Реферат на тему Деформационное упрочнение алюминиевых сплавов

Содержание:

Введение. 2

1. Структурные изменения во время пластической деформации
методами растяжения и холодной прокатки. 3

2. Деформационное упрочнение алюминия. 7

3. Модель описания деформации алюминиевых сплавов при их
горячей прокатке с учетом рекристаллизационных процессов. 12

4. Методика изучения
скоростного упрочнения алюминиевого сплава при горячей прокатке. 17

Заключение. 21

Список литературы.. 22

Введение:

Актуальность. За последние годы произошли кардинальные
изменения в оснащении промышленных прокатных станов устройствами мониторинга
параметров прокатки, отслеживающими и записывающими изменение температуры,
скорости, усилий, моментов и т.д. Знание конкретных параметров позволяет
технологам делать выводы о правильности назначения режимов, предотвращать
появление брака, улучшать потребительские свойства проката. В свою очередь, для
корректного расчета параметров прокатки необходимо знание реологических свойств
прокатываемых материалов.

Последнее
достигается проведением лабораторных испытаний. Например, для оценки
энергосиловых параметров необходимо наличие справочных данных о напряжении
пластического течения или сопротивления деформации σs. Для определения σs
применяют известные методики, например, растяжение образцов, пластометрические
испытания на осадку и т.д. Недостатком методик по определению σs лабораторными
способами является искусственное извлечение деформируемого материала из
производственного процесса.

Цель – исследовать деформационное упрочнение
алюминиевых сплавов.

Задачи: 1. Рассмотреть
структурные изменения во время пластической деформации методами растяжения и
холодной прокатки

2.
Проанализировать деформационное упрочнение алюминия.

3. Изучить модель
описания деформации алюминиевых сплавов при их горячей прокатке с учетом
рекристаллизационных процессов.

4. Рассмотреть методику изучения скоростного упрочнения алюминиевого сплава при
горячей прокатке.

Заключение:

Алюминий и сплавы на его
основе обладают комплексом свойств, обеспечивающих им важные преимущества перед
другими материалами. Они отличаются малой плотностью, высокой удельной
прочностью, хорошей коррозионной стойкостью, позволяют выдерживать значительные
статические и динамические нагрузки. Совокупность этих факторов обеспечивает
алюминию и его сплавам повышение объемов их применения в авиационной,
автомобильной и других отраслях народного хозяйства.

Большинство деталей машин
из алюминиевых сплавов целесообразно изготовлять с применением
высокоэффективных способов пластического формообразования в холодном и
полугорячем состоянии, что позволяет получать их с минимальным расходом металла
на последующую механическую обработку или безотходными методами. При этом
получается высокая точность получаемых размеров, а также более высокие
эксплуатационные характеристики деталей в связи с упрочнением металлов в
результате пластической деформации.

Для разработки новых
эффективных технологических процессов обработки металлов давлением, их
компьютеризации и расчета кузнечно-прессового оборудования необходимо знать
основные закономерности упрочнения металлов в процессе пластической деформации.
О способности металлов к упрочнению, их поведении в процессе пластической
деформации и абсолютных величинах характеристик механических свойств
деформированных металлов можно судить по кривым упрочнения «напряжение течения
<т8 ~ степень деформации 8/», по изменению в процессе пластической
деформации параметров уравнений, аппроксимирующих эти кривые упрочнения, а
также по графическим зависимостям других механических свойств от степени
деформации.

Фрагмент текста работы:

1. Структурные
изменения во время пластической деформации методами растяжения и холодной
прокатки На сегодняшний
день считается, что оптимальные свойства высокопрочных термоупрочняемых сплавов
сложно достичь используя режимы типа обработка на твѐрдый раствор и старение
(Т4 и Т6 по классификации Aluminum Association). Для получения максимальных
показателей прочности сплавы необходимо подвергать НТМО типа Т8, которая
включает операцию холодной пластической деформации, проводимую в промежутке
между обработкой на твѐрдый раствор и старение. Упрочнение при обработке Т8
объясняется двумя причинами:

1) наклѐпом за
счѐт увеличения плотности дислокаций;

2) усиление
эффекта от старения. Последнее объясняется облегчением зарождения большего
количества полукогерентных фаз на дефектах кристаллической решетки.

В промышленности
листовые полуфабрикаты после закалки обязательно правят растяжением или
прогладкой со степенью деформации не больше 3%, но даже эта маленькая
пластическая деформация значительно увеличивает упрочнение, достигаемое в
результате старения [2]. Частично рекристаллизованная структура сохраняется и
как-либо заметных изменений зѐренной структуры не происходит. Средний размер
кристаллитов и зерен равен ~10,5 mм и
15,8 mм, соответственно. Плотность границ меняется слабо.

Обратные
полюсные фигуры соответствуют направлению прокатки. Необходимо отметить, что
показатель достоверности определения ориентировки внутри микрополос и полос
сдвига и в прилегающих сильнодеформированных областях очень низкий, поэтому
полосы сдвига могут быть чѐтко определены. НП – направление прокатки.

Микроструктура
сплава АА2519 обработанного на твѐрдый раствор и использованного для исследования
холодной прокатки  ПЭМ и локальный
химический анализ (не приведен) позволяет определить 4 фазы. Две из них
марганцовистые пластино-образные [3] выделения: T(Al20Mn3Cu2) размером 40´200
нм 2 и редко встречающиеся Al6(Mn,Fe) размером 20´140
нм 2 . Сферические полукогерентные частицы метастабильной b′-Al3(Zr,Ti)
с упорядоченной L12-структурой и размером ~44±4 нм хорошо заметны благодаря
линии нулевого контраста (иногда называемого контраст типа «кофейноезерно» или
Эшби-Брауна). Частицы когерентной фазы b-фазы
со средним размером ~80 нм также были обнаружены [10]. Из-за неоднородного
распределения (и большого расстояния между ними) Al3(Zr,Ti)-частицы вносят лишь
ограниченный вклад в дисперсионное твердение. Диффузионные полосы на картинах
дифракции электронов свидетельствуют о появление кластеров/ГП-зон, что так же
подтверждается специфическим контрастом микрофотографий.

Хорошо известно
[6] что при деформировании поликристаллических материалов зерна стараются
принять определенную (благоприятную) ориентировку относительно внешней
прилагаемой нагрузки. В результате в сильнодеформированных металлах возникает
преимущественная ориентация зѐрен, называемая текстурой деформации. Для еѐ
исследования с помощью анализа EBSD-карт и программного обеспечения были
получены функции распределения ориентировок (ФРО).

Холодная
прокатка с обжатием 10% приводит к формированию слабо выраженной ячеистой
структуры с размером ячейки от 80 до 200 нм, плотность дислокаций внутри зерен
возрастает значительно (сравните Рисунки 4.2а и 4.3а), а текстура размыта. При
этом значительно повышается количество границ с разориентировками 2°<q<q,
что приводит к тому, что средний угол разориентировки границ уменьшается почти
в два раза (с 14,59° до 7,73°). Подобные структурные изменения происходят и во
время РКУП при комнатной температуре, описанные в работе [7]. Детальный анализ
картин дифракции не выявил диффузионных тяжей, что может быть свидетельствовать
о перераспределении Cu от кластеров/зон в твѐрдый раствор. При 20% обжатия
средний размер ячейки, число МУГ с разориентировками 2°<q<6
и плотность дислокаций увеличивается далее.

При обжатиях
≥40% ячеистая структура заменяется микрополосами («microbands») с непрерывным и
постепенным ростом плотности дислокаций. Этот процесс коррелирует с
формированием стабильной текстуры деформации, что объясняется зависимостью
действующих систем скольжения от кристаллографических ориентаций [5]. Образование
микрополос в г.ц.к. металлах с высокой энергией дефекта упаковки (алюминий и
его сплавы) при умеренных деформациях вдоль {111}α хорошо известно. При
достижении e~0,51 в структуре преобладают зерна с преимущественными
ориентациями Латуни и Меди, а так же появляются отдельные микрополосы сдвига
(«microshear bands») длиной >5 mм и
расстоянием между ними ~300 нм. Средняя разориентировка границ
микрополос сдвига ~2°,однако встречаются и умеренно-высокие. Большинство
микрополос сдвига принадлежат одному семейству и выстроены параллельно {100}
плоскостям матрицы либо образуют небольшой угол с другими плоскостями. Стоит
отметить, что в чистом алюминии и других алюминиевых сплавах [2] подобных
структурных изменений не наблюдается. Вытянутых ячеистых структур обнаружено не
было.

При больших
степенях деформации (e~0,92) структура Al–Cu–Mg сплава состоит
их хорошо выраженных ламелей и микрополос сдвига из различных семейств,
направленных вдоль {100}a и {111}a или
располагающихся под углом 8-14°. При этом всѐ же преобладающее большинство
микрополос сдвига расположены вдоль {111}a . Эта особенностьмикроструктуры сплава
коррелирует с переориентацией кристаллической решетки в более стабильную –
идеальную ориентировку Меди ({001}). При этом доли ориентировок Латуни ({110})
и Госса ({110}) малы. Необходимо отметить, что формирование двух семейств полос
сдвига («shear bands»), расположенных под углом ~45°
к направлению прокатки приводит к появлению плоских ВУГ, увеличению среднего
угла разориентировки и доли ВУГ. При этом двукратное увеличение в плотности
микрополос сдвига приводит к увеличению МУГ с разориентировкой 2-4°.
Разориентировки некоторых границ микрополос сдвига демонстрирует тенденции
роста, что приводит к увеличению значения qAV
(Рисунки 4.5в-е). При этом часть границ микрополос сдвига набирают
разориентировку и трансформируется в ВУГ. ~8 и ~20%
ламельных границ обладают высокой и мало-угловой разориентировкой (>2°),
соответственно.

При дальнейшей
прокатке, толщина микрополос сдвига уменьшается, что приводит к увеличению
плотности МУГ. Одновременно с этим, при e~1,20
расстояние между деформационными полосами уменьшается, а доля ВУГ и МУГ с разориентировкой
>2° увеличивается до 22 и 40% соответственно. Понятно, что вновь образующие
микрополосы сдвига обладают разориентировкой ~2°,
в то время как микрополосы, образовавшиеся при меньших степенях деформации,
увеличивают свою разориентировку что приводит к появлению множества
деформационных полос с средне-высокой разориентировкой. Как и должнобыть,
острота текстуры возрастает с увеличением степени деформации. При e~1,20,
в текстуре преобладают ориентировки Меди и Госса, что коррелирует с деформационными
полосами, располагающимися под углом 35° [4] вдоль направления прокатки,
соответственно. При e~1,61, текстура деформации представлена
ориентировкой Меди с максимальной остротой равной 32 от случайной, а доля
остальных ориентировок малозначительна. Преимущественно деформационные полосы
ориентированы вдоль направления прокатки.