Плотность сплава

Результаты расчета плотности для модельного сплава приведены в таблице 4.

Таблица 4.Плотность Al-15%Zn сплава при различных видах импульсного нагружения

Диапазон изменения плотности составил 0,6-2,7%. Значение плотности снижается значительнее в верхней части образцов, подверженных большим нагрузкам, вплоть до разрушения. Предварительный подогрев в общем случае повышает плотность сплава.

ГБ 71 отчёт годовой, 2002 ФИ

2. Исследование структуры сплавов на основе алюминия и меди после импульсной обработки

Маркировка микрошлифов в зависимости от расположения до точки подрыва по длине образцов, подвергнутых обработке в режиме СГП, приведена в таблице 3. Высокоскоростной поток частиц SiC поступал в металл через верхний торец образцов.

Таблица 3-Материалы и маркировка образцов, подвергнутых импульсной обработке в режиме СГП.

Исследование изменений микроструктуры до и после импульсной обработки в режиме СГП проводили на образцах меди М1, латуни с содержанием 40% цинка, алюминия А7 и его сплавов Al-12%Si и Al-12%Si-1%Fe.

В литом состоянии структура меди представляет собой зерна α-твердого раствора меди с незначительным количеством эвтектики по границам зерен (α+Cu₂O), ориентированных в направлении фронта кристаллизации (рисунок 1,а)[3]. Средний размер зерна составляет 350х53 мкм.

Особенностью микроструктуры медных образцов после нагружения является наличие волокнистой структуры (рисунок 1, б), что характерно для высоких степеней нагружения. Зерна, как таковые не выявляются, структура проявляется чередованием черных и белых участков определенной направленности. В верхней части образцов на поперечном сечении направленность зерен в плоскости, перпендикулярной оси нагружения составляет 45^о, в нижней части образца направленность не наблюдается, однако в данном случае зафиксированы полосы сброса и фасетки, имеющие вид полигонов [4]. Наличие перечисленных следов деформации объясняется высокими значениями пластичности меди при прилагаемой нагрузке ( ~ 10 ГПа).

Литой образец сплава Cu-40%Zn имеет ярко выраженную зеренную структуру, ориентированную в направлении кристаллизации α-фазы, окруженную β-фазой [3]. Средний размер зерна α-фазы 380х110 мкм.

В результате импульсной обработки микроструктура сплава Cu-40%Zn представляет собой кристаллы α, β - фаз, расположенных наклонно к боковой поверхности. Средний размер зерна составляет 620х170 мкм (рисунок 2,б). В микроструктуре образца по высоте существенных изменений не обнаружено. Отсутствие двойников, характерных для деформируемой структуры, можно объяснить тем, что произошедшие структурные изменения носят локальный характер.

Исходя из данных металлографического анализа образцов меди и латуни, литых и подвергнутых импульсной обработке в режиме СГП следует, что изменение формы зерен не наблюдается, меняется только их ориентация в объеме по отношению к оси нагружения. Наличие деформационной структуры свидетельствует о значительной степени деформации, превышающей 50-60 %.

Структура литого алюминия представляет собой зерна α-твердого раствора с незначительным количеством выделившихся по границам зерен тройных химических соединений на основе имеющихся примесей. Зерна незначительно ориентированы в направлении фронта кристаллизации. Средний размер зерна 200х36 мкм (рисунок 3, а).

В результате импульсного нагружения в верхней части алюминиевого образца происходит переориентирование зерен в направлении перпендикулярном направлению приложения нагрузки, практически без изменения размера. Размер зерна - 200х35 мкм (рисунок 3,б). В средней части зерна имеют равноосную форму, в нижней части форма зерна слегка вытянута в направлении соответствующем направлению зерен литого материала с изменением размера зерна до 120х60 мкм.

Микроструктура литого образца сплава Al-12%Si состоит из дендритов α- твердого раствора кремния в алюминии, эвтектики и первичных кристаллов кремния. Эвтектический кремний имеет игольчатое строение, размер игл 60-90 мкм (рисунок 4, а). Дендритные оси, в основном, совпадают с направлением кристаллизации, размеры дендритов 20-70 мкм.

После импульсной обработки при давлениях порядка 10 ГПа в структуре сплава Al-12%Si происходит изменение направленности осей дендритов и дробление фазовых составляющих: первичных кристаллов кремния и игл кремнистой эвтектики (рисунок 4, б). Средний размер игл составляет ~ 30 мкм. По высоте образца структура претерпевает изменения в плане перераспределения фазовых составляющих по объему сплава.

Импульсная обработка сплава Al-12%Si-1%Fe приводит к дроблению кремний-, железокремний содержащих фаз (рисунок 5, а). Дробление происходит как по длине игл, так и по ширине, что зависит от расположения фазовой составляющей в объеме по отношению к прилагаемой нагрузке. Длина игл кремнийсодержащей фазы составляет 30-40 мкм, железокремниевой фазы 25-30 мкм. Эвтектический кремний уменьшается в размере до 20 мкм и приобретает более компактную округлую форму (рисунок 5,б).

Сплав Al-12%Si-1%Fe в литом состоянии на вертикальном сечении имеет структуру, состоящую из α– твердого раствора алюминия, эвтектики и игл железо-кремний содержащих фаз. Средний размер игл по длине до 60-75 мкм.

Для сравнения эффективности импульсной обработки в режиме СГП с другими видами импульсного нагружения, проводили эксперименты по обработке алюминия и его сплава Al-12%Si сферическими частицами меди Ø 0,63-1,0 мм и чугунной дробью Ø 2,0 –3,0 мм.

При обработке алюминия чугунной дробью в верхней части образца на вертикальном сечении микроструктура представляет собой зерна α-твердого раствора с небольшим количеством химических соединений по границам зерен. Средний размер зерна составляет 129х32 мкм. В средней и нижней части образцов наблюдается укрупнение зерна, очевидно в результате процесса собирательной рекристаллизации, обусловленной повышением температуры в результате импульсного воздействия.

При обработке сплава Al-12%Si сферическими частицами меди наблюдается резкое изменение ориентированности зеренной структуры. Светлые участки отвечают дендритам исходной структуры, темные – эвтектика. Размер дендритов составляет 90х 6 мкм.

Обработка чугунной дробью приводит к аналогичному эффекту. В верхней части образца наблюдается дробление дендритов и эвтектики. Толщина ветвей дендритов составляет 10-15 мкм. Предпочтительное направление дендритов перпендикулярно приложению нагрузки.

Далее проводилась идентификация частиц карбида кремния в металлах и сплавах и исследование возможных изменений микроструктур, вносимых этими частицами. Порошок SiC имеет темную грязно-серую окраску. Размер частиц составляет от 2 мкм (следы), которые, как правило находятся в виде конгломератов, до 50 мкм. В плоскости шлифа частица SiC существенно отличается по внешнему виду от присущих исследуемым материалам примесей и фаз. Расположение частиц в объеме металла (плоскости шлифа) хаотичное. Форма частиц: осколочная, округлая, неправильная. Осколочная форма зафиксирована в случае, когда общее поле материала и частица находятся в одной плоскости. Наиболее часто частицы SiC окружены порой. В таком случаев в поле шлифа частицы не в фокусе и при настройке фокусировки микроскопа на них – не в фокусе общее поле шлифа. Тогда преобладает округлая или неправильная форма частиц.

Изменение микроструктуры исследуемых материалов определяли косвенно по степени травимости.

Так, для медных образцов граничная область (частица SiC- матрица) или приканальная зона имеет повышенную степень травимости по сравнению с матрицей. Размер этой зоны составляет 5-10 мкм (рисунок 6, а).

Для сплава Cu-40%Zn микроструктура зоны вблизи канала соответствует исходной, так как частица карбида кремния расположена в фокусе тела a -кристалла.

В образцах алюминия частица находится не в фокусе. При настройке фокусировки вблизи частицы обнаружена зона с измененной степенью травимости, размером до 3 мкм (рисунок 6, б). Травимость приканальной зоны, в данном случае, ниже чем основного материала. Для сплавов Al-12%Si и Al-12%Si-1%Fe изменение микроструктур вблизи частиц не обнаружено из-за структурной загруженности.

Таким образом, в структуре образцов меди и алюминия обнаружены зоны повышенной степени травимости вблизи каналов проникновения частиц SiC в матрицу образцов.

Для приведения структуры образцов в равновесное состояние и оценки возможности сохранения внесенных изменений в структурах динамически обработанных литых металлов проводили их отжиг при различных температурных режимах. Температуру отжига для различных металлов и сплавов выбирали согласно зависимости Тр ~0,4 Тпл. К.

При температуре отжига 450^оС в меди, ввиду высокой степени деформации предыдущей обработки, сохранилось предпочтительное ориентирование зерен. Зерна с высокой степенью дефектов (темные участки на снимке) имеют средний размер 174 х 106 мкм, участки светлой структуры представляют собой скопление мелких зерен преимущественно полигональной формы двойникового строения, средний размер зерен 75 х 70 мкм (рисунок 7, а), что свидетельствует о неполной рекристаллизации структуры материала.

Отжиг при 720^оС привел к завершению рекристаллизации. Размер зерен незначительно увеличился, все зерна приняли полигональную форму. Собирательная рекристаллизация, в данном случае, тормозится наличием зон сильно деформированной структуры (рисунок 7, б).

Структурная наследственность для литой меди марки М1 оценивалась по изменению плотности материала, обработанного порошками оксида алюминия; после отжига при температуре 700^оС в течение одного часа на различных глубинах образца. Определение плотности проводилось по стандартной методике. Введение методом СГП частиц Al₂O₃ делает динамически обработанный материал более чувствительным к последующей термической обработке со значительными колебаниями по глубине проникания. Значение плотности выше, чем у необработанной меди. Нами дополнительно выполнены измерения плотности образцов при введении в литую медь частиц SiC с последующим отжигом при тех же параметрах, которые показали существенное влияние обработки на изменение плотности при отжиге, так плотность меди после обработки SiC и Al₂O₃ составляет (~ 9,006 и 9,0 г/см³ ) тогда, как у необработанного литого материала она равна 8,905 г/см³.

Отжиг сплава Cu-40%Zn при 450^оС привел к образованию равноосной структуры с чередованием зерен α и β фаз. Средний размер зерна составляет 110 х 116 мкм (рисунок 8, а). Отжиг при 720^оС также ведет к образованию равноосной структуры с размером зерна 150х148 мкм (рисунок 8, б). Увеличение размера зерна идет за счет процесса собирательной рекристаллизации. Имеются отдельные богатые цинком участки β-фазы, на границах которых α-фаза имеет вид игл.

Для определения возможности сохранения структурной наследственности в алюминии и алюминиево-кремниевом сплаве Al-12%Si, подвергнутом импульсной обработке в режиме СГП, проводилась их дополнительная термическая обработка при следующих параметрах:

1.Отжиг при температуре 450^оС в течение 2-х часов, охлаждение с печью до 400^оС, далее на воздухе;

2.Нагрев и выдержка при температуре 570^оС в течение 0,5часа, далее охлаждение с печью до 400^оС, затем на воздухе.

Отжиг алюминия по выбранным режимам приводит к получению равноосного зерна и незначительному его росту (рисунок 9, а, б). Размер зерна составляет 60 х 80 мкм.

Отжиг сплава Al-12%Si при 450^оС (рисунок 10, а) ведет к огрублению структуры, полученной предварительной обработкой. Увеличивается средний размер дендритов до 50 х 140 мкм. Длина игл эвтектики составляет 70-75 мкм. Нагрев до 570^оС (рисунок 10, б) практически не изменил структуру, за исключением сфероидезации кремния эвтектики.

Обнаружение частиц SiC, их следов, а также близлежащих зон с измененной структурой после термической обработки весьма проблематично ввиду структурной загруженности материала. На рисунке 6, б представлена зона микроструктуры меди вблизи частицы SiC. Зафиксировано изменение степени травимости материала вблизи канала; минимальный размер приканальной зоны составляет 10 мкм. Таким образом, в образцах обработанных в режиме СГП помимо деформационных структурных дефектов, приводящих к упрочнению материала, обнаружены субмикроструктурные изменения в приканальной зоне. Которые по характеру расположения, размеру и составу могут являться дополнительным упрочняющим фактором.

Металлографический анализ показал, что в основном, образцы меди и алюминия и их сплавов после динамической обработки методом СГП подвергались существенной деформации, главным образом в верхней части.

Изменение морфологических параметров структур технически чистых меди, алюминия и их сплавов приводит к изменению уровня механических свойств.

Дата добавления: 2014-07-10; просмотров: 677; Нарушение авторских прав

Мы поможем в написании ваших работ!