Изменения кристаллографической текстуры при сверхпластической деформации латуни

Ранее в литературе отмечались следующие основные изменения кристаллографической ориентировки зерен при сверхпластической деформации: 1 - общее размытие исходной текстуры, 2 — разная скорость размытия текстурных компонент и 3 — появление новых текстурных максимумов [133, 168, 169, 192]. Последние две особенности изменения текстуры в работах О.А. Кайбышева с сотрудниками [133] и Эддингтона с сотрудниками [192] объясняются действиями внутризеренного дислокационного скольжения.

Вместе с тем известно, что сверхпластическая деформация приводит к значительному укрупнению (росту) зерен. Поэтому можно предположить, что в ряде сплавов именно рост зерен при деформации в состоянии сверхпластичности, а не внутризеренное дислокационное скольжение, ответственен за появление (или стабилизацию) предпочтительных кристаллографических ориентировок, т.е. мы имеем дело не с текстурой деформации, а с текстурой роста зерен. Для решения этого вопроса следует выбрать для исследования такой сплав, у которого текстуры деформации и роста зерен не совпадают. Этому требованию как раз и удовлетворяет (а+р)-латунь [153].

Для рентгеноструктурного анализа текстуры из листа, прошедшего ТМО с прокаткой при 400 °С и обжатием 80 %, имеющего средний размер частиц фаз 2,9±0,1 мкм, вырезали разрывные образцы под углом 0°, 45° и 90° к направлению прокатки. Растяжение образцов проводили в оптимальных условиях развития сверхпластического течения - при 600 °С и скорости растяжения 1 мм/мин (начальная скорость деформации 1,2x10_3 с-1).

Текстура a-фазы в исходном листе имеет типичную для прокатанной а-латуни основную ориентировку {110} < 112>, а также аксиальную компоненту <100> (рис. 7.37). Прогрев образца до температуры сверхпластической деформации качественно не изменяет исходную ориентировку (рис. 7.37, б), наблюдается лишь некоторое усиление текстурных максимумов, что характерно для первых стадий отжига деформированной а-латуни [153].

На рисунке 7.38 показаны полюсные фигуры, полученные при исследовании разрывных образцов после растяжения на разные степени деформации (а-д) и после отжига в течение времени, равного продолжительности растяжения до удлинения 200 % (е).

С увеличением степени сверхпластической деформации наблюдается общее размытие текстуры (рис. 7.38, а—в), и после удлинения на 300 % образцы оказываются практически бестекстурными (относительное удлинение до разрыва равно 460 %).

Следует отметить, что после растяжения во всем исследованном интервале скоростей деформации при температуре 600 °С в образцах, доведенных до разрыва, отсутствовала текстура как в а-, так и в (3-фа-

Полюсные фигуры (100) а-фазы в исходном листе (а) и после нагрева образца до температуры 600 °С (б)

Рис. 7.37. Полюсные фигуры (100) а-фазы в исходном листе (а) и после нагрева образца до температуры 600 °С (б):

А — {110} <112>

зах. Это, несомненно, обусловлено интенсивным зернограничным скольжением, на которое прямо указывает также сильный разворот рисок, предварительно нанесенных на полированную поверхность образца (а+р)-латуни перед растяжением. Уже при небольших степенях деформации (менее 50 %) углы разворота рисок таковы, что соответствующий им разворот зерен должен постепенно, с ростом степени деформации, приводить к размытию исходной текстуры.

Наряду с общим размытием текстуры наблюдаются следующие важные особенности изменений кристаллографической ориентировки a-зерен. После растяжения образцов на 80 % появляются новые текстурные максимумы (рис. 7.38, а), соответствующие ориентировке {113} <211>, типичной для текстуры рекристаллизации а-латуни [153]. После растяжения на 200 % новая текстурная компонента несколько ослабляется, а исходная текстура становится сильно размы220

Полюсные фигуры

Рис. 7.38. Полюсные фигуры (100) и (110) a-фазы после сверхпластической деформации при растяжении образцов до заданной степени деформации е под разными углами ф к направлению прокатки (а—д) и после отжига при 600 °С в течение 1 часа (е):

А. — {110} <112>; ? — {113} <211>. HP — направление растяжения: а — ? = 80 %, ф = 0°; б — е = 280 %, ф = 0°; & - 8 = 200 %, ф = 0°; г - е = 200 %, ф = 45°; д - е = 200 %, ф = 90°

ЛАТУНИ

той (рис. 7.38, б). При дальнейшей деформации ориентировка {113} <211 > так же, как и исходная, полностью размывается.

Таким образом, при анализе изменения текстуры после сверхпластической деформации двухфазной латуни мы обнаруживаем все особенности изменения текстуры, отмеченные ранее на других сверхпластичных материалах [133, 168, 169, 192], а именно общее размытие исходной кристаллографической ориентировки, появление новых текстурных максимумов (в данном случае {113} <211>) и относительную стабильность отдельных текстурных компонент.

При изменении направления растяжения образца (<р=0; 45 и 90°) расположение всех текстурных максимумов относительно направления прокатки остается неизменным (рис. 7.38, в—д), при этом общий характер размытия текстур также сохраняется. Этот результат согласуется с данными Данлопа и Тэплина [168, 169], которые показали, что при сверхпластической деформации сплава Си—9,5 % А1—4 % Fe исходная кристаллографическая текстура в a-фазе (ГЦК) монотонно размывается с увеличением степени деформации, причем характер размытия текстуры не зависит от направления вырезки образцов относительно направления предварительной прокатки. Вместе с тем как в двухфазной латуни Л59, так и в сплаве Си—9,5 % Al-4 % Fe [168, 169] была обнаружена анизотропия относительного удлинения.

Прямым доказательством действия кристаллографического скольжения при сверхпластическом течении авторы работы [133] считают обнаруженное на некоторых материалах закономерное изменение кристаллографической ориентировки при изменении угла между осью растяжения разрывного образца и направлением прокатки. Установленная на таких материалах анизотропия относительного удлинения логично объясняется внутризеренным дислокационным скольжением. В настоящей работе, как и в исследованиях [168, 169], не было обнаружено каких-либо систематических изменений преимущественной ориентировки в зависимости от направления вырезки разрывных образцов.

В недеформированных частях растягиваемого образца (головках), а также в недеформированных образцах, отожженных при 600 °С в течение одного часа и более, наблюдалось формирование текстуры рекристаллизации {113} <211> и одновременное ослабление исходной текстуры прокатки (рис. 7.38, е).

Отмеченные закономерности текстурных изменений при сверхпластической деформации полностью объясняются протеканием двух процессов — ростом зерен и зернограничным скольжением. Средний размер частиц фаз после прогрева образца до температуры деформации 600 °С составлял 6,3 мкм, а после растяжения на 80, 200 и 280 % — 10, 12 и 14 мкм, соответственно. Интенсивный рост зерен при сверхпластической деформации исследованной латуни приводит к формированию текстуры рекристаллизации (росту зерен), качественно отличающейся от исходной текстуры прокатки. Естественно, что текстура роста a-зерен не зависит от направления растяжения образца по отношению к направлению прокатки. Зернограничное скольжение размывает как исходную текстуру прокатки, так и новую текстуру роста зерен. Понятно, что исходная текстура прокатки непрерывно размывается, а текстура рекристаллизации в начале с увеличением степени деформации появляется, далее усиливается (идет рост зерен), а затем размывается из-за развития зернограничного скольжения.

На основании изложенного можно сделать вывод, что при анализе текстурных изменений во время сверхпластической деформации разных сплавов необходимо учитывать возможность формирования текстуры зерен, всегда сопровождающего сверхпластическое течение, и не обязательно появление новых ориентировок и стабилизацию имеющихся рассматривать, как однозначное доказательство дислокационного скольжения. Когда были получены результаты настоящего исследования, появилась работа [195], в которой был проведен текстурный анализ сплава А1—6 % Mg (ГЦК) после сверхпластической деформации. Авторы обнаружили общее размытие исходной кристаллографической текстуры с увеличением степени деформации и объяснили это протеканием зернограничного скольжения. Интересно, что изменение направления растяжения относительно направления предварительной прокатки не повлияло на расположение текстурных максимумов, которое оставалось неизменным по отношению к направлению прокатки. Тем не менее некоторую стабилизацию компоненты {013} <100> при растяжении под углами 45° и 90° к направлению прокатки авторы [195] объяснили с позиции внутризерен- ного дислокационного скольжения, носящего, по их мнению, аккомодационный характер.

Следует отметить, что все изученные на латуни Л59 закономерности, а именно влияние суммарной межфазной поверхности на сверхпластичность, размытие исходной кристаллографической текстуры при сверхпластической деформации, преимущественное развитие пор на межфазных а/Р-границах и другие закономерности влияния температуры и скорости деформации на развитие пористости и показатели сверхпластичности — все они непротиворечиво объясняются, если исходить из представления о том, что основным механизмом деформации двухфазной латуни в области проявления структурной сверхпластичности является зернограничное скольжение, преимущественно развивающееся на межфазных ос/(3-границах.

Что касается действия других механизмов деформации и, в частности, дислокационного скольжения, то проведенный рентгеноструктурный анализ показывает, что действие этого деформационного механизма в условиях сверхпластического течения латуни Л59, если и имеет место, то носит аккомодационный характер и не вносит существенных изменений в кристаллографическую ориентировку сплава. В то же время обычная пластическая деформация приводит, как известно [153], к формированию текстуры деформации в а-латуни даже при незначительных степенях обжатия. Учитывая это, можно не прибегая к представлениям о ведущей роли внутризеренного дислокационного скольжения, объяснить влияние исходной текстуры на относительное удлинение и его анизотропию.

В настоящее время исследователи сверхпластичности предполагают, как само собой разумеющееся, что процесс зернограничного скольжения является изотропным. Вместе с тем есть веские основания изменить эту привычную точку зрения. Так, в частности, Бис- конди и Гоукс [196] нашли, что скорость проскальзывания в бикристаллах алюминия сильно зависит от взаимной ориентации зерен. Связь между ориентационным соотношением и энергией активации проскальзывания по границам зерен была установлена на бикристаллах алюминия и в работе [197]. Глейтер и Чалмерс [198] подчеркивают, что совокупность имеющихся в литературе экспериментальных данных указывает на связь скорости и энергии активации проскальзывания по границам со взаимной ориентацией зерен и структурой границ. Влияние взаимной ориентации зерен было установлено ими и на некоторых поликристаллических материалах. Так, например, при исследовании относительной ориентации соседних зерен было установлено [199], что величина проскальзывания в сплаве А1-1 % Mg в первом приближении пропорциональна sinG cosco, где 0 — угол между направлениями скольжения в двух зернах, со - угол между линиями пересечения плоскостей скольжения двух зерен с границей зерна. Если учесть, что одним из возможных путей релаксации напряжений, неизбежно возникающих в результате зернограничного скольжения, является испускание дислокационных петель в соседнее зерно [198], то становится понятным влияние взаимной ориентации зерен, а, следовательно, и возможных систем скольжения на кинетику зернограничного скольжения. Другой причиной зависимости параметров зернограничного скольжения от взаимной ориентировки зерен может быть изменение строения границ зерен.

В связи с этим установленное в настоящей работе влияние исходной кристаллографической текстуры на показатели сверхпластичности двухфазной латуни, одним из проявлений которого является анизотропия относительного удлинения, логично объяснить формированием, в результате предварительной ТМО, благоприятной для протекания зернограничного скольжения взаимной кристаллографической ориентировки зерен.

Топографическое исследование (а+р)-латуни после сверхпластической деформации показало, что после деформации в оптимальных условиях (скорость растяжения 1 мм/мин) на поверхности образцов латуни были обнаружены смещение рисок, предварительно нанесенных на полированную поверхность образца, и взаимные развороты зерен (рис. 7.39). Это является прямым доказательством действия зернограничного скольжения. Количественный анализ, проведенный непосредственно на репликах, показал, что с увеличением степени сверхпластической деформации возрастает как величина проскальзывания, так и количество границ, по которым прошло проскальзывание, приходящееся на единицу длины секущей (табл. 7.7). Таким образом, надежно установлено, что при сверхпластической деформации исследуемой двухфазной латуни Л59 развивается процесс зернограничного скольжения.

Смещение и разворот царапин, перпендикулярных оси растяжения, при сверхпластической деформации сплава Л59 при 600 °С

Рис. 7.39. Смещение и разворот царапин, перпендикулярных оси растяжения, при сверхпластической деформации сплава Л59 при 600 °С:

ае = 22 %, е = 4х10-2 с-1; б — е = 26 %, е = 1,2х10—3 с-1 (реплика). Увел. 5100x1,5

Было измерено смещение рисок по границе в направлении оси растяжения (Ах, табл. 7.7), т.е. величина, которая в значительной мере характеризует развитие зернограничного скольжения. На основании статистических измерений указанной величины смещения рисок был установлен вклад процесса зернограничного скольжения в общее удлинение образца. Эта величина при начальной скорости деформации 1,2х10-3 с-1 составила 50—70 %. Следовательно, зернограничное скольжение является основным механизмом, действующим в условиях сверхпластического течения двухфазной латуни при повышенной

чувствительности напряжения течения к скорости деформации. Этот вывод согласуется с аналогичными экспериментальными результатами, полученными ранее на других сверхпластичных материалах [132, 133, 194]. При понижении скорости растяжения от 1 до 0,01 мм/мин вклад зернограничного скольжения обеспечивает только 35± 15 % общего удлинения разрывного образца. При увеличении скорости растяжения до 30 мм/мин, когда показатель скоростной чувствительности

Таблица 7.7. Средняя величина смещения рисок на границах зерен в направлении растяжения (Ах) и число границ с проскальзыванием, приходящихся на 1 мм секущей, после деформации (е) при 600 °С и скорости растяжения 1 мм/мин

?,%

Ах, мкм

Nx

11

0,7±0,1

105

26

1,0+0,1

123

напряжения течения тн снижается до 0.4, а относительное удлинение сверхпластичной латуни еще достаточно велико (-430 %), вклад зернограничного скольжения в общую деформацию образца также уменьшается до 36±10 %.

Другой важной структурной особенностью, обнаруженной в результате топографического исследования, являются зоны новой поверхности, образованные в процессе сверхпластической деформации (а+р)-латуни (рис. 7.40). Явление образования зон новой (свежей) поверхности в результате сверхпластического течения не ново, оно было обнаружено ранее на некоторых сверхпластичных материалах [194, 200, 201]. Однако в отличие от известных и достаточно подробно изученных, например, на сплаве Zn—22 % А1, так называемых полосчатых зон, зоны новой поверхности, обнаруженные в настоящей работе, имеют более сложное строение с характерным ступенчатым (по внешнему виду) рельефом (рис. 7.40).

Внутри зон новой поверхности можно увидеть четкие линии, по- видимому, бывшие границы зерен (рис. 7.40, а, в). На рисунке 7.40, б внутри зоны новой поверхности виден тройной стык границ зерен.

Ступенчатый рельеф внутри зон не имеет прямого отношения к сверхпластическому течению, а появляется в результате испарения цинка. Это доказывается кратковременным отжигом в вакууме при температуре деформации 600 °С предварительно отполированной латуни. После такого отжига, при котором имеет место испарение цинка [183], на поверхности образца наблюдали аналогичный рельеф (рис. 7.41).

Зоны новой поверхности после сверхпластической деформации сплава Л59 при 600 °С (реплика)

Рис. 7.40. Зоны новой поверхности после сверхпластической деформации сплава Л59 при 600 °С (реплика): а—в - ? = 32%, е = 1,2х10—3 с-1; г — е = 41%, е = 1,2х10~3 с-1. Увел. 7600x1,5

Глава 7. Структурная сверхпластичность +$)-латуней

Образование поверхностного рельефа при отжиге сплава Л59 при 600 °С и давлении 1 мм рт. ст. в течение 5 сек (реплика)

Рис. 7.41. Образование поверхностного рельефа при отжиге сплава Л59 при 600 °С и давлении 1 мм рт. ст. в течение 5 сек (реплика).

Увел. 12 500x1,5

Микроструктура поверхности образца сплава Л59 после сверхпластической деформации при 600 °С (реплика)

Рис. 7.42. Микроструктура поверхности образца сплава Л59 после сверхпластической деформации при 600 °С (реплика): е = 22 %, е = 4 х10-2 с-1.

Увел. 5100x2

Наряду с характерными отличительными особенностями зон новой поверхности следует отметить важные черты, объединяющие их с полосчатыми зонами в сплаве Zn— 22 % А1. Во-первых, зоны новой поверхности в латуни Л 59 обнаруживаются преимущественно на границах, перпендикулярных оси растяжения (рис. 7.42). Во-вторых, ширина этих зон и число границ зерен, на которых они обнаруживаются, растут с увеличением степени деформации (табл. 7.8). В-третьих, с уменьшением скорости деформации ширина зон новой поверхности (а также величина проскальзывания) возрастают (рис. 7.43).

Полученные в настоящей работе показатели сверхпластичности (а+(3)-латуни позволяют опробывать объемную пневмоформовку листа. На рисунке 7.44 показан колпачок из латуни Л59, полученный пневмоформовкой листа в открытую матрицу при температуре 600 °С и избыточном давлении 2 атм. Этот пример демонстрирует возможность практического использования эффекта структурной сверхпластичности листовой двухфазной латуТаблица 7.8. Средняя проекция ширины зон на ось растяжения А/ и количество зон N1, приходящееся на 1 мм секущей, после деформации (е) при 600 °С и скорости растяжения 1 мм/мин

?, %

Д /, мкм

N1

11

0,85+0,06

42

26

1,35+0,15

66

ни, полученной по схеме ТМО. Пористость, возникающая при сверхпластической деформации латуни Л59, не является препятствием для практического использования сверхпластичного листа. После деформации латуни Л59 на 300 % при температуре 600 °С и скорости растяжения 1 мм/мин эксплуатационные свойства материала при комнатной температуре не отличаются от обычных свойств отожженной латуни: относительное удлинение составило 35 %, а предел прочности — 400 МПа.

Зависимость проекции ширины зоны новой поверхности на ось растяжения (Д/) и смещения рисок в направлении растяжения (Ах) от скорости деформации при 600 °С, е ~ 25 %

Рис. 7.43. Зависимость проекции ширины зоны новой поверхности на ось растяжения (Д/) и смещения рисок в направлении растяжения (Ах) от скорости деформации при 600 °С, е ~ 25 %

В качестве послесловия к этой главе необходимо отметить, что предложенная нами технологическая схема ТМО для получения сверхпластичного латунного листа с требуемой мелкозернистой структурой позволяет реализовать эффект структурной сверхпластичности практически в любой латуни с двухфазной основой. Это показал целый ряд исследований, выполненных в Московском институте стали и сплавов под руководством И.И. Новикова и В. К. Портного [72], а также нами в Институте «Гипроцветметобработ- ка» [202, 203].

Так, например, высокие показатели сверхпластичности были получены на стандартной промышленной латуни ЛЖМц59-1 -1, а в сплаве экспериментального состава с добавками хрома и алюминия (ЛАХ59- 0,5-0,2) получены рекордные значения относительного удлинения (до 1000 %!) при сравнительно невысоких температурах (500—550 °С) [72].

Колпачок, полученный пневмоформовкой листа латуни Л59 толщиной 1 мм при 600 °С под давлением 2 атм

Рис. 7.44. Колпачок, полученный пневмоформовкой листа латуни Л59 толщиной 1 мм при 600 °С под давлением 2 атм

Последующие работы были направлены на поиск путей практической реализации эффекта сверхпластичности в опытно-промышленных условиях. В связи с тем, что реализация схемы ТМО крайне затруднена в промышленных условиях обработки массивных слитков, поиск продолжали в направлении разработки технологии получения листовой заготовки методом традиционной для заводов горячей обработки слитков с последующей холодной прокаткой с контролируемыми по температуре промежуточными отжигами. Хорошие результаты были получены на латуни ЛЖМц59-1 -1 на Кольчугинском заводе ОЦМ (диссертационная работа Д.М. Темкина) и на модифицированной латуни Л 63, легированной кремнием или кремнием и алюминием на Кировском заводе ОЦМ (диссертационная работа Т.У. Дуйсе- малиева). Результаты опытно-промышленного опробования явления сверхпластичности в латунях представлены в главе 8.

 
Посмотреть оригинал
< Пред   СОДЕРЖАНИЕ   ОРИГИНАЛ     След >