Взаимосвязь характера кристаллографического скольжения и структурных изменений в процессе пластической деформации магниевого сплава тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

О к I-Ар <0О

Галиев Артур Марселевич

ВЗАИМОСВЯЗЬ ХАРАКТЕРА КРИСТАЛЛОГРАФИЧЕСКОГО СКОЛЬЖЕНИЯ И СТРУКТУРНЫХ ИЗМЕНЕНИЙ В ПРОЦЕССЕ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ МАГНИЕВОГО СПЛАВА

Специальность 01.04:37 - физика твердого тепа

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Уфа -1997

ОБЯЗАТЕЛЬНЫЙ БЕСПЛАТНЫЙ ЭКЗЕМПЛЯР

Работа выполнена в Институте проблем сверхпластичности металлов РАН

Научный руководитель: доктор физико-математических наук.

Защита состоится 15 апреля 1997 года в 14 часов на заседань диссертационного совета К.003.98.01 при Институте проблем сверхпластичноа металлов РАН (450001, Уфа, ул. Ст. Халтурина, 39)

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке ИПСМ РАН Автореферат разослан "_* марта 1997 г.

старший научный сотрудник Кайбышев Р.О.

Официальные оппоненты: доктор физико-математическихнаук,

профессор Мышляев М.М.

кандидат технических наук,

старший научный сотрудник Зарипов Н.Г.

Ведущая организация: Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, г. Томск

Маркушев М.В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ •

Актуальность темы. Основной задачей физики прочности и пластичности является изучение процессов, происходящих во время пластической деформации твердых тел. Особый интерес представляют вопросы, связанные с изменением структуры в процессе деформации, и в частности с формированием рекристаллизованных зерен.

До недавнего времени все аспекты структурных изменений в процессе пластической деформации рассматривались в отрыве от взаимосвязи с механизмами пластической деформации. В результате многие особенности процессов, структурообразования не имели однозначной интерпретации.

Проведенные в последнее время исследования динамической рекристаллизации (ДР) во взаимосвязи с действующими механизмами деформации показали, что всестороннее рассмотрение физической природы данного явления возможно только на основе комплексного и последовательного изучения структурных изменений и действующих механизмов деформации. Результаты исследований позволили выявить новый подход к вопросу развития ДР в различных классах материалов, благодаря которым стало возможным изменить как существующие теоретические представления о характере пластической деформации, так и практические возможности создания принципиально новых технологических процессов получения качественно новых материалов с уникальным комплексом свойств. На этой основе возможна разработка общего подхода к управлению структурой в различных материалах.

В этой связи представляется целесообразным проведение исследований, направленных на более детальное рассмотрение взаимосвязи структурных изменений и механизмов пластической деформации. Исследование взаимосвязи конкретных механизмов деформации и структурных изменений позволит расширить теоретические представления о структурных аспектах пластической деформации. С другой стороны анализ влияния структурных факторов на механическое поведение представляет большое практическое значение.

Цель работы. Установить существование и изучить характер зависимости кристаллографического скольжения и структурных изменений в процессе пластической деформации магниевого сплава. Выбор в качестве исследуемого механизма деформации механизма кристаллографического скольжения обусловлен отсутствием систематических исследований по влиянию типа и характера скольжения на механизмы структурных изменений и особой ролью дислокационных механизмов в процессах эволюции структур. В работе решались следующие частные задачи:

1. Анализ деформационного поведения и исследование характера кристаллографического скольжения в зависимости от температурно-скоростных условий деформации.

2. Исследование эволюции структуры во время пластической деформации. Анализ влияния характера кристаллографического скольжения на структурные изменения в процессе пластической деформации.

3. Анализ влияния структурных факторов на взаимосвязь характера кристаллографического скольжения и структурных изменений.

4. Исследование особенностей характера кристаллографического скольжения и структурных изменений при холодной деформации.

Для достижения поставленной цели в качестве материала исследования был выбран магниевый сплав . МА14, который является очень удобным объектом для исследования процессов пластической деформации, так как обладает ограниченным числом систем скольжения. Благодаря высокой анизотропии сопротивлению сдвига, магний и магниевые сплавы проявляют ярко выраженную зависимость деформационного поведения от условий деформации и исходного состояния структуры. Существование известной из литературы сложной температурной зависимости

механизмов деформации для магния и его сплавов позволяет легко достичь целей

/ \

настоящей работы. Выбор в качестве объекта исследования сплава был предопределен необходимостью добиться значительного воздействия вариации температурно-скоростных условий деформации и исходных структурных характеристик материала на характер кристаллографического скольжения.

Научная новизна. На примере магниевого сплава МА14 впервые показана зависимость структурных изменений от характера кристаллографического скольжения в процессе пластической деформации.

Исследованы особенности скольжения в области низких и высоких температур деформации и связанные с ними изменения в процессах структурообразования. Формирование более равновесных границ зерен в области высоких температур деформации связано с действием двойного поперечного скольжения в качестве контролирующего механизма процессов пластической деформации и ДР. В области низких температур действие простого единичного скольжения приводит к -формированию неравновесных границ рекристаллизованных зерен. При этом развитие низкотемпературной'ДР в сплаве МА14 происходит только в том случае, когда имеет место гомогенное кристаллографическое скольжение по преимущественной системе.

Установлено влияние исходной микроструктуры и кристаллографической текстуры (КТ) на взаимосвязь характера кристаллографического скольжения и структурных изменений. Уменьшение исходного размера зерен повышает гомогенность скольжения и ускоряет ДР. Влияние КТ на структурные изменения в процессе пластической деформации связано с зависимостью характера кристаллографического скольжения от типа текстуры. Переход к действию поперечного скольжения дислокаций от механизма Фриделя к механизму Фриделя-Эскейджа при изменении текстуры, приводит к ускорению ДР.

На основании установленной взаимоевязи структурных изменений с действующими механизмами деформации выявлены соотношения между характером кристаллографического скольжения, развитием ДР и возможностью перехода материала в состояние сверхпластичности. Предложены качественные модели образования новых зерен в области низких и высоких температур деформации.

Научная и практическая значимость. Полученные результаты важны для более глубокого понимания взаимосвязи между процессами структурообразования и, механизмами пластической деформации. Они могут быть полезны при разработке режимов практического управления процессами деформации и рекристаплизации. На защиту выносятся:

1. Результаты исследования деформационного поведения и анализа механизмов пластической деформации магниевого сплава в широкой температурной-скоростной области.

2. Экспериментальные данные о характере кристаллографического скольжения и структурных изменениях в сплаве МА14, подтверждающих зависимость протекающих в процессе деформации структурных изменений от характера кристаллографического скольжения.

3. Результаты систематического исследования влияния размера исходных зерен и кристаллографической текстуры на взаимосвязь характера кристаллографического скольжения и структурных изменений.

4. Результаты исследования взаимосвязи характера кристаллографического скольжения и структурных ..изменений при холодной пластической деформации магниевого сплава и схема формирования новых зерен при низкотемпературной ДР.

Апробация результатов работы. Основные результаты диссертации доложены и обсуждены на II Intern. Conf. on Nanostructured Materials "Nano'94" (Stuttgart, 1994), Intern. Conf. on Recrystallization in Metallic Materais "RecrystaHization'96" (Monterey, 1996), Intern. Conf. on Superplasticity in Advanced Materials ICSAM'97 (Bangalore, 1997).

Публикации. По материапам диссертации опубликовано 7 статей в научных отечественных и зарубежных журналах.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка литературы из 227'наименований. Работа содержит 15В страниц, включая 57 рисунков, 14 таблиц.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ.

Во введении обоснована актуальность - выбранной темы диссертации. Сформулированы цель, научная новизна и практическая ценность работы. Приведены основные положения, выносимые на защиту.

«ЭБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

Обзор литературы начинается с общей характеристики процесса ппастической деформации крупнозернистых металлических материалов, в котором одновременно сочетаются действие разнообразных механизмов пластической деформации и происходящие в процессе пластического течения структурные изменения. При этом указывается на существование тесной взаимосвязи между ними. Отсюда делается

вывод о необходимости совместного исследования механизмов пластической деформации и структурных изменений.

Далее приводятся современные представления о'механизмах пластической деформации и даются основные сведения о деформационном поведении металлических материалов. Анализ деформационного поведения включает вывод эмпирического уравнения состояния, которое связывает скорость деформации, напряжение течения, температуру и структурный фактор. Феноменологические параметры, выражающие зависимость скорости деформации, сравниваются с величинами, которые можно предсказать на основе представлений о конкретных физических процессах, контролирующих скорость-деформации. При достаточно высоких температурах во многих случаях получают прямо-пропорциональную зависимость скорости деформации от приложенных напряжений, т.н. "степенной закон". В области низких температур наблюдают нарушение степенного закона ползучести. В этом случае в качестве уравнения состояния принимают вместо степенной экспоненциальную зависимость скорости деформации. Рассматривая механизмы деформации, особое внимание уделяется механизмам движения и взаимодействия дислокаций, поскольку особенности . пластической деформации крупнозернистых материалов в значительной степени связаны именно с дислокационными процессами. Отмечается многообразие предложенных механизмов и отсутствие единой точки зрения на деформационное поведение различных материалов. В заключении данного раздела приводятся сведения об особенностях пластической деформации магния и магниевых сплавов.

Во втором разделе даются сведения о характере структурных изменений во время пластической деформации различных материалов. Рассматривается широкий спектр структурных изменений в области низких и высоких температур деформации. Приводятся основные закономерности структурных изменений при развитии ДР. Отмечаются расхождения во взглядах на процессы структурообразования, характер эволюции структуры и детали тонкого строения. Указывается, что использование формального подхода к исследованию закономерностей процессов структурообразования по аналогии со статическими процессами приводит к тому, что целый ряд теоретических выводов противоречит результатам экспериментов. Анализ структурных изменений в процессе пластической деформации показывает, что для объяснения наблюдаемых закономерностей более целесообразным представляется подход, учитывающий влияние определенных механизмов деформации на структурные изменения.

В третьем разделе приводятся известные сведения о взаимосвязи структурных изменений с механизмами пластической деформации, благодаря которым удалось непротиворечиво объяснить некоторые особенности феноменологии, кинетики, механизмов ДР. В то же время отмечается недостаточное количество работ по влиянию температурно-скоростных условий деформации, структурных факторов, химического и фазового состава материала на взаимосвязь структурны^ изменений с механизмами пластической деформации.

На основание проведенного обзора литературы ссрормулирована цель работы и поставлены частные задачи исследования. В заключение дано обоснование выбора материала для экспериментального исследования.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

В качестве материала исследований был использован магниевый сплав МАМ (5.8%гп, 0.65%гг, остальное Мд) со структурой матричного типа. Для повышения пластичности и устранения дендритной ликвации слитки из МА14 подвергали двухступенчатой гомогенизации: Т=663К в течении 8 часов + Т=723К в течении 6 часов (состояние 1). В структуре сплава после отжига содержатся дисперсные частицы вторых фаз в виде пластин Мд27п3 и глобупей 2г2гп3. Кроме того в работе использовались другие состояния сплава МА14: состояния 2-4 - горячепрессованный пруток, отожженный при Т=773К в течении 48 часов, состояние 5 - горячепрессованный пруток, предварительно осаженный со степенью е=50% при температуре деформации Т=723К и скоростью с = 10с-' и отожженный в течении 36 часов при Т=723К. Средний размер исходных зерен составил в состоянии 1 - 85 мкм, в состояниях 2-4 - 65 мкм и в состоянии 5-24 мкм.

Механические испытания проводились на универсальных динамометрах 1пз1гоп ТТ1114, ^гоп 1185, БсЬепск ИМБ-ЮО в широком интервале температур (293-723К) и скоростей (Ю-МО-1 с-1) деформации. Деформацию образцов размером 010x12 мм проводили по схеме осевого сжатия. Испытания на растяжение проводили на плоских образцах толщиной 2 мм и длиной рабочей части 15 мм. Ошибка в определении усилия деформирования не превышала 5%. При определении характеристик механических свойств размеры образцов измеряли штангенциркулем и микрометром, погрешность не превышала 0.05 мм. На экспериментальную точку брали не менее 3-х образцов. Для фиксации структурных изменений, связанных непосредственно с горячей деформацией, была использована специальная установка, обеспечивающая быстрое (в течении 0.2-0.5сек.) охлажде^е образцов путем подачи воды в зону деформации в момент остановки траверсы испытательной машины.

При исследовании низкотемпературной деформации плоские образцы размером 010x0.3 мм деформировались с различными степенями на наковальне Бриджмена при комнатной температуре. Степень деформации определяли по формуле: е=1п (с1фЛ), где с! - диаметр образца, ф - угол поворота, (- толщина образца. Исследования проводили на расстоянии 2.5 мм от центра образца, поэтому приняли :М=16. Для изучения механических свойств применяли метод измерения микротвердости. Топографические исследования после больших степеней деформации проводили на образцах, предварительно деформированных на наковальне Бриджмена, из которых вырезали небольшие специальные образцы на растяжение.

Микроструктурные исследования проводились на металлографических микроскопах МИМ 8, Ме1ауа1, и автоматическом структурном анализаторе Ер1яап(. Фотографические съемки проводили на микроскопах Меор^ 2 и №орЬю1 32 при

увеличениях 100-800. Размер и удельный объем рекристаллизованных зерен определяли методом средней длины пересекающего отрезка. Поле измерений при исследовании осаженных поликристаллических образцов располагали на расстоянии 1/3 его радиуса от центра на равной дистанции от торцов. Это позволило избежать ошибок, связанных с неравномерностью деформации при осадке.

Деформационный рельеф изучался при степенях деформации е=10-85% в исследуемых интервалах температур и скоростей деформации. Полученные после дефор-мации.образцы исследовали на растровом электронном микроскопе "JEOL JSM-840".

Для исследования тонкой структуры сплава МА14 использовали электронную микроскопию тонких фолы, приготовленных из массивных образцов. Исследования проводили в электронных микроскопах Tesla BS-540 и JEM 2000ЕХ при ускоряющих напряжениях 120 и 200 кВ, соответственно. Плотность решеточных дислокаций определяли электронно- микроскопически по точкам выхода и методом секущих. Векторы Бюргерса решеточных дислокаций определяли с помощью микродифракции и темнопольных изображений по обычному критерию: gb=0.

Рентгеноструктурные исследования проводили на дифрактометрах ДРОН-ЗМ и ДРОН-4 в фильтрованном медном излучении с фокусировкой по Брэггу - Брентано. Текстурные исследования были выполнены с использованием специальной текстурно-гониометрической приставки ГП-2. Текстуры анализировались по прямым и обратным полюсным фигурам. Исследование микронапряжений проводили по уширению интерференционных линий. Профиль линии от исследуемого образца и эталона аппроксимировался гауссовой кривой.

ВЗАИМОСВЯЗЬ МЕХАНИЗМОВ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И СТРУКТУРНЫХ ИЗМЕНЕНИЙ В СПЛАВЕ МА14 В ШИРОКОЙ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ОБЛАСТИ

В настоящей главе исследуются деформационное поведение и механизмы пластической деформации магниевого сплава в широкой температурной области. Рассматриваются особенности характера кристаллографического скольжения и их влияние на структурные изменения в области высоких и низких температур. Через взаимосвязь характера кристаллографического скольжения и ДР исследуется возможность перехода материала в состояние сверхпластичности.

Анализ феноменологии и механизмов пластической деформации сплава

МА14.

Анализ феноменологии и механизмов пластической деформации сплава МА14 проводился на основании совместного исследования характера деформационного рельефа и дислокационной структуры в различных температурных областях.

Результаты топографических исследований демонстрируют наличие трех температурных областей, которые различаются характером кристаллографического скольжения. При высоких температурах Т=623-723К во всех зернах наблюдается

интенсивное множественное скольжение по нескольким системам. Преобладают короткие волнистые линии поперечного скольжения. Они равномерно распределены как по телу зерен, так и у границ. При Т=623К достигается максимальное количество действующих систем скольжения.

При Т=523К наблюдается два семейства линий скольжения. Преобладают грубые линии базисного скольжения, которые часто концентрируются в деформационные полосы. На макроуровне можно говорить о прямолинейности линий базисного скольжения. При большом увеличении в отдельных зернах выявляются локальные изгибы этих линий, которые не имеют преимущественного направления. Это связано с действием поперечного скольжения. Волнистые пинии небаэисного скольжения в виде следов поперечного скольжения располагаются в узком приграничном регионе шириной около Юмкм. Здесь они однородно распределены по объему материала.

При низкой температуре Т=423К присутствуют только длинные линии базисного скольжения. Они проходят от одной границы исходных зерен до другой. В отдельных зернах они концентрируются в одном месте, образуя полосы деформации. Линии скольжения других систем практически не встречаются.

Методом электронно-микроскопических исследований были определены тип дислокаций и возможные системы скольжения в сплаве МАМ. Основное отличие в дислокационной структуре деформированных образцов было обнаружено при низких и высоких температурах. Совместный анализ картин изображения и картин дифракции показал наличие только базисных дислокаций в структуре материала в области низких температур. При более высоких температурах кроме базисных а-дислокаций были выявлены также небазисные а-дислокации, расположенные в плоскостях призмы и пирамиды первого рода.

Анализ деформационного поведения сплава МА14 в свою очередь явно показан наличие трех температурных областей - низкотемпературной (Т=423-473К), среднетемпературной (Т=473-573К) и высокотемпературной (Т=573-723К), отличающиеся друг от друга феноменологическими характеристиками пластического течения металла. В регионе низких температур деформация материала описывается экспоненциальным законом, а механизмом деформации является контролируемое препятствиями скольжение дислокаций. В интервале средних и высоких температур выполняется степенной закон деформации. При этом показатель степени при напряжениях п в области промежуточных температур равен 6, а в высокотемпературной области 5. В области высоких температур деформации энергия активации близка к энергии активации самодиффузии в магнии (С1=126±10кДж/моль). В области промежуточных температур наблюдается прямо пропорциональная зависимость между энергией активации и температурой деформации. Переход от высокотемпературной области к области промежуточных температур описывается критерием Шерби- Бурке.

Анализ экспериментапьных данных показывает, что их невозможно интерпретировать исключительно в терминах контролируемого диффузией переползания дислокаций, так как:-

(¡) Температурная зависимость показателя степени напряжений течения не соответствует соотношению п=п+2, которое должно выполняться в случае перехода от высокотемпературного переползания к низкотемпературному.

(и) Критерий Шерби-Бурке описывает переход от высокотемпературного региона к среднетемпературному. Такой феномен связан с более сложными изменениями в механизмах деформации. Он не может быть объяснен в терминах замены объемной диффузии как процесса, контролирующего деформацию, на трубочную диффузию.

(¡и) Экспериментально наблюдаемая зависимость энергии активации от приведенных приложенных напряжений не совпадает с рассчитанной по модели перехода от низкотемпературного переползания к высокотемпературному. Полученная зависимость смещена в область более высоких приведенных напряжений, что свидетельствует о характере действующих механизмов деформации, не связанном с процессами диффузии.

(¡v) Топографические наблюдения однозначно показывают, что поперечное скольжение дислокаций играет важную роль в процессах пластической деформации сплава МА14 в области средних и высоких температур. По характеру деформационного рельефа есть все основания полагать, что термически активируемое поперечное скольжение может быть контролирующим механизмом деформации в магниевом сплаве.

Анализ механизмов пластической деформации, выполненный по различным моделям поперечного скольжения, показал, что деформационное поведение сплава МАМ в области действия степенного закона наиболее точно описывается механизмом поперечного скольжения по модели Фриделя-Эскейджа (Ф-Э). Нетипичная зависимость энергии активации от напряжений в области средних температур объясняется влиянием ЭДУ на ширину расщепления дислокации в магниевом сплаве. Повышение температуры деформации от Т=473К до Т=573К приводит к увеличению растворимости цинка в магнии с 1.5% до 5.6%. При этом величина ЭДУ уменьшается, а ширина с) возрастает. Это приводит к росту энергии активации механизма Ф-Э с увеличением температуры.

Взаимосвязь механизмов деформации и структурных изменений в сплаве

МА14.

Результаты микроструктурных исследований показали, что во всем исследованном интервале температур формируются новые зерна. Рекристаллизованные зерна в области высоких и промежуточных температур формируются по границам исходных. Границы рекристаллизованных зерен проявляют обычный экстинкционный контраст. При низких температурах новые зерна образуются в теле исходных, а границы их проявляют особый контраст, связанный с неравновесным состоянием этих границ. Одновре-. менно выявляются высокие упругие деформации в полностью рекристаллизованной структуре материала. В области промежуточных температур достигается максимальная плотность решеточных дислокаций в рекристаллизованных зернах (р=8х108см-2 при Т=523К). Отдельные дислокации наблюдаются в границах рекристаллизованных зерен. При низких температурах плотность решеточных дислокаций резко уменьшается по сравнению с Т=523К. При высоких температурах уменьшается плотность дислокаций как в границах зерен, так и решеточных дислокаций.

Как показал анализ экспериментальных результатов наиболее значительное различие в процессах ДР наблюдается при температурах Т=523-723К и при Т=423К. Это позволило выделить два основных типа ДР: высокотемпературная ДР и низкотемпературная ДР (НТДР). Резкие отличия в феноменологии, механизмах, особенностях рекрис-таллизованной структуры обусловлены различным характером скольжения в области низких и высоких температур. Обычная ДР наблюдается при нормализованных скоростях деформации, расположенных ниже критерия нарушения степенного закона (екТ/ОвЬ <10б) (рис.1) в области высоких и промежуточных температур. Различие в механизмах деформации в этих областях незначительно. В обоих температурных интервалах действует множественное скольжение. Деформационное поведение контролируется механизмом поперечного скольжения по модели Ф-Э. Действие механизма обычной ДР связано с перераспределением дислокаций в процессе множественного и поперечного скольжения дислокаций. Множественный характер скольжения создает благоприятные условия для формирования объемных сеток дислокаций и образования зародышей рекристаллизованных зерен вблизи исходных границ. Поперечное скопьжение приводит к перераспределению дислокаций в субграницах, контролируя механизм формирования рекристаллизованных зерен. Взаимодействие малоугловых границ с решеточными дислокациями в процессе деформации приводит к трансформации субзерен в рекристаллизованные зерна.

Рис.1. Зависимость нормализованной скорости деформации от нормализованных

напряжений.

НТДР развивается при больших нормализованных скоростях деформации, расположенных выше по критерию нарушения степенного закона (ёкТ/ОСЬ>10 й) в области действия экспоненциального закона деформации. Основным механизмом деформации в этой области становится единичное базисное скольжение. Действие базисного скольжения приводит к образованию плоских скоплений дислокаций. Новые зерна образуются на месте сипьноразориентированных плоских скоплений дислокаций под действием высоких внешних и внутренних полей напряжений. Их границы образованы сетками винтовых дислокаций и мультиполями стыковых дисклинаций, которые являются источниками дальнодействующих полей напряжений. В общем случае сетки винтовых дислокаций генерируют сильные поля напряжений, но не создают разориентации. Высокоугловую разориентацию обеспечивают стыковые дисклинации. Дальнейшая пластическая деформация приводит к увеличению мощности стыковых дисклинаций и уменьшению плотности дислокаций как в границах так и внутри зерен. При этом разориентация новых зерен возрастает.

Исследование взаимосвязи характера кристаллографического скольжения и структурных изменений в сплаве МА14 при переходе материала в состояние сверхпластичности.

Результаты исследований (табл.1. 2) показывают, что переход сплава МА14 в состояние сверхпластичности происходит при нормализованных скоростях деформации, расположенных ниже по критерию нарушения степенного закона (скТЮСЬИО-6), т.е. развитие сверхпластической деформации (СПД) в сплаве МА14 становится возможным при деформации материала в области действия степенного закона. Напротив, деформация материала в экспоненциальной области не приводит к переходу материала в состояние сверхпластичности.

Таблица!. Коэффициент скоростной чувствительности т и удельный объем

I Т(Ю степень деформации с (%) !

5 25 40 75 85

I 423 0.02 0.05 0.07 0.11 -/-

523 0.12/0 | 0.15/8.5 0.20/23 0.25/41 0.34/-

623 0.16/1.8 0.19/19.5 0.24/42 0.31/93.5 0.37/-

723 0.20 0.25 0.30 0.38 -/-

(в числителе значения т, в знаменателе-\/рс|()

Таблица 2. Максимальные свойства сверхпластичности сплава МА14

Т(К) т 6 (%) Ь (с ')

293 0.12 4 нет СПД

423 0.30 207 5.6х105

523 0.55 687 1.1x10--»

723 0.45 387 8x10"

Совместный анализ механизмов деформации и результатов структурных исследований показал, что развитие в материале сверхпластичности связано с особенностями состояния границ рекристаллизованных зерен (рис.1). Развитие ДР при нормализованных скоростях деформации, расположенных выше критерия нарушения степенного закона, приводит к формированию неравновесных границ рекристаллизованных зерен. При меньших нормализованных скоростях деформации по критерию нарушения степенного закона формируются более равновесные границы. Эти изменения в состоянии границ рекристаллизованных зерен при переходе через критерий нарушения степенного закона позволяют предположить, что возможность перехода полностью рекристаллизованного материала в состояние сверхпластичности контролируется состоянием границ зерен.

При высоких температурах Т=623-723К развитие ДР приводит к переходу материала в состояние сверхпластичности уже на ранних стадиях формирования частично рекристаллизованной структуры. Действие высокотемпературных механизмов деформации способствует формированию наиболее равновесных границ рекристаллизованных зерен (рис.1). Плотность эернограничных дислокаций низкая. Материал с полностью рекристаллизованной структурой проявляет удовлетворительные характеристики сверхпластичности.

При промежуточной температуре Т=523К наблюдается максимальное развитие сверхпластичности. С одной стороны, это связано со стабилизацией мелкозернистой структуры частицами р-фазы (Мд2гп,). С другой стороны, в этой области наблюдается заметное повышение эернограничных дислокаций в границах рекристаллизованных зерен Границы становятся менее равновесными. Однако, это состояние границ связано только с ррисутствием дислокаций в границах зерен (рис.1). Эти два фактора обеспечивают наилучшие условия для сверхпластической деформации. Зернограничное проскальзывание (ЗГП) становится доминирующим механизмом пластической деформации.

В области низких температур Т=293-423К развитие НТДР приводит к формированию в материале неравновесных границ зерен, содержащих разупорядоченные сетки дислокаций и мультиполи стыковых дисклинаций, которые являются источниками дальнодействующих полей напряжений (рис.1). При такой структуре материал становится сверхпластичным с очень низкими характеристиками сверхлластичности только при температуре Т=423К при низких скоростях деформации. При комнатной температуре, несмотря на десятикратное уменьшение размера рекристаллизованных зерен, материал не проявляет никаких признаков сверхпластичности. Это может быть связано с увеличением мощности стыковых дисклинаций при уменьшении температуры. По всей видимости, развитие сверхпластичности при переходе через критерий нарушения степенного закона связано с различием в механизмах ЗГП по границам общего типа при высоких температурах и по границам, содержащим стыковые дисклинации. Переход от одного типа ЗГП к другому, вероятно, происходит при достижении определенного уровня критических напряжений, при котором развитие сверхпластичности в материале становится невозможным. В. связи с этим, развитие

сверхпластичности в субмикро- и ианокристаллических материалах будет наблюдаться в том случае, когда в границах зерен будут содержаться стыковые дисклинации малой мощности, как в магниевом сплаве, рекристаллизованном при температуре Т=423К.

ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРНЫХ ФАКТОРОВ НА ВЗАИМОСВЯЗЬ ХАРАКТЕРА КРИСТАЛЛОГРАФИЧЕСКОГО СКОЛЬЖЕНИЯ И СТРУКТУРНЫХ ИЗМНЕНЕНИЙ ПРИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ СПЛАВА МА14.

На основании результатов, представленных в главе 3, можно сделать вывод о том, что если какие-то структурные факторы будут влиять на характер кристаллографического скольжения в сплаве МАИ, то от них должны зависеть феноменология и кинетика ДР, размер формирующихся зерен. Такие экспериментальные данные смогли бы стать надежным подтверждением жесткой связи между характером кристаллографического скольжения и структурными изменениями. С этой целью варьировались исходный размер зерен и ориентация кристаллитов, которые из всех структурных параметров, как это известно из литературы, оказывают наибольшее воздействие на механизмы деформации.

Влияние микроструктуры на характер кристаллографического скольжения и структурные изменения в сплаве МА14.

В разделе рассмотрено влияние размера исходных зерен на скольжение и структурообразование в сплаве МА14. Известно, что измельчение исходных зерен не влияет на размер рекристаллизованных зерен и лишь ускоряет рекристаллизационные процессы во время деформации. Следует отметить, что в работах, на основании которых были сделаны данные выводы, исходный размер зерен варьировался в узких пределах 100-400 мкм. По всей видимости, этого было недостаточно для того, чтобы изменить действующие механизмы деформации. В данной работе объектами исследования были два состояния сплава МАМ, имеющие одинаковый фазовый состав и различающиеся размером зерен: 24 и 85 мкм.

Феноменология пластической деформации так же как и характер скольжения в " двух состояниях сплава МАМ оказались различными. В мелкозернистом состоянии множественное поперечное скольжение развивается однородно по всему объему исходных зерен. В крупнозернистых образцах преобладает планарное базисное скольжение. Его характер определяется температурой деформации. При Т=523К в теле исходных зерен встречаются только грубые линии базисного скольжения. Небазисное скольжение развивается в узком приграничном регионе, шириной около 10 мкм. Рост температуры повышает однородность скольжения и изменяет его тип. Происходит переход от единичного скольжения к множественному с ростом температуры от Т=523К до Т=723К. При этом планарность скольжения сохраняется. -

Особенности скольжения в мелкозернистых образцах создают более благоприятные условия для формирования новых зерен. После небольших степеней деформации в мелкозернистом состоянии присутствует развитая субзеренная структура

(р=6,1-109 см 2), в то время как в крупнозернистых образцах преобладают равномерно распределенные дислокации и плоские дислокационные скопления (р=1,1-1010 см2). Вид дислокационной структуры свидетельствует о большей активности поперечного скольжения по механизму Ф-Э в мелкозернистом материале. Это является одной из ' причин ускорения ДР в исходно мелкозернистом материале. Другая причина ускорения рекристаллизационного процесса заключается в увеличении числа мест гетерогенного зарождения новых зерен на границах исходных.

Также было выявлено влияние исходной микроструктуры на размер рекристаллизованных зерен. Повышенным значениям энергии активации исходно мелкозернистых образцов соответствуют большие величины параметра ъ. Это ведет к смещению прямой с)р„=^) в сторону меньших размеров рекристаллизованных зерен. То есть, при одинаковых условиях деформации с1р„ будет меньше у образцов, исходная микроструктура которых благоприятна для развития тонкого скольжения.

Влияние кристаллографической текстуры " на - характер кристаллографического скольжения и структурные изменения в сплаве МА14.

Как известно, влияние исходной текстуры на скольжение гораздо сильнее, чем влияние микроструктуры. В этом разделе одновременно были рассмотрены эволюция микроструктуры и изменение характера скольжения во время пластического течения образцов, вырезанных вдоль, поперек и под углом 45° к исходному аксиальному преимущественному расположению плоскостей базиса.

На ранних стадиях пластического течения наибольшая скорость ДР имеет место в поперечных образцах. В интервале г=25-40% с наибольшей интенсивностью процесс рекристаллизации идет в продольных образцах. После е=50% скорость ДР в образцах сплава МА14, вырезанных под углом 0° и 90° к оси аксиальности исходной текстуры, примерно равны. В образцах, вырезанных под углом 45°, скорость ДР и с1рск всегда ниже, чем в двух других состояниях магниевого сплава.

Методами топографических и электронно-микроскопических наблюдений, рентгеновского текстурного анализа было показано, что скорость рекристаллизационного процесса определяется типом скольжения, которое, в свою очередь, зависит от исходной текстуры..'В продольных и поперечных образцах максимальная скорость ДР имеет место тогда, когда выполняются следующие условия:

(¡) формируются полосы поперечного скольжения;

(м) существуют благоприятные условия для движения а-дислокаций как' в базисных, так и небазисных плоскостях, а поперечное скопьжение реализуется по механизму Ф-Э; ^

(Ш) имеет место {1011}<1120> скольжение.

Наибольшее воздействие на кинетику ДР оказывают сочетание условий (и) и (Ш). С этим связана высокая скорость ДР на разных стадиях пластического течения в продольных и поперечных образцах. Если пластическая деформация осуществляется Только за счет движения а-дислокаций в плоскостях (0001) и {1010}, а поперечное скольжение идет по модели Фриделя, как в образцах, вырезанных под углом 45° к оси

аксиальности исходной базисной текстуры, то ДР идет медленно. В этом случае контролирующим процессом деформации и ДР является поперечное скольжение по механизму Фриделя.

ОСОБЕННОСТИ ХАРАКТЕРА КРИСТАЛЛОГРАФИЧЕСКОГО СКОЛЬЖЕНИЯ И СТРУКТУРНЫХ ИЗМЕНЕНИЙ ПРИ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ СПЛАВА МА14.

Анализ экспериментальных результатов показал, что в магниевом сплаве при комнатной температуре (Т=0,31ТПл, Тпл- абсолютная температура плавления) развивается ДР. Сравнивая структурные изменения в сплаве МА14 при комнатной температуре и ДР в области более высоких температур можно сделать однозначный вывод о существовании двух различных типов ДР. Обычная ДР приводит к разупрочнению материала и формированию рекристаллизованных зерен с границами общего типа. Небольшие внутренние упругие напряжения в новых зернах связаны с присутствием дислокаций в их теле. В противоположность этому низкотемпературная ДР ведет к сильному упрочнению материала. Границы рекристаллизованных зерен отличаются от большеугловых границ общего типа. Они являются источниками высоких полей упругих напряжений. Различия в структуре границ рекристаллизованных зерен обуславливают разницу в феноменологии и кинетике двух типов ДР.

Сравнение поведения во время деформации двух состояний сплава МА14 (одного после закалки, а другого после закалки и старения), которые заметно отличаются удельным объемом и морфологией частиц вторых фаз, позволило определить особенности структурных изменений при холодной пластической деформации магниевого сплава. При этом фактором, оказывающим наибольшее влияние на феноменологию и кинетику НТДР, является степень гомогенности скольжения.

В состаренном состоянии гомогенность скольжения настолько высока, что топографические наблюдения не выявили образования линий скольжения. Это обеспечивает благоприятные условия для развития НТДР. Как результат, практически полностью рекристаллизованная структура формируется после е=4. В закаленном состоянии имеет место локализация скольжения на микроуровне в виде линий скольжения. Соответственно, рекристаллизационный процесс идет вяло. Формирование полностью рекристаллизованной структуры не наблюдается даже после е=7. Одновременно, следует отметить, что в перенасыщенном твердом растворе закаленного состояния эффект упрочнения почти на 30% больше, а размер ' рекристаллизованных зерен несколько меньше.

На основе экспериментальных наблюдений НТДР была предложена модель формирования рекристаллизованных зерен в условиях, когда деформация осуществляется гомогенным скольжением. Модель включает в себя образование плоских скоплений дислокаций одного знака в плоскостях базиса и активизацию небазисного скольжения под действием высоких приложенных напряжений. Это приводит к накоп-

пению больших непрерывных разориентировок в теле исходных зерен и их последующую дискретизацию, что обеспечивает некоторое снижение общего уровня упругих напряжений. Сформировавшаяся сетка границ зерен содержит стыковые дисклинации в тройных стыках и дислокации внутри границ. Последующее зернограничное проскальзывание приводит к размытию текстуры и к релаксации упругих напряжений.

ВЫВОДЫ

В работе на примере магниевого сплава МА14 проведен совместный анализ характера кристаллографического скольжения и структурных изменений в широкой области температур и скоростей пластической деформации. Исследованы дислокационные механизмы деформации и показана их тесная взаимосвязь с особенностями структурных изменений.

1. Изучено деформационное поведение сплава МАИ в интервале температур Т=0.31-0.78Тпл и скоростей деформации ¿=10-5-10-1 с1 и исследованы механизмы пластической деформации, контролирующие его в различных температурно-скоростных интервалах. В области действия экспоненциального закона деформации (ёкТ/ОСЬ>10в) оно описывается контролируемым препятствиями скольжением дислокаций. В области действия степенного закона (скТ/0СЬ<10 6) оно контролируется механизмом поперечного скольжения по модели Фриделя-Эскейджа. Изменения в феноменологии пластического течения в этой области связаны с влиянием энергии дефекта упаковки на процесс поперечного скольжения. Уменьшение энергии дефекта упаковки при изменении растворимости цинка в магнии приводит к росту энергии активации поперечного скольжения по механизму Фриделя-Эскейджа с увеличением температуры.

2. Установлено, что в исследуемом интервале температур и скоростей деформации в сплаве МА14 развивается динамическая рекристаллизация. В то же время ее феноменология, механизмы, особенности рекристаллизованной структуры резко отличаются а зависимости от области, в которой пластическая деформация осуществляется. Это связано с тем, что механизм, контролирующий деформацию, контролирует и динамическую рекристаллизацию. В области действия степенного закона процесс динамической рекристаллизации контролируется механизмом поперечного скольжения дислокаций по модели Фриделя-Эскейджа. Развитие динамической рекристаллизации в данном случае приводит к образованию относительно равновесных границ зерен и сопровождается разупрочнением материала в процессе пластической деформации. В области действия экспоненциального закона деформации смена контролирующего механизма деформации приводит к протеканию в материале низкотемпературной динамической рекристаллизации. Данный процесс контролируется единичным базисным скольжением дислокаций в сильно искаженной упруго деформированной среде. При этом формируются неравновесные границы зерен и развитие низкотемпературной динамической рекристаллизации не приводит к разупрочнению материала.

3. Исследованы структура и свойства рекристаллизованного материала после обычной и низкотемпературной динамической рекристаллизации. Материал, содержащий неравновесные границы зерен, сформированные в процессе низкотемпературной динамической рекристаллизации, демонстрирует низкие показатели пластичности. Максимальные значения т и 6 достигаются при Т=423К и £=5.6х10-5 си и составляет 0.3 и- 207%, соответственно. Пластические свойства материала со структурой, образованной в результате обычной динамической рекристаллизации, резко возрастают. При Т=523К и ё=1.1х10-4 с-1 т равно 0.55, а 6 достигает 687%.

4. Показано влияние исходной микроструктуры на характер кристаллографического скольжения и структурные изменения при пластической деформации сплава МАМ. Уменьшение исходного размера зерен с 85мкм до 24мкм в 23 раза ускоряет развитие динамической рекристаллизации. Это влияние связано с увеличением гомогенности скольжения и активизацией процессов поперечного скольжения при уменьшении исходного размера зерен, в результате чего ускоряется развитие динамической рекристаллизации.

5. Установлено влияние кристаллографической текстуры на взаимосвязь характера кристаллографического скольжения и структурных изменений в сплаве МАМ. Формирование текстуры, благоприятной для поперечного скольжения по механизму Фриделя-Эскейджа, а также скольжения а-дислокаций как в призматических, так и пирамидальных плоскостях, приводит к достижению максимальной скорости развития процесса динамической рекристаллизации. При наличии текстуры, не благоприятствующей пирамидальному скольжению и действию механизма поперечного скольжения по модели Фриделя-Эскейджа, скорость процесса динамической рекристаллизации и размер рекристаллизованных зерен резко уменьшаются.

6. Показано влияние характера кристаллографического скольжения на развитие низкотемпературно^динамической рекристаллизации в сплаве МАМ. Установлено, что развитие низкотемпературной динамической рекристаллизации происходит только в том случае, когда имеет место гомогенное кристаллографическое скольжение по преимущественной системе. Увеличение удельной доли частиц вторых фаз усиливает гомогенность скольжения и создает условия для гетерогенного зарождения новых зерен.

7. На основании экспериментальных данных предложена модель формирования . рекристаллизованных зерен при низкотемпературной динамической рекристаллизации

в сплаве МАМ. Модель включает е себя образование плоских скоплений дислокаций одного знака в плоскостях базиса и активизацию небазисного скольжения под действием высоких приложенных напряжений. Новые зерна образуются на месте сильнора-зориентированных плоских скоплений дислокаций под действием высоких внешних и внутренних полей напряжений. Их границы образованы сетками винтовых дислокаций и мультиполями стыковых дисклинаций, которые являются источниками дапьнодействующих попей напряжений.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. Кайбышев P.O., Соколов Б.К., Галиев A.M. Влияние гомогенности скольжения на динамическую рекристаллизацию магниевого сплава II ДАН - 1994 - т. 337 - N 6- с. 737-740.

2. Кайбышев P.O., Галиев A.M., Соколов Б.К. Влияние размера зерен на пластическую деформацию и динамическую рекристаллизацию магниевого сплава IIФММ - 1994 - т. 78 - N 2 - С. 126-139.

3. Кайбышев P.O., Галиев А.М., Соколов Б.К. Влияние пластической деформации на текстуру, кристаллографическое скольжение и структурные изменения в магниевом сплаве II ФММ - 1994 - т. 78 - N 2 - с. 145-158.

4. Kaibyshev R.O., Galiev A.M., Sitdikov O.S. On the possibility of producing a nanocrystalline structure in magnesium and magnesium alloys II NanoStructured materials. - 1995 - v. 6. - pp. 621-624.

5. Галиев A.M., Кайбышев P.O. Механизмы пластической деформации крупнозернистого магниевого сплава. 1. Деформационное поведение II ФММ -1996 -т. B1-N4-c. 141-157.

6. Галиев А.М., Кайбышев P.O. Механизмы пластической деформации крупнозернистого магниевого сплава. II. Поперечное скольжение в сплав* Мд-5.8%Zn-0.65%Zr II ФММ - 1996 - т. 81 - N 4 - с. 157-164.

7. Kaibyshev R.O., Galiyev А.М. On The Possibility of Superplasticity Enhanced by Dynamic Recrystallization IIICSAM-97. - 1997 - v.243-245. - pp. 131-136.

Отпечатано ГП «ПРИНТ» Пр. Октября, 71 Лицензия Б 848047 Заказ № 25 Тираж 100 экз. 1997 год