350 °С.
I 0,0 0,8 1,6 2,4 3,2 3,9 4,7 5,5 6,3 7,1
^ Расстояние от середины заготовки, мм
-5182 Т=450 - - 1565 Т=450
- • -5182 Т=350...... 1565 Т=350
Рисунок 3 - Расчетный объем рекристаллизо-ванного зерна при прокатке заготовки из сплавов АА5182 и 1565 на последнем проходе
б)
Рисунок 4 - Исследование микроструктуры на оптическом микроскопе, травление на зерно, образцы сплава АА5182 после горячей прокатки на степень деформации 50 %, середина образца: а) tз = 350 °С; б) tз = 450 °С
Рисунок 5 - Исследование микроструктуры на оптическом микроскопе, травление на зерно, образцы сплава 1565ч после горячей прокатки на степень деформации 50 %, середина образца: а) 1з=350 °С; б) 1з=450 °С
При прокатке сплава 1565ч эволюция микроструктуры зависит от степени деформации, которой подвергается заготовка, а также от температуры обработки. На первых проходах при температуре 350 °С рекристаллизации подвержены очень малые объемы и значение рекристаллизованного объема не превышает 10 %. По мере увеличения степени обжатия и нарастания накопленной деформации, рекристаллизацию претерпевает все больший объем металла, и к последнему проходу значение рекристаллизованного объема соответствует 35 и 34 % на периферии и в центре заготовки соответственно.
Повышение температуры прокатки меняет картину в сторону резкого увеличения количества рекристаллизованного зерна на первых проходах, так уже на первом проходе расчеты показывают значение рекристалли-зованного зерна в объемах 28 и 30 % на поверхности заготовки и в центре соответственно.
На дальнейших проходах эти цифры растут незначительно, что объясняется
структурой сплава 1565ч, в которой помимо различных интерметаллидов, присущих сплавам системы Al-Mg, присутствуют частицы очень малых размеров (от 10 до 300 нм) Al3Zr, которые сдерживают процесс рекристаллизации и не дают ему полностью пройти даже при повышенных температурах обработки (рисунок 5).
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
В работе рассмотрена теоретическая оценка хода процесса рекристаллизации при прокатке заготовок сплава АА5182 и 1565ч на лабораторном стане. Установлено, что при температуре 450 °С рекристаллизация наблюдается уже с первых проходов (е = 3,33 %), а для активизации процесса рекристаллизации при температуре 350 °С требуются обжатия больше 5 %. В исследуемом диапазоне деформаций полностью рекристаллизация не прошла ни в одном проходе, причем на сплаве 1565ч с частицами, блокирующими рекристаллизацию, объем рекристаллизованного зерна не превышает 60 %.
Сравнение изображений, полученных в оптическом микроскопе и произведенных расчетов, показывают, что в целом подход с использованием уравнения Джонсона-Мела-Аврами-Колмогорова при моделировании процессов рекристаллизации в алюминиевых сплавах с высоким содержанием магния при их горячей прокатке эффективен. Расчёт прокатки в DEFORM 2D позволяет рассчитывать структуру металла на разных этапах производства ленты, что позволит лучше контролировать текстуру металла, тем самым получать полуфабрикаты с требуемыми механическими свойствами и с контролируемым уровнем анизотропии.
Исследование выполнено за счет гранта Российского научного фонда, проект 18-79-10099.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Hirsch, J. Aluminium sheet fabrication and processing / J. Hirsch // Fundamentals of Aluminium Metallurgy. - 2011 - Р. 719-746.
2. Hirsch, J. Texture Evolution during Rolling of Aluminum Alloys / J. Hirsch // LIGHT.
3. METALS-WARRENDALE-PROCEEDINGS. -TMS, 2008. - Т. 2008 - Р. 1071.
4. Schäfer, C. Modeling of Texture Develop-mentduring Tandem Hot Rolling of AA3103 / C. Schäfer, V. Mohles, G. Gottstein // Applications of Texture Analysis. - 2008. - Р. 537-545.
5. Арышенский, Е.В. Изучение влияния содержания железа на текстуру горячекатаных заго-
товок из сплава 3104 / Е.В. Арышенский, М.С. Теп-терев, И.А. Латушкин // Электротехника. Энергетика. Машиностроение. - 2014. - С. 258-261.
6. Обоснование технологии изготовления плоского проката из алюминиевых сплавов системы al-mg-sc для аэрокосмической промышленности / В.В. Яшин [и др.] // Цветные металлы, 2018. -№ 7. - С. 75-82. - DOI: 10.17580/tsm.2018.07.12.
7. Recrystallization model for hot-rolling of 5182 aluminum alloy [J] / Z. Hui [et al.] // Trans Nonferrous Met Soc China. - 2001. - Т. 11. - № 3. - Р. 382-386.
8. Modeling the microstructural changes during hot tandem rolling of AA5XXX aluminum alloys : Part I. Microstructural evolution / M.A. Wells [et al.] // Metallurgical and Materials Transactions B. - 1998. -Т. 29. - № 3. - Р. 611-620.
9. Горелик, С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов / С.С. Горелик, С.В. Добаткин, Л.М. Ка-путкина. - МИСиС, 2005.
10. Koohbor, B. On the influence of rolling path change on static recrystallization behavior of commercial purity aluminum / B. Koohbor // International journal of material forming. - 2014. - Т. 7. - № 1. -Р. 53-63.
11. Modelling of Cooling and Recrystallization Kinetics during Self-Annealing of Aluminium Coils /
A. Nam [et al.] // Materials Science Forum. - Trans Tech Publications, 2018. - Т. 918. - Р. 110-116.
12. Арышенский, Е.В. Изучение связи текстурных компонент с показателями анизотропии и фестонистости в горячекатаной заготовке из сплава 3104 / Е.В. Арышенский, А.Ф. Гречникова,
B.В. Яшин // Электротехника. Энергетика. Машиностроение. - 2014. - С. 261-264.
13. Humphreys, F.J. Recrystallization and related annealing phenomena / F.J. Humphreys, M. Hatherly. - Elsevier, 2012.
14. Modeling the Microstructural Changes during Hot TandemRolling of AA5XXX Aluminum Alloys : Part I / M.A. Wells [et al.] // Microstructural Evolution. -1998.
15. Kumar, N. Effect of deformation temperature on precipitation, microstructural evolution, mechanical and corrosion behavior of 6082 Al alloy / N. Kumar, R. Jayaganthan, H.G. Brokmeier // Transactions of
Nonferrous Metals Society of China. - 2017. - Т. 27. -№ 3. - Р. 475-492.
16. Crumbach, M. Analysis of the activity of {1 1 0} < 1 1 0 > slip in AA3103 by inverse modeling / M. Crumbach, G. Gottstein // Materials Science and Engineering : A. - 2004. - Т. 387. - Р. 282-287.
17. Huang, Y. Hot deformation and annealing of cube oriented aluminium single crystals / Y. Huang, F.J. Humphreys, M. Ferry // Materials science and technology. - 2000. - Т. 16. - № 11-12. - Р. 13671371.
18. Вайнблат, Ю.М. Диаграммы структурных состояний и механизмов деформации алюминиевых сплавов / Ю.М. Вайнблат, Н.А. Шаршагин, Э.А. Варфоломеева. - М. : ВИЛС. - 1985.
Стожаров Дмитрий Александрович,
студент «Самарского национального исследовательского университета имени академика С.П. Королева», e-mail: dimastozharov @yandex.ru, тел.: +7-987-929-82-53.
Яшин Василий Владимирович, мнс ОНИЛ-4, «Самарского национального исследовательского университета имени академика С.П. Королева», e-mail: Vasiliy.yashin @arconic.com, тел.: +7-917-95-95-907.
Арышенский Евгений Владимирович, к.т.н., phd, снс ОНИЛ-4, «Самарского национального исследовательского университета имени академика С.П. Королева», e-mail: ar-evgenii@yandex.ru, тел.: +7-927-294-60-96.
Халимова Алия Фаисовна, лаборант, АО «Арконик СМЗ», г. Самара, Россия, e-mail: aliya.khalimova@mail.ru, тел.: +7-927-26-45-861.
Коновалов Сергей Валерьевич, д.т.н., профессор, заведующий кафедрой «Технология металлов и авиационного материаловедения», Самарский национальный исследовательский университет имени академика С.П. Королёва, e-mail: ksv@ssau.ru, тел.: +7-903-943-99-99.
