CC BY
28
УДК 669.017.3
ПРОГНОЗИРОВАНИЕ ИЗМЕНЕНИЯ ПРЕДЕЛА ТЕКУЧЕСТИ, ОБУСЛОВЛЕННОГО ДИФФУЗИОННЫМИ ПРЕВРАЩЕНИЯМИ, В СПЛАВЕ МА21 В ХОДЕ МНОГОЛЕТНЕЙ ВЫДЕРЖКИ
Д.А. Мирзаев, Ю.Д. Корягин, К.Ю. О кишев, В.М. Елгин, А.А. Звонков
Двухфазный сплав на магний-литиевой основе МА21 широко используется в изделиях авиакосмической техники, но за время эксплуатации происходит изменение его механических свойств и, в частности, предела текучести, которое было экспериментально исследовано за период 19 лет выдержки. Поскольку сплав не был нагартован, то основными процессами, приводящими к снижению предела текучести, являлась коалесценция частиц MgLi2AI в fi-фазе и прерывистый распад в а-фазе. На основе дислокационной теории упрочнения и кинетической теории фазовых превращений были получены общие формулы для изменения предела текучести. Неизвестные параметры были подобраны на основе принципа наилучшего согласия экспериментальных и теоретических кривых. Было показано, что через 14-16 лет выдержки прочность сплава достигает максимума, после чего начинается её снижение. Интересно, что после 16 лет выдержки изменяется соотношение оь,2/<Хо,2: предел текучести при растяжении становится большим, чем при сжатии.
В работе [1] развита методика количественного прогнозирования изменения предела текучести нагартованного сплава АМгб в процессе многолетней выдержки при комнатной температуре. Предполагалось, что существует единственный процесс разупрочнения - возврат, обусловленный переползанием и аннигиляцией дислокаций. Результаты прогнозирования в целом неплохо согласовывались с результатами измерения.
Однако лёгкие сплавы часто упрочняются за счёт дисперсионного твердения или прерывистого распада, причём в зависимости от характера легирования сплав может быть одно-, двух-или многофазным. Настоящая работа представляет первую попытку прогнозирования характера изменения предела текучести в двухфазном магний-литиевом сплаве МА21, содержащем около 8%Li; 4,7%А1; 4,5%Cd; l,55%Zn; 0,2%Мп и некоторые другие элементы в качестве примесей. После охлаждения до комнатной температуры сплав состоит из двух фаз: a и Д Бета-фаза имеет ОЦК-решётку и представляет собой твёрдый раствор легирующих элементов в литии. Состав Д-фазы, по данным работ М.Е. Дрица [2, 3], близок к составу сплава MAI8. Альфа-фаза имеет ГПУ-решётку и представляет собой твёрдый раствор на основе магния. Она имеет примерный состав Mg-5%Li-5%Al-4%Cd-l%Zn [3]. Обе фазы являются нестабильными. Изделия из сплава получают штамповой заготовок при 280 °С с последующим охлаждением на воздухе до комнатной температуры. Возможны и последующие технологические нагревы до температур не выше 90 °С. Температура штамповки (280 °С) превышает температуру рекристаллизации и /3-, и а-фазы, поэтому эффекты, обусловленные дислокационным возвратом, при комнатной температуре проявляться не должны. Несомненно, что ведущим процессом при длительной выдержке является выделение избыточных фаз. Согласно работам [2,4], распад уЗ-фазы происходит по схеме
Р р' + MgLijAl /Г + AlLi, где /?' и /Г - твёрдый /î-раствор с изменённой концентрацией. Мак Дональд [5, 6] показал, что при низких температурах старения 20...65 °С из /2-фазы выделяется только метастабильная фаза MgLi2Al, кристаллы которой находятся в ориентационной связи с решёткой /3-фазы, хотя сопряжение решёток сопровождается довольно большим несоответствием (9... 11%).
С позиции дислокационной теории упрочнения, выделение дисперсных частиц может оказывать воздействие на двигающиеся дислокации по нескольким механизмам. Наиболее значимыми являются механизмы перерезания и огибания. Пересечение кривых критического напряжения для этих двух процессов в зависимости от времени старения определяет максимум прочности. Наши
гог «ТТ^. (1)
оценки показьшают, что максимум упрочнения достигается ещё на стадии охлаждения после прессования. Поэтому основным механизмом прохождения дислокаций через частицы является огибание. А поскольку в ходе длительной выдержки развивается коагуляция частиц, приводящая к возрастанию межчастичного расстояния /, то предел текучести /?-фазы должен снижаться со временем в соответствии с уравнением [7]
G-b 1-2R
в котором G - модуль сдвига, а Ъ - вектор Бюргерса дислокаций. Если выразить это расстояние через объёмную долю выделений / и их размер (радиус) i?, то формулу можно преобразовать к виду
i G'bJf пл
—(2)
где объёмную долю выделений можно считать постоянной величиной. Поскольку для размера частиц в условиях диффузионного роста справедливо выражение
R = (3)
то зависимость г0Г от времени будет определена формулой
/
А сгт = ¿2 ехр
U Л 1
(4)
и ш) уЦ'
в которой время I должно отсчитываться от момента зарождения частиц. Но так как началу эксплуатации соответствует большая степень выделения, то заменим I на í+t0, где /0 есть некоторое эквивалентное время предварительного распада, который происходил до начала эксплуатации. Отсюда для изменения предела текучести /0-фазы во времени получаем уравнение
2 RT)
(5)
Т(тах)~л/^
В представленных выше формулах U - энергия активации диффузии, Á¡ и Л2 - константы, (Tj(0) - предел текучести /?-фазы в начальный момент эксплуатации (f = 0), а o"f(max) - максимальный эффект разупрочнения при (-> <х>.
Имеются данные [8] о том, что после охлаждения a-фазы от температур 250...470 °С она представляет пересыщенный твёрдый раствор. При последующем нагреве до относительно невысоких температур менее 250 °С и выдержки в ней происходит процесс выделения фаз по реакции прерывистого распада а-*Ф + а', для которого характерно формирование перлитоподобной структуры Ф + а', где Ф - выделяющаяся фаза, а а' - твёрдый раствор, обеднённый компонентами (Al, Li, Zn, Mg), перешедшими в фазу старения Ф. До сих пор достоверно не установлен тип фазы, выделяющейся при прерывистом распаде a-раствора. Предполагают [2, 8], что фазой Ф могут быть Mg]7Ali2, MgLi2Al, AlLi, в которых растворены Zn и Cd, либо сочетание этих фаз. Заметим, что во всех случаях кинетика выделения этих фаз лимитируется диффузией алюминия или магния. По данным [9], энергия активации самодиффузии магния составляет 140 кДж/моль. В работе [10] показано, что энергия активации диффузии алюминия в магний составляет 143 кДж/моль. Фактически энергии активации диффузии и магния, и алюминия равны. Это даёт основание считать, что скорости выделения отмеченных фаз должны быть весьма близкими.
Кинетику распада обычно описывают уравнением Аврами
f = l-exp(-pt"), (6)
где /- доля превращения, t - длительность старения. Для определения величин р и п выражение (6) удобно преобразовать к виду 1п(-1п(1-/)) = Inp + n\nt. Математическая обработка экспериментальных данных [11] о прерывистом распаде в магниевом сплаве Mg-9%Al-2%Zn, состав которого близок к составу a-фазы рассматриваемого сплава, дала следующие значения коэффициентов: и = 2 + 0,2; In/г = 56,32-17980/Г. Тогда при 20 °С /7 = 0,00644 лет-2. В ходе прерывистого распада упрочнение сплава пропорционально объёмной доле превращения, определяемой по
Мирзаев Д.А., Корягин ЮД., Окишев К.Ю., Елгин В.М., Звонков А.А.
Прогнозирование изменения предела текучести, обусловленного диффузионными превращениями...
(6). Но поскольку распад мог проходить в период, предшествующий эксплуатации, мы примем аналогично (5), что
°0,2(0 = °Т (0) + А°Т(тах) " [ехР ) ~ехР+ О2 )] • (7)
С увеличением длительности выдержки предел текучести возрастает. Для рассматриваемого сплава будем предполагать [7], что предел текучести сплава равен среднему из пределов текучести фаз с весовыми множителями, равными их объёмным долям, то есть
°"0,2 = °0д/а + ^ОД.//?»
ё-0,2 = /а + та0а/р-Коэффициент /и «1,3 учитывает, что для /2-фазы, как и для многих других ГПУ-фаз, пределы текучести на сжатие и растяжение не равны, но пропорциональны [12]. С учётом выражений (5) и
(7) получаем окончательные формулы для пределов текучести на растяжение и сжатие:
(8)
°ол = <т02 (0)+Ка [ехр (-рг\) - ехр (-/>(¿0 +tf)\-Кр о--о,2 = сг_02(0) + Ка [ехр\-ptl) - ехр(-/>(г0 + О*)] - тКр
(9)
где обозначено Ка=/а ■ Аортах) и Кр - /р ■ Асг^тах^. Для исходного состояния fa =0,333 и
/р = 0,667. Величины /0, Ка и Кр неизвестны, однако имеется массив данных об изменении сг0)2 и
о"_о,2 сплава в течение довольно большого периода наблюдений. Поэтому эти параметры были подобраны на основе принципа наилучшего согласия экспериментальных и теоретических кривых: /0 = 5 лет; Ка = 20 МПа; Кр = 20 МПа.
Результаты расчёта в сравнении с экспериментальными данными приведены на рисунке.
10 15 20 25 30 35 40 45 50 лет
Результаты расчёта изменения пределов текучести при растяжении и сжатии в зависимости от времени выдержки при 20 °С. Точки - экспериментальные данные
Пределы текучести при сжатии и растяжении достигают максимума при выдержке 14-16 лет, а затем начинается их снижение. Интересно, что после 16 лет выдержки изменяется соотношение °"о,2/°"-о,2 : предел текучести при растяжении становится большим, чем при сжатии.
Работа поддержана РФФИ и Администращей Челябинской области (грант 04-02-96006-р2004урал_а), а также грантом поддержки ведущих научных школ НШ-5965.2006.3.
Литература
1. Изучение и моделирование возврата в сплаве АМгб с целью прогнозирования ресурса эксплуатации деталей авиакосмической техники / Д.А. Мирзаев, Ю.Д. Корягин, Я.С. Добрынина,
A.A. Звонков // Физика металлов и металловедение. - 2004. - Т. 98. - № 2. - С. 11-18.
2. Магниево-литиевые сплавы / Под ред. М.Е. Дрица. - М.: Металлургия, 1980. - 140 с.
3. Лёгкие сплавы, содержащие литий / М.Е. Дриц, Е,М. Падежнова, Н.Л. Рохлин и др. - М.: Наука, 1982. - 144 с.
4. Дриц М.Е., Свидерская З.А., Трохова В.Ф. О стабильности свойств магниево-литиевых сплавов со структурой ая-Д подвергнутых термической и термомеханической обработке // Физика и химия обработки материалов. — 1974. -№ 1. - С. 161-164.
5. McDonald J.C.//Trans. ASM.- 1968.-V. 61.-P. 505.
6. McDonald J.C. // J. Inst. Metals. - 1969. - V. 97. - P. 353.
7. Штремель M.A. Прочность сплавов. Ч. 2: Деформация. - М.: МИСиС, 1997. - 527 с.
8. Сверхлёгкие конструкционные сплавы / М.Е. Дриц, З.А. Свидерская, Ф.М. Елкин,
B.Ф. Трохова - М.: Наука, 1972. - 144 с.
9. Федоров Г.Б., Смирнов Е.А. Диффузия в металлах и сплавах // Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. - М.: ВИНИТИ, 1974. - Т. 8. - С. 5-63.
10. Spigarell S. Creep of the Deformed and Heat Treated AZ91 MgAlZn Alloy // Scripta Materialia.
- 2000. - V. 42. - № 4. - P. 397-402.
И. Баск P.C. Магниевые сплавы // Старение сплавов. - М.: Металлургиздат, 1962. -
C. 383-416.
12. Мирзаев Д.А., Окишев К.Ю. Физические основы прочности. - Челябинск: ЮУрГУ, 2004.
- 4.2.-132 с.
Поступила в редакцию 27 ноября 2006 г.
