Білюк А.І., Ходак В.Й., Слободянюк В.С., Ткач Є.А.

СТРУКТУРНІ ЗМІНИ АЛЮМІНІЇВИХ СПЛАВІВ ПІСЛЯ ТЕРМОЦИКЛІЧНИХ ОБРОБОК

Відомо, що термоциклічна обробка (ТЦО) металів і сплавів викликає структурні і фазові перетворення, які залежать від природи матеріалу, градієнта температури, швидкості її зміни, кількості термоциклів, наявності або відсутності зовнішнього навантаження. При цьому спостерігається зміна форми і розмірів зразків і включень, подрібнення зерна, структурних складових тощо. А це викликає зміни багатьох фізико-механічних властивостей матеріалу [1,2].

За літературними даними [3, 4], оптимальні експлуатаційні властивості загартованих сплавів, в тому числі і дисперсійно-твердіючих, можна досягти шляхом динамічного старіння. Так створене зовнішніми джерелами поле напруг впливає не тільки на рівень мікронапруг, які існують в загартованих сплавах або виникають в процесі розпаду твердого розчину, але й на дислокаційну структуру, а в кінцевому рахунку і на розподіл частинок виділених фаз .

Матеріал та методика досліджень

Досліджувався сплав Al-2%Cu-7%Zn ТЦО проводилось в межах 150Û20 °С, а швидкість нагріву і охолодження витримувалась на рівні 40 К×с^-1 . Величина розтягнутих напружень складала 0,4 від умовної межі текучості.

Основним методом дослідження структури сплавів використовували внутрішнє тертя (ВТ). Розроблена низькочастотна установка дозволяла вести вимірювання температурних, амплітудних і часових залежностей ВТ і модуля зсуву при крутильних коливаннях (f ~ 1Гц) в інтервалі температур від 20 °С до 300 °С і амплітуд деформації від 10^-6 до 10^-3. Похибка вимірювань не перевищувала 2-5%. В якості контрольних методів при дослідженні результатів ТЦО вибрали рентгено-структурний аналіз .

Експериментальні результати та їх обговорення

Дослідження температурної залежності ВТ (ТЗВТ) показали, що в результатi дiї 5-10 ТЦО фон ВТ при 150^oC зменшується на 75%. Головна частина зменшення фону випадає на перших 5 ТЦО (рис.1,кр.2). При цьому зростає i модуль зсуву f² (рис.1,кр.3). Головна доля його збiльшення припадає на першi 5 ТЦО. Незначнi змiни фону ВТ проходять i при кiмнатнiй температурi на початкових стадiях термоциклювання (рис.1,кр.1). Це свiдчить про видiлення дисперсної фази, яка обумовлює змiцнення бронзи в процесi ТЦО. Збільшення температури конденсації T_c (рис.1,кр.4) і зменшення tgQ (рис.2) на протязі перших термоциклів вказує на зміцнення матеріалу, що підтверджується збільшенням модуля зсуву та критичних амплітуд деформації амплітудної залежності ВТ (АЗВТ) (див. табл.1). Характер зміни енергії зв’язку дислокацій з домішковими атомами (рис.1,кр5) добре корелює з температурою конденсації, яка характеризує ступінь блокування дислокацій, і міцностними характеристиками.

На рисунку 2, i в таблицi 1 наведенi пiдсумковi результати дослiджень АЗВТ. Як слiдує iз рис.2, кр.1, фон ВТ на початку ТЦО зменшується. Потiм пiсля 5 ТЦО величина фону стабiлiзується i залишається незмiнною до 40-50 ТЦО. Наступне збiльшення числа термоциклiв зумовлює повiльний рiст величини фону ВТ. Початковий спад величини фону добре корелює iз зменшенням величини внутрiшнiх мiкронапружень Da/a (рис.2,кр.2), оцiнених з допомогою рентгенограми по лiнiї 50⁰. Однак при вищих амплiтудах деформацiї величина ВТ зростає iз збiльшенням кiлькостi термоциклiв, особливо чiтко це проявляється після 20-30 ТЦО.

Таблиця 1

Параметри АЗВТ і дислокаційної структури

N, ТЦО	gкр.1×10^5	gкр.2×10^5	Ln×10^6, м	Lс×10^8, м	L×10^-12, м^-2
0 1 5 10 20 40 50	1 1,5 2,5 4 5 4,5 4,8	4 4,5 6 10 16 12 8	2.00 1.90 1.10 0.80 0.50 0.56 0.48	2.90 3.10 3.30 4.40 5.00 9.70 2.70	1.30 1.30 2.20 5.40 15.0 56.0 64.0

В хорошiй вiдповiдностi з даними мiкронапруг i поведiнкою фону знаходяться результати тангенса кута нахилу АЗВТ (рис.1.кр.3). Як видно iз рисунка, початкова стадiя розпаду пересиченого твердого розчину, яка полягає у вiдходi домiшкових атомiв iз твердого розчину в початковi видiлення, зумовлюють збiльшення тангенса кута нахилу. Наступний процес видiлення дисперсної фази, в мiру зростання числа ТЦО i осiдання її на дислокацiях, зумовлює зменшення величини tgQ.

Про характер структурних перетворень i еволюцiї структури при ТЦО свiдчить змiна щільності дислокацiй L, дислокаційних сегментів L_N i L_C. (див.табл.1).

Рис.1. Залежність фону ВТ 150⁰С (2) і 20⁰С (1),модуля зсуву при 150⁰С

(3), температури конденсації Т_с(4) та енергії звя’зку точкових дефектів з дислокацією (5) від кількості ТЦО в інтервалі температур 423293 К.

Очевидно, ТЦО робить суттєвий вплив на кiнетику видiлення змiцнюючої дисперсної фази, оскільки воно викликає накопичення дефектiв кристалiчної будови i в даному випадку дислокацiй. Так, щільність дислокацiй в процесi ТЦО зростає, особливо пiсля 20 ТЦО. Початковий етап ТЦО викликає також рiст величини першої i другої критичних амплiтуд деформацiї (див.табл.1). Перша критична амплiтуда на протязi 20 ТЦО збiльшується в 5 раз (з g_xкр.1=1×10^-5 до g_кр.1=5×10^-5), а друга критична амплiтуда збiльшилась в 4 рази (з g_кр.2=4×10^-5 до g_кр.2=16×10^-5).

Рис.2. Залежність фону ВТ (1), внутрішніх мікронапружень Δа/а (2)

та tgΘ АЗВТ (3) від кількості ТЦО в інтервалі температур 423293 К.

Зменшення тангенса кута нахилу АЗВТ i фону ВТ можна пояснити закрiпленням дислокацiй видiленими дисперсними фазами i процесами

релаксацiї мiкронапруг [5], що добре корелює з кривою змiни величини внутрiшнiх мiкронапруг (рис.2,кр.2). Невеликий рiст tgQ пояснюється, очевидно, тим, що дислокацiї i вакансiї набувають певної рухливостi, можливо за рахунок того, що домiшковi атоми, якi ранiше зв’язували цi дефекти, переходять до складу фаз, що видiляються або навiть утворюють самостiйнi фази.

Величина мiкронапруг (рис.2.кр.2.) на протязi перших 3 ТЦО зменшується. Це може зумовлюватися початковою стадiєю видiлення дисперсної фази, яка ще не сформувалася в окрему кристалiчну решiтку. Цi попереднi видiлення являють собою скупчення домiшкових атомiв типу зон Гiньє-Престона. Тому вiдхiд домiшкових атомiв до цих попереднiх видiлень зумовлює деяке зменшення мiкронапруг в матрицi. На протязi наступних 7 ТЦО видiлення починають формувати свою кристалiчну решiтку, яка когерентно зв’язана з матрицею. Оскiльки параметри i властивостi решiток матрицi i видiлень рiзняться мiж собою, то наявнiсть мiж ними когерентного зв’язку зумовлює рiст мiкронапруг.

Поступове удосконалення решiтки видiлень i наростання напруг на межi мiж ними i матрицею приводить до розриву когерентного зв’язку i вiдокремлення часток дисперсної фази. При цьому вiдбувається часткова релаксацiя мiкронапруг, величина яких зменшується на протязi наступних 25 ТЦО. Продовження термоциклювання дослiджуваних матерiалiв приводить до коагуляцiї часток видiлень, що знову викликає повiльний рiст внутрiшнiх мiкронапруг.

Література

1. Баранов А.А. Фазовые превращения и термоциклирование металов. – Киев: Наукова думка, 1974. – 231с.

2. Федюкин В.К., Смагоринский М.Е. Термоциклическая обработка металов и деталей машин. Л.: Машиностроение, 1989. – 256 с.

3. Tien J.K., Copley S. Lottice defects in guenced metals // Met.Trans, 1971. – Vol.2 – N11. – P 215.

4. Пастухова Ж. П. ,Рахштадт А. Г. Пружинные сплавы цветных металов. – М. : Металургия, 1984. – 282с.

5. Головин И.С., Саррак В.И, Суворова С.О. Исследование изменения структурного состояния высокохромыстой стали в ходе старения при 475 ºС методом внутренего трения// Внутренее трени и тонкое строение металов и неорганических материалов. – М.: Наука – 1985. – С.146-150