Influence of a Constant Magnetic Field on the Parameters of the Magnetoplastic Effect in Aluminum Alloy B95pch

Full Text

ВВЕДЕНИЕ

Новые задачи промышленного производства требуют улучшенных конструкционных характеристик металлических сплавов, из которых изготавливают детали, работающие при разнообразных нагрузках, средах и температурах. Это касается также алюминия и его сплавов, которые широко используют в качестве конструкционных материалов. Одним из наиболее известных методов трансформации свойств металлических сплавов является технология искусственного старения, с помощью которой можно значительно улучшить прочностные характеристики сплавов. В процессе старения в решетке сплава образуются дисперсные кластеры, скорость роста которых зависит от внешних воздействий, в том числе от постоянного магнитного поля (ПМП). Ранее было установлено [1–3], что ПМП существенным образом влияет на структуру и размер фаз, которые тормозят движение дислокаций, что и обуславливает повышение прочностных свойств бериллиевой бронзы БрБ-2. Одной из причин влияния ПМП на микротвердость металлических сплавов является магнитное и структурное упорядочение, возникающее в сплаве [4–6]. Следовательно, становится актуальным и практически значимым выяснить влияние ПМП на физико-механические свойства, структуру и фазообразование в высокопрочном алюминиевом сплаве В95пч при старении. В связи с этим, целью настоящей работы является комплексное экспериментальное исследование влияния ПМП на структуру, величину и знак магнитопластического эффекта (МПЭ) и фазовый состав состаренного алюминиевого сплава В95пч.

МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Образцы в виде куба с ребром ~1 см вырезали из промышленного листа алюминиевого технического сплава В95пч, химический состав которого приведен в табл. 1. Далее предварительно закаленные образцы искусственно старили в вакууме ~10^–3 Па, режимы термомагнитной обработки представлены в табл. 2. Характеристики ПМП, температуру и время старения выбирали на основе литературных данных [2, 7, 8].

 

Таблица 1. Химический состав сплава В95пч

Элемент	Содержание в сплаве, вес. %
Al	87.45 – 91.45
Zn	5.00 – 6.50
Mg	1.80 – 2.0
Cu	1.40 – 2.00
Примеси, не более
Fe	0.05 – 0.25
Mn	0.2 – 0.6
Cr	0.10 – 0.25
Si	до 0.1
Ni	до 0.1
Ti	до 0.05
Всего примесей: 1.35 вес. %

 

Таблица 2. Режимы термомагнитной обработки для алюминиевого сплава В95пч

Температура отжига Т, °C	Время отжига t, ч	Напряженность магнитного поля Н, кА/м
Закалка при 470°C (1 ч) водой (20°C)
140	2	0
		557.0
	4	0
		557.0
	6	0
		557.0
	8	0
		557.0

 

Ниже приведены основные результаты, полученные при исследовании микротвердости, структуры и фазового состава методами металлографического и рентгенофазового анализа, рельефа поверхности образцов и модуля упругости локальных областей методом сканирующей силовой зондовой микроскопии.

Металлографические измерения проводили на оптическом металлографическом микроскопе МИМ–8М. Средний размер зерен вычисляли с помощью программы “ВидеоТестРазмер-5.0”. Относительная ошибка измерений среднего значения размера зерна составила 38%.

Микротвердость по методу Виккерса [9] измеряли с помощью микротвердомера HAUSER при нагрузке 100 г и времени нагружения – 7 с. Каждое значение микротвердости получали усреднением по 20 измерениям. Относительная ошибка определения среднего значения микротвердости составила 3–5%.

Рентгенофазовый анализ выполняли с использованием СоКα-излучения на дифрактометре “ДРОН-2”, оснащенном аппаратно-программным комплексом управления, регистрации и обработки результатов измерений. Параметры эксперимента были следующими: анодный ток – 20 мА; напряжение на рентгеновской трубке – 30 кВ; скорость движения счетчика – 0.4 град/мин; щели 0.5–4–0.5 мм.

Модуль упругости локальных областей измеряли с помощью сканирующего зондового микроскопа нанотвердомера “Наноскан 3D” методом силовой микроскопии [10]. Среднее значение модуля упругости определяли по соотношению углов наклона кривых подвода исследуемого и эталонного материалов. Относительная ошибка определения среднего значения модуля упругости составила 10%.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Типичные изображения структуры алюминиевого сплава В95пч после закалки и старения в ПМП и без него представлены на рис. 1. После закалки (рис. 1а) на поверхности металлографического шлифа можно наблюдать инородные включения в виде черных вкраплений, природа которых на данный момент не установлена (предположительно это могут быть не растворившиеся при нагреве интерметаллидные фазы). После отжига сплава длительностью от 2 до 8 ч без наложения магнитного поля (рис. 1б, 1г, 1е, 1з) структура сплава претерпевает некоторые изменения, а именно: размер включений становится значительно больше, чем в закаленном состоянии, границы зерен становятся ярко выраженными. Средний размер зерен составил 210 ± 80 мкм. Наложение ПМП при старении сплава (рис. 1в, 1д, 1ж, 1и) приводит к уменьшению количества и размера включений, а в некоторых случаях они практически полностью отсутствуют. Кроме этого, обнаружены зерна, средний размер которых не претерпевает изменений и достигает значения 205 ± 78 мкм.

 

Риc. 1. Результаты металлографического исследования сплава В95пч: закаленного при 470°C (1 ч) в воде 20°C (а); состаренного в течение 2 (б, в), 4 (г, д) 6 (е, ж) и 8 ч (з, и) при напряженности магнитного поля 0 (б, г, е, з) и 557.0 кА/м (в, д, ж, и)

 

Результаты влияния ПМП на микротвердость алюминиевого сплава В95пч представлены в табл. 3, а также наглядно изображены на рис. 2. Из рис. 2 видно, что после закалки значение микротвердости достигает значения 1363 МПа. Полученные результаты согласуются с литературными данными [7], что свидетельствует об их достоверности.

 

Таблица 3. Результаты измерения микротвердости сплава В95пч

Время отжига t, ч	Напряженность магнитного поля Н, кА/м	Нµ ± ∆Нµ, МПа	(Нµ,Н≠0 – Нµ,Н=0)/Нµ,Н=0, %
Закалка 470°С → 20°С	–	1363 ± 19	–
2	0	1853 ± 19	10
2	557.0	2029 ± 19
4	0	1490 ± 29	21
4	557.0	1804 ± 19
6	0	1716 ± 49	8
6	557.0	1853 ± 49
8	0	1755 ± 19	4
8	557.0	1833 ± 19

 

Рис. 2. Зависимость микротвердости алюминиевого сплава В95пч от времени старения в отсутствие магнитного поля (1) и при напряженности магнитного поля 557.0 кА/м (2)

 

Старение в течение 2 ч без наложения ПМП приводит к существенному возрастанию микротвердости до 1853 МПа. Известно [7, 11], что при старении металлического сплава В95пч выделяются фазы (в частности, MgZn₂ и MgZn₄), которые тормозят движение дислокаций и тем самым, приводят к возрастанию прочностных свойств сплава. После отжига 4 ч наблюдается минимальные значения микротвердости сплава, а дальнейшее увеличение длительности старения до 8 ч приводит к росту микротвердости до 1755 МПа. Возможно, данный ход зависимости микротвердости сплава связан со стадийностью процесса зарождения, роста и формирования фазы. Максимальное значение микротвердости наблюдается при времени старения 2 ч.

Наложение ПМП на старение сплава всегда приводит к увеличению микротвердости до 21%. Это так называемый отрицательный магнитопластический эффект [12–18]. Кроме того, обнаружено, что ПМП не изменяет кинетики процесса старения исследуемого сплава. Максимум микротвердости также был достигнут при времени старения 2 ч и составил 2029 МПа. Увеличение микротвердости можно объяснить тем, что при наложении ПМП структура сплава становится более искаженной, как показали результаты рентгенофазового анализа, приведенные ниже. Вследствие этого движущиеся дислокации встречают на своем пути значительно большее количество стопоров (фазы, границ зерен и т.д.), и сплав становится более прочным.

В результате проведенного рентгенофазового анализа исследуемых образцов (рис. 3) были идентифицированы фазы, выделившиеся в процессе старения сплава в ПМП и без него. На дифрактограммах закаленного образца присутствуют отражения от α-твердого раствора на основе алюминия, которые смещены в сторону меньших углов относительно линий чистого алюминия. Данное смещение линий обусловлено наличием примеси магния в твердом растворе алюминия. Размеры атомов магния на 12% больше, чем атомов алюминия, что приводит к увеличению параметра решетки сплава, и, как следствие, к смещению дифракционных линий. Кроме этого, все обнаруженные отражения на дифрактограмме закаленного образца стали менее интенсивными, и их полуширина увеличилась, что свидетельствует об искаженности кристаллической решетки вследствие наличия в сплаве примесей магния, цинка и меди.

 

Рис. 3. Дифрактограммы, полученные от алюминиевого сплава В95пч, закаленного при 470°C (1 ч) в воде 20°C (а); состаренного в течение 2 ч при напряженности магнитного поля 0 (б) и 557.0 кА/м (в). Отмечены индексы отражений, относящихся к фазе α-Al

 

Отжиг от 2 до 8 ч без наложения магнитного поля приводит к увеличению интенсивности до 3 раз и уширению дифракционных максимумов на 0.15°, соответствующих α-твердому раствору на основе алюминия, по сравнению со случаем закаленного образца. Данный факт указывает об искаженности кристаллической решетки сплава, связанной с процессами старения и перестройкой структуры. Также наблюдается смещение дифракционных линий в сторону больших углов на 0.12°, что связано с уменьшением параметра кристаллической решетки сплава, обусловленным процессом старения.

Наложение ПМП на процесс старения приводит к увеличению полуширины дифракционных максимумов на 0.18°, соответствующих α-твердому раствору на основе алюминия, по сравнению со старением без поля. Данный факт свидетельствует об еще большей искаженности кристаллической решетки сплава. Также наблюдали смещение дифракционных максимумов в сторону больших углов на 0.05°, что связано с уменьшением параметра кристаллической решетки сплава, обусловленным процессом старения.

Результаты исследований методом сканирующей зондовой микроскопии и оптическое изображение металлографического шлифа алюминиевого сплава В95пч, состаренного в ПМП и в его отсутствие, представлены на рис. 4. В табл. 4 занесены полученные средние значения модуля упругости.

 

Рис. 4. Оптическое изображение поверхности металлографического шлифа (а, б) и результаты исследований с помощью сканирующей зондовой микроскопии (в, г) образца алюминиевого сплава В95пч, состаренного в течение 2 ч при напряженности магнитного поля 0 (а, в) и 557.0 кА/м (б, г)

 

Таблица 4. Результаты измерения модуля упругости алюминиевого сплава В95пч

Область структуры	Модуль упругости, ГПа
α-твердый раствор на основе алюминия	Старение, 2 ч, 140°С 0 кА/м	Старение, 2 ч, 140°С 557.0 кА/м
	91 ± 7	75 ± 8

 

Из рис. 4 видно, что структура алюминиевого сплава В95пч представляет собой α-твердый раствор на основе алюминия с включениями в виде черных вкраплений, подобные результаты были получены также методом металлографического анализа (рис. 1). Значения модуля упругости (табл. 4), полученные в отсутствие магнитного поля, согласуются со справочными данными [19, 20], что свидетельствует о их достоверности. Наложение ПМП на процесс старения приводит к уменьшению значений модуля упругости алюминиевого сплава В95пч на 17% по сравнению со старением без поля. Данный факт указывает на корреляцию результатов измерения модуля упругости и микротвердости (рис. 2, табл. 3).

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Анализ полученных результатов исследования структуры и прочностных характеристик сплава В95пч позволяет сделать следующие выводы. Результаты металлографического анализа показывают, что ПМП оказывает существенное воздействие на структуру сплава, однако средний размер зерен не претерпевает значительных изменений. Наложение ПМП на старение алюминиевого сплава В95пч приводит к существенному увеличению микротвердости (до 21%), наблюдается отрицательный магнитопластический эффект. Методом рентгенофазового анализа показано, что ПМП приводит к росту интенсивности дифракционных максимумов до 3 раз и их уширению, что свидетельствует об искаженности структуры сплава и более интенсивном процессе фазообразования. Старение в ПМП приводит к уменьшению модуля упругости на 17% по сравнению со старением без поля. Результаты работы могут быть учтены при создании новых и развития существующих технологий термообработки алюминиевого сплава В95пч и прогнозирования его физико-механических свойств.

Конфликт интересов. Авторы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

About the authors

J. V. Osinskaya

Samara National Research University

Author for correspondence.
Email: ojv76@mail.ru
Russian Federation, Samara

S. V. Voronin

Samara National Research University

Email: ojv76@mail.ru
Russian Federation, Samara

S. R. Makeev

Samara National Research University

Email: ojv76@mail.ru
Russian Federation, Samara

I. I. Levin

Samara National Research University

Email: ojv76@mail.ru
Russian Federation, Samara

References

Supplementary files