Исследование влияния термомеханической обработки на кинетику старения листов сплава ИМВ6

17.07.2019

В настоящее время на основе системы Mg—Y создан и разрабатывается целый ряд промышленных сплавов различного назначения. Интерес к этой системе определяется тем, что в сплавах на ее основе удачно сочетаются высокая прочность при комнатной и повышенной температурах, способность сплавов к термическому упрочнению, незначительная разница в пределах текучести на растяжение и сжатие. Однако детальные исследования этих сплавов, в том числе и процессов старения, начались сравнительно недавно, и до сих пор целый ряд вопросов физического металловедения этих сплавов не нашел еще полного объяснения. Достаточно подробный обзор литературных данных по сплавам этой системы дан в работе одного из авторов настоящей статьи, поэтому здесь отметим только некоторые из проблем, возникших в процессе освоения сплавов этой системы, связанных с процессами старения. Это, во-первых, чрезвычайно длительный период старения как двойных, так и более сложных сплавов при температурах ниже 200° С, во-вторых, практически полное отсутствие упрочнения в процессе старения при температурах выше 220° С. В настоящей работе ставилась задача исследования процессов старения (в том числе после термомеханической обработки) в промышленном сплаве ИМВ6 с целью выбора режимов обработки, обеспечивающих оптимальное сочетание механических свойств.

Материалы и методика эксперимента. Исследования проводились на листах сплава ИМВ6 с 8,7% Y и 0,2% Mn, толщиной 2,0 мм. Образцы закаливались в воду с температуры 520° С после выдержки 2 ч или отжигались при температуре 430° С 1 ч, а затем старились при различных температурах (от 160 до 275° С). Термомеханическая обработка заключалась в проведении холодной прокатки предварительно закаленных или отожженных листов со степенями деформации 5—15 % с последующим старением. В каждом случае строились кинетические кривые твердости (Нв) и электропроводности (1/р) в зависимости от времени старения (до 500 ч). Электропроводность измерялась методом вихревых токов с точностью 2%. Структурные исследования проводились на электронном микроскопе УМВ100К на тонких фольгах. Образцы для исследования на просвет утонялись механически до толщины 0,2 мм, затем химически — в 30 %-ном растворе HNO3 в этиловом спирте и промывались в чистом спирте. В случае получения загрязненной поверхности образцы дополнительно обрабатывались в тлеющем разряде (U = 1,0—1,5 кВ, i = 10в-2 А/см2) в течение нескольких минут.

Экспериментальные результаты. Кинетические кривые Нв = f (т) и 1/р = f(т) для закаленных с 520° С и отожженных при 430° — 1 ч образцов имели идентичный вид и незначительно отличались только начальным уровнем свойств. Это относится к образцам как с ТМО, так и без ТМО, поэтому ниже приводятся только данные для закаленного состояния.

На рис. 1 приведены наиболее характерные кривые изменения свойств, которые были получены при температурах старения 200 и 240° С. До температуры 200° C изменения электропроводности носят закономерный характер — незначительное увеличение при выдержке 1 ч, инкубационный период и последующее увеличение. При этом скорость распада тем больше, чем выше температура старения. Максимальная скорость распада наблюдается при температуре старения 200° С (кривая 1). После выдержки 100 ч кривая выходит на плато, т. е. распад практически прекращается. При температурах менее 200° С увеличивается протяженность инкубационного периода.

При переходе к более высоким температурам (220—240° С) обнаруживается необычный ход изменения электропроводности, вслед за увеличением 1/р при 50-часовой выдержке наблюдается снижение значения электропроводности, и последующий подъем начинается только после выдержки 200 ч (рис. 1, кривая 3). Однако даже при выдержке 500 ч степень распада остается значительно меньшей, чем при 200° С.

Влияние холодной деформации перед старением проявляется в сокращении продолжительности и повышении уровня электропроводности на стадии инкубационного периода при температурах старения, начиная с 200° С (кривые 2, 4). При меньших температурах влияние деформации практически не сказывается. Обращает на себя внимание тот факт, что скорость распада при 200° С на деформированных образцах ниже, чем на недеформированных, и вследствие этого, несмотря на меньший инкубационный период в первом случае, степень распада (уровень электропроводности) ниже, чем во втором при 100-часовой выдержке. При 220—240° С (кривые 220 и 240° С практически совпадают) скорость распада близка к скорости распада недеформированных образцов при 200° С, но вследствие резкого сокращения инкубационного периода та же степень распада, что и при 200° С, достигается за 20 ч, а при 100-часовой выдержке распад более полный.

Измерения твердости (НВ), проведенные на тех же образцах, находятся в соответствии с данными по электропроводности. На деформированных образцах максимальная твердость, близкая к твердости недеформированных образцов, состаренных при 200° С, достигается при температурах 220—240° С за 20 ч и остается затем на неизменном уровне. При выдержках до 100 ч разупрочнения для всех состояний не наблюдалось.

Таким образом, новые, ранее неизвестные результаты, полученные при изучении кинетики старения на сплаве ИМВ6, сводятся к тому, что пластическая деформация, проведенная после закалки или отжига при 430° С — 1 ч, значительно меняет кинетику старения при температурах 220—240° С, приводя к сокращению инкубационного периода при старении и, следовательно, общего времени старения для достижения максимального упрочнения.

Электронно-микроскопические исследования структуры образцов на разных стадиях старения показали, что для инкубационного периода при всех температурах характерно наличие мелкодисперсных выделений, с размером частиц — 100° А, дающих отражения вблизи рефлексов матрицы (рис. 2, а). Распад такого вида часто наблюдается и в закаленных образцах. При температуре старения 200° С с увеличением выдержки до 20 ч и более на микроэлектронограммах недеформированных образцов между рефлексами матрицы появляются тяжи, которые, постепенно сгущаясь, переходят в четкие рефлексы фазы, отличной от первой. Расшифровка электронограмм показала, что эти рефлексы принадлежат фазе с моноклинной решеткой и теми же параметрами, что и в двойной системе Mg—Y. Эта фаза достаточно четко выявляется на микрофотографиях, особенно при исследованиях в темном поле, в виде мелкодисперсных частиц, равномерно распределенных по телу зерна (рис. 3, с).

Фаза с моноклинной решеткой была обнаружена также при старении 240° С — 500 ч, но по сравнению с распадом при 200° С плотность выделений по телу зерна меньше и наблюдаются выделения крупных частиц по границам зерен (рис. 3, б). Повышение температуры старения до 275° С резко меняет характер выделений. Частицы внутри зерна приобретают вид звездочек, лучи которых часто имеют различную кристаллографическую ориентировку, усиливается распад по границам зерен (рис. 3, в). Однако эта фаза имеет ту же моноклинную решетку, что и при низкой температуре старения.

Пластическая деформация после закалки приводит к тому, что при последующем старении распад идет в первую очередь на дефектах решетки — двойниках, дислокациях и т. д. При температуре старения 240° С и выдержке 40 ч частицы достигают размеров — 0,5 мкм и приобретают правильную огранку (рис. 3, г). Дифракционная картина в этом случае соответствует наличию двух фаз: фазы, характерной для инкубационного периода, и фазы с моноклинной решеткой (рис. 2, б).

На основании проведенных исследований был предложен и опробован на промышленных партиях режим термомеханической обработки листов сплава ИМВ6, включающий следующие операции: отжиг горячекатанных листов при температуре 430° С в течение 1 ч, холодную прокатку с обжатием 5—10%, старение 220 С — 24 ч. В таблице приведены результаты механических испытаний листов после различных видов обработки. Сравнение их показывает, что термомеханическая обработка обеспечивает получение высоких значений механических свойств за значительно меньший период старения. Необходимо отметить также, что использование TMO приводит и к изменению характера излома образцов при испытаниях на растяжение и изгиб. Если после старения 200° С — 100 ч излом вязкий, зернограничный, то после TMO — вязкий, внутризеренный, что может сказаться, видимо, на улучшении коррозионных свойств.

Обсуждение результатов. Приведенные выше экспериментальные результаты еще недостаточны, чтобы представить полную картину процессов распада, проходящих при различных видах обработки. Однако сопоставление их с известными ранее позволяет сделать некоторые предположения относительно природы этих процессов.

Максимальная растворимость иттрия в магнии, по данным, составляет около 3 вес. % при 200° С и 7,8 вес. % при 400° С. По данным других работ, эти цифры несколько меньше — 2,2—6,5 вес. % соответственно. Значение 1/р =4,2*10в-4 Ом-1*см-1 для сплава ИМВ6, полученное в нашей работе после закалки, хорошо согласуется с данными для двойных сплавов. Если считать, что в результате старения при 200° С в течение 500 ч достигается полный распад, и отнести все изменения электропроводности за счет выделения из твердого раствора только иттрия, то это означает, что в твердом растворе остается не менее 5,5 вес. % Y. Значительно большая растворимость иттрия наблюдается и при 400° (8,7 вес. %). Аналогичные результаты следуют и из работы, в которой изучался распад при 200° на двойных сплавах. При этом на кинетических кривых наблюдался четко выраженный инкубационный период, как и в сплаве ИМВ6. В то же время в работе его наличия не отмечалось. На основании этого можно предположить, что одной из наиболее вероятных причин увеличения растворимости иттрия является влияние неконтролируемых примесей в двойных сплавах и дополнительное легирование в сплаве ИМВ6. С этих позиций распад в сплаве ИМВ6 можно рассматривать следующим образом. На стадии инкубационного периода происходит выделение главным образом примесной фазы. По мере обеднения твердого раствора элементами примеси снижается растворимость иттрия в сплаве и начинается распад твердого раствора Mg—Y, т. е. выделение фазы, богатой иттрием.

Пластическая деформация интенсифицирует процессы распада как примесной, так и основной фаз за счет гетерогенного зарождения их. При переходе к более высоким температурам (выше 240° С) изменение характера распада может быть связано с изменением растворимости примесных элементов.


Имя:*
E-Mail:
Комментарий:
Информационный некоммерческий ресурс fccland.ru © 2019
При цитировании и использовании любых материалов ссылка на сайт обязательна