Тенденции структурных изменений при горячем сжатии Al-Mg сплавов в отображении карт диссипации Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

УДК 621.7.01

ТЕНДЕНЦИИ СТРУКТУРНЫХ ИЗМЕНЕНИЙ ПРИ ГОРЯЧЕМ СЖАТИИ А1-М% СПЛАВОВ

В ОТОБРАЖЕНИИ КАРТ ДИССИПАЦИИ

© Б.К. Барахтин, Н.Н. Барахтина, Н.В. Лебедева

Ключевые слова: горячая пластическая деформация алюминиевых сплавов; карты процессов.

Приведены карты эффективности диссипации механической энергии в Л1-М§ сплавах разного химического состава для температур 200-450 °С и скоростей деформации 10-3—10 с-1. Их вид отображает структурномеханическое состояние и химический состав деформируемого сплава. С помощью карт выявлены тенденции структурообразования в условиях горячего сжатия.

ВВЕДЕНИЕ

Алюминиево-магниевые сплавы с небольшим содержанием цинка распространены в судостроении благодаря хорошему сочетанию прочностных и коррозионных свойств, удовлетворительному сопротивлению развитию трещин, а также хорошей свариваемости [1]. При обработке слитков АІ-М^ сплавов по технологии ТМО в металле формируется структурно-механическое состояние, которое может быть представлено синергетической моделью диссипации механической энергии в

виде карт процесса [2, 3]. В работе сравниваются карты, построенные для новых Л1-Mg сплавов, производимых по технологии ТМО.

МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ

Модельным испытаниям подвергались алюминиево-магниевые сплавы (табл. 1): 1561, 1565ч и 1575.

Карты диссипации строили по данным механических испытаний сжатием в диапазоне температур 200— 460 °С и скоростей пластической деформации 10-2—

Таблица 1

Химический состав исследованных материалов

Система легирования, % вес.

Сплав Базовая Примеси Дополнительная

АІ Ме Мп 2п Бі Бе Сг 2г Ті Бс

1561 6 0,9 0,2 0,4 0,4 - 0,07 - -

1565ч Ост. 5,8 0,8 0,7 0,1 0,2 0,08 0,1 0,03 -

1575 6 0,6 0,8 0,2 0,3 0,18 0,12 0,04 0,16

Рис. 1. Примеры диаграмм горячего сжатия образцов сплавов 1561 — а), 1565ч —б) и 1575 — в) при температурах 440—460 °С со скоростями движения захватов от 102 до 102 мм/с (е = 10—3^10 с1)

З) 200 250 300 350 400 т, “С 5)

Рис. 2. Карты распределений коэффициентов диссипации Т сплавов: 1561 - а), 1565ч - б) и 1575 -в) 1926

в)

Рис. 3. В поле координат І§є-Т кривые аппроксимации положений коридоров для значений п = 20 ± 5 для образцов сплавов: 1561 -а), 1565ч - б) и 1575 - в)

102 мм/с (е = 10—3—10 с—1), имитирующих условия ТМО (рис. 1). Критерием оптимизации служил коэффициент диссипации п (^ё, Т), который определяется в интервале (0, 100 %) и характеризует способность структуры рассеивать механическую энергию (рис. 2).

ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ

Значения п ^ 0 показывают, что мощность механической энергии затрачивается на формоизменение образца, генерацию дефектов и переход в тепло. Устремление п ^ 100 % указывает на возможность проявления эффекта сверхпластичности с полной релаксацией напряжений без фактора упрочнения. Во всех остальных случаях распределение значений п характеризует способность образующейся структуры в той или иной мере рассеивать мощность подводимой механической энергии по ходу деформации.

Ранее для сплавов с ГЦК кристаллической решеткой было показано [4], что уровни коэффициентов диссипации, ограниченные коридором значений п = 20 ± 5, соответствуют режимам горячего сжатия, при которых происходит фрагментация структуры механизмом самоорганизации. Соответствующие температуры и скорости пластической деформации рекомендовались в качестве первого приближения при оптимизации обработки металла, поскольку они характеризовались динамическим равновесием упрочнения и разупрочнения.

Выделяя на картах уровни п, которые отвечают фрагментации, можно заметить, что в поле координат [^е (от —3 до +1)^Т (от 200 до 450 оС)] положения коридоров значений п = 20 ± 5 аппроксимируются кривыми разного вида (рис. 3). Для сплава 1561 результат аппроксимации соответствует прямой первого порядка:

= 1,4 Т 10—2 — 6 . (2)

Для сплавов 1565 ч и 1575 прямая преобразуется в ветви кривых третьего порядка соответственно:

= 2 Т3 10—б — 2 Т2 10—3 + 0,6 Т — 75 (3)

= 3 Т3 10—7 — 4 Т2 10—4 + 0,2 Т — 24 (4)

Полученные зависимости = F (Т9) указывают на тенденции структурных преобразований, реализуемых на фоне фрагментации субструктуры.

Структурные исследования показали, что в сплаве 1565 снижение концентрации и Ее и, следовательно, интерметаллидов на границах зерен усиливает роль

температурного фактора, о чем свидетельствуют ветви кривых с изгибом в сторону оси lgs. Эти участки кривых указывают на «облегчение» зернограничного скольжения и увеличение вероятности проявления эффекта сверхпластичности (n ^ max) при Т > 450 °С и lgs > 0. В этом сплаве при Т = 350 °С и уменьшении скорости деформации до 10-3 с-1 возможна активация миграции границ с началом рекристаллизации.

В сплаве 1575 наличие модификаторов Cr, Ti, Zr, Sc приводит к выделению наноразмерных дисперсоидов Al3Sc и Al3(Sc1-IZrI) и упрочнению, на что указывает изгиб кривой в сторону температурной оси. Как видно, процессы фрагментации «затормаживаются». Повышение температуры до 450 °С способствует формированию мелкозернистой структуры и эффекту сверхпластичности при деформировании со скоростью 10-2-10-3 с-1 (lgs < -2,5).

Обнаруженные по виду карт тенденции структурных изменений не противоречат опубликованным результатам структурных исследований [5-7], что подчеркивает информативность карт диссипации и целесообразность их построения при изыскании режимов обработки металлических материалов с применением горячей пластической деформации.

ВЫВОДЫ

1. По данным имитационного моделирования технологических операций с горячей пластической деформацией Al-Mg сплавов с помощью карт диссипации механической энергии выявлены тенденции в структу-рообразовании, которые не противоречат известным результатам структурных исследований.

2. Вид карт диссипации определяется не только структурно-механическим состоянием деформируемого сплава, но и его химическим составом.

3. Результаты указывают на информативность карт диссипации и целесообразность их построения в работах по оптимизации термопластической обработки металлических конструкционных материалов.

ЛИТЕРАТУРА

1. Материалы для судостроения и морской техники: Справ.: в 2 т. Т. 2 / под ред. И.В. Горынина. СПб.: НПО «Профессионал», 2009. 664 с.

2. Hot Working Guide A Compendium of Processing Maps / еd. by Y.V.R.K. Prasad, S. Sasidhara. Department of Metallurgy Indian Institute of Science: Bangalore, 2004. 560 с.

3. Варгасов Н.Р., Рыбин В.В. Оптимизация температурноскоростных режимов пластической деформации по критерию дис-

1927

сипации механической энергии // Металловедение и термическая обработка металлов. 1999. № 9. С. 52-56.

4. Орыщенко А. С., Малышевский В.А., Барахтин Б.К., Варгасов Н.Р., Немец А.М. Методология проведения пластометрических испытаний конструкционных металлов и сплавов. Справ.-метод. рук-во по применению уник. оборудов. ЦКП ФГУП «ЦНИИ КМ «Прометей» «Состав, структура и свойства функц. и конструкц. материалов». СПб.: Изд-во ФГУП «ЦНИИ КМ «Прометей», 2010. 86 с.

5. Белов Н.А. Фазовый состав промышленных и перспективных алюминиевых сплавов. М.: МИСиС, 2010. 511 с.

6. Носкова Н.И., Мулюков Р. Р. Субмикрокристаллические и нанок-ристаллические металлы и сплавы. Екатеринбург: УрО РАН, 2003. 279 с.

7. Malyschevskii V.A., Khlusova E.I., Barakhtin B.K. Structural and Mechanical State of Promising Face-Centered Cubic Alloys under Hot Plastic Deformation // Inorganic Materials: Applied Research. 2011. V. 2. № 6. С. 557-567.

БЛАГОДАРНОСТИ: Исследования проведены с использованием оборудования ЦКП ФГУП «ЦНИИ КМ «Прометей» «Состав, структура и свойства конст-

рукционных и функциональных материалов» при финансовой поддержке Минобрнауки РФ.

Поступила в редакцию 10 апреля 2013 г.

Barakhtin B.K., Barakhtina N.N., Lebedeva N.V. STRUCTURAL CHANGE TRENDS DURING HOT PRESSING OF Al-Mg ALLOYS REPRESENTED ON DISSIPATION MAPS

The paper shows mechanical energy dissipation efficiency maps in Al-Mg alloys differing in chemical composition for temperatures ranging from 200 to 450 °С and strain rates from 10-3 to 10 s-1. They reflect structural and mechanical behavior as well as chemical composition of an alloy under deformation. The construction of maps allows structure formation in hot pressing to be determined.

Key words: hot plastic deformation of aluminum alloys; maps of processes.

УДК 621.7.G1

ВЫБОР РЕЖИМОВ ТМО СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ ПО ДАННЫМ ИМИТАЦИОННОГО МОДЕЛИРОВАНИЯ И СИСТЕМНОГО АНАЛИЗА

© Б.К. Барахтин, Н.В. Лебедева, А.М. Немец

Ключевые слова: термомеханическая обработка; имитационное моделирование; горячая пластическая деформация; фрагментация; мультифрактальный анализ.

Построение карт горячей пластической обработки сталей и сплавов по данным механических испытаний и результатам структурных исследований с применением мультифрактальной параметризации изображений.

ВВЕДЕНИЕ

Развитие теории создания судостроительных и трубных сталей позволили сформулировать научные принципы [1] производства сталей и сплавов на основе явления фрагментации [2]. Практическая реализация разработанных положений предполагает управление процессами упрочнения, рекристаллизации и фрагментации с целью подавления или исключения структурной неоднородности с максимальным измельчением структуры [3]. В качестве технического решения технология термомеханической обработки (ТМО) рассматривается как основная. В совершенствовании ТМО имитационное моделирование видится естественным, эффективным и необходимым звеном.

Целью представленной работы является нахождение оптимальных режимов горячей обработки металлических материалов на основе имитационного моделирования операций пластического деформирования при высоких (Т > 0,6Гплавл) температурах.

МЕТОДИКА И РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ

При моделировании операций с горячей пластической деформацией целесообразной и естественной видится концепция неравновесной термодинамики [4],

поскольку процессы формоизменения и структурооб-разования происходят в термодинамически неравновесных условиях.

Применительно к процессам при температурах Т > 0,5Тплавл. использован критерий Прасада [5] п, предложенный Н.Р. Варгасовым и В.В. Рыбиным для оптимизации ТМО с помощью реологической модели:

а = К е", (1)

где а и е — истинные напряжения и скорости деформации; К и " — параметры.

Для любого момента времени мощность поступающей механической энергии представляется диссипативной функцией (В) в виде суммы двух слагаемых О и 7, связанных со скоростью производства энтропии. Первое (О) учитывает перенос энтропии через границы образца, т. е. его формоизменение и упрочнение, а второе (7) связано с производством энтропии внутри образца, т. е. с аккомодационными перестройками в ме-зоструктуре зерен поликристалла непосредственно в процессе деформации:

В = О + 7 = а е = Т (^ / &) > 0, (2)

где а — напряжение; е — скорость деформации; Т — температура; (1'.5 / — скорость производства энтропии.

1928