Физика микротекучести магниевых сплавов с титаном
Размягчающий эффект зернограничного скольжения (ЗГС) в ГПУ α-Mg поликристаллической матрице магниевых сплавов возникает в области температур и напряжений, соответствующих режимам эксплуатации автомобильного транспорта. Более того, распад пересыщенного α-Mg твердого раствора сопровождается появлением...
Gespeichert in:
| Datum: | 2010 |
|---|---|
| Hauptverfasser: | , , , , , |
| Format: | Artikel |
| Sprache: | Russian |
| Veröffentlicht: |
Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
2010
|
| Schriftenreihe: | Успехи физики металлов |
| Online Zugang: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98130 |
| Tags: |
Tag hinzufügen
Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
|
| Назва журналу: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Zitieren: | Физика микротекучести магниевых сплавов с титаном / В.Г. Ткаченко, К.Ч. Ким, Б.Г. Мун, А.И. Дехтяр, О.П. Карасевская, А.С. Вовчок // Успехи физики металлов. — 2010. — Т. 11, № 2. — С. 249-272. — Бібліогр.: 28 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| id |
nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-98130 |
|---|---|
| record_format |
dspace |
| spelling |
nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-981302025-02-09T15:39:36Z Физика микротекучести магниевых сплавов с титаном Фізика мікроплинности магнійових стопів з титаном Physics of Microyield of Magnesium Alloys with Titanium Ткаченко, В.Г. Ким, К.Ч. Мун, Б.Г. Дехтяр, А.И. Карасевская, О.П. Вовчок, А.С. Размягчающий эффект зернограничного скольжения (ЗГС) в ГПУ α-Mg поликристаллической матрице магниевых сплавов возникает в области температур и напряжений, соответствующих режимам эксплуатации автомобильного транспорта. Более того, распад пересыщенного α-Mg твердого раствора сопровождается появлением нестабильной в условиях ползучести микроструктуры. Эти два основных эффекта в значительной степени снижают сопротивление микротекучести и полезную длительную прочность Mg—Al—Mn- и Mg—Al—Zn-систем магниевых сплавов. По данным о внутреннем трении введение Са подавляет ЗГС, способствуя зернограничному упрочнению Mg—Al—Са-сплавов. Введение малых добавок Ti (0,1—0,2%) вызывает значительное твердорастворное упрочнение из-за эффективного торможения подвижных дислокаций атмосферами Коттрелла с энергией связи 0,27 эВ. Идея динамического самоупрочнения подтверждается также данными прецизионной рентгеновской дифрактометрии. Высокое сопротивление микротекучести и полезная длительная прочность новых экспериментальных сплавов системы Mg—Al—Са, Ti объясняются минимизацией эффектов возврата и разупрочнения при повышенных температурах за счет термической стабилизации фазового состава и концентрации твердого раствора. Термически активированная дислокационная релаксация, аккомодированная диффузией конкурирующих легирующих элементов (Al, Са, Ti), рассматривается как доминирующий (контролируемый скоростью) механизм микротекучести. Его активация существенно (на 150—200°С) повышает жаропрочность новых экспериментальных сплавов. Ефект зерномежового ковзання (ЗМК), що викликає знеміцнення, в ГЩУ α-Mg полікристалічній матриці магнійових стопів виникає за температур і напружень, які відповідають режимам експлуатації автомобільного транспорту. Більш того, розпад перенасиченого твердого розчину супроводжується появою нестабільної в умовах плазучости мікроструктури. Ці два основних ефекти в значній мірі знижують опір мікроплинності і корисну довготривалу міцність Mg—Al—Mn- і Mg—Al—Zn-систем магнійових стопів. За даними про внутрішнє тертя додавання Са пригнічує ЗМК, що сприяє зерномежовому зміцненню Mg—Al—Са-стопів. Втілення малих добавок Тi (0,1—0,2%) викликає значне твердорозчинне зміцнення через ефективне гальмування рухомих дислокацій Коттрелловими атмосферами з енергією зв’язку у 0,27 еВ. Ідея динамічного самозміцнення підтверджується також даними прецизійної Рентґенової дифрактометрії. Великий опір мікроплинності і корисна довготривала міцність нових експериментальних стопів системи Mg—Al—Са, Ті пояснюються зведенням до мінімуму ефектів повернення та знеміцнення за рахунок термічної стабілізації фазового складу і концентрації твердого розчину. Термічно активована дислокаційна релаксація, яку акомодовано дифузією конкурувальних леґувальних елементів (Al, Са, Тi), розглядається як домінантний (контрольований швидкістю) механізм мікроплинности. Його активація суттєво (на 150—200°С) підвищує жароміцність нових експериментальних стопів. Softening effect of grain-boundary sliding (GBS) in h.c.p. α-Mg polycrystals arises in the stress—temperature ranges of interest for automotive applications. Furthermore, decomposition of the oversaturated α-Mg solid solution is accompanied by apparition of a microstructure, which is unstable during a creep. These two main effects deteriorate most likely the microyield resistance and long-term strength of magnesium alloys of Mg—Al—Mn and Mg— Al—Zn systems. According to the data of internal-friction measurements, the introduction of Ca suppresses GBS that gives rise to the GB strengthening of the ternary Mg—Al—Ca system. An introduction of small additions of Ti (about 0.1—0.2%) causes significant solid-solution strengthening due to solute-atmosphere retardation of moving dislocations by the Cottrell mechanism with binding energy of about 0.27 eV. The idea of dynamical selfstrengthening of α-Mg matrix during the creep is also supported by precise xray diffractometry. As deduced, observed high microyield resistance and excellent long-term strength of the magnesium alloys of Mg—Al—Ca system containing inexpensive additions of Ti are due to minimizing recovery and softening effects at elevated temperatures at the expense of thermal phasecomposition and concentration stabilization of α-Mg solid solution. Thermally-activated dislocation relaxation accommodated by the diffusion of alloying elements (Al, Ca, Ti in their best combination) should be considered as dominant (rate-controlled) microyield mechanism, which provides creep strain rate of 10⁻⁹—10⁻¹⁰ s⁻¹. Its activation increases essentially (by 150—200°C) the heat resistivity of new experimental alloys. 2010 Article Физика микротекучести магниевых сплавов с титаном / В.Г. Ткаченко, К.Ч. Ким, Б.Г. Мун, А.И. Дехтяр, О.П. Карасевская, А.С. Вовчок // Успехи физики металлов. — 2010. — Т. 11, № 2. — С. 249-272. — Бібліогр.: 28 назв. — рос. 1608-1021 PACS numbers: 61.05.cp, 61.72.Ff, 61.72.Hh, 62.20.Hg, 62.40.+i, 81.40.Jj, 81.40.Lm https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98130 ru Успехи физики металлов application/pdf Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України |
| institution |
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| collection |
DSpace DC |
| language |
Russian |
| description |
Размягчающий эффект зернограничного скольжения (ЗГС) в ГПУ α-Mg поликристаллической матрице магниевых сплавов возникает в области температур и напряжений, соответствующих режимам эксплуатации автомобильного транспорта. Более того, распад пересыщенного α-Mg твердого раствора сопровождается появлением нестабильной в условиях ползучести микроструктуры. Эти два основных эффекта в значительной степени снижают сопротивление микротекучести и полезную длительную прочность Mg—Al—Mn- и Mg—Al—Zn-систем магниевых сплавов. По данным о внутреннем трении введение Са подавляет ЗГС, способствуя зернограничному упрочнению Mg—Al—Са-сплавов. Введение малых добавок Ti (0,1—0,2%) вызывает значительное твердорастворное упрочнение из-за эффективного торможения подвижных дислокаций атмосферами Коттрелла с энергией связи 0,27 эВ. Идея динамического самоупрочнения подтверждается также данными прецизионной рентгеновской дифрактометрии. Высокое сопротивление микротекучести и полезная длительная прочность новых экспериментальных сплавов системы Mg—Al—Са, Ti объясняются минимизацией эффектов возврата и разупрочнения при повышенных температурах за счет термической стабилизации фазового состава и концентрации твердого раствора. Термически активированная дислокационная релаксация, аккомодированная диффузией конкурирующих легирующих элементов (Al, Са, Ti), рассматривается как доминирующий (контролируемый скоростью) механизм микротекучести. Его активация существенно (на 150—200°С) повышает жаропрочность новых экспериментальных сплавов. |
| format |
Article |
| author |
Ткаченко, В.Г. Ким, К.Ч. Мун, Б.Г. Дехтяр, А.И. Карасевская, О.П. Вовчок, А.С. |
| spellingShingle |
Ткаченко, В.Г. Ким, К.Ч. Мун, Б.Г. Дехтяр, А.И. Карасевская, О.П. Вовчок, А.С. Физика микротекучести магниевых сплавов с титаном Успехи физики металлов |
| author_facet |
Ткаченко, В.Г. Ким, К.Ч. Мун, Б.Г. Дехтяр, А.И. Карасевская, О.П. Вовчок, А.С. |
| author_sort |
Ткаченко, В.Г. |
| title |
Физика микротекучести магниевых сплавов с титаном |
| title_short |
Физика микротекучести магниевых сплавов с титаном |
| title_full |
Физика микротекучести магниевых сплавов с титаном |
| title_fullStr |
Физика микротекучести магниевых сплавов с титаном |
| title_full_unstemmed |
Физика микротекучести магниевых сплавов с титаном |
| title_sort |
физика микротекучести магниевых сплавов с титаном |
| publisher |
Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України |
| publishDate |
2010 |
| url |
https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/98130 |
| citation_txt |
Физика микротекучести магниевых сплавов с титаном / В.Г. Ткаченко, К.Ч. Ким, Б.Г. Мун, А.И. Дехтяр, О.П. Карасевская, А.С. Вовчок // Успехи физики металлов. — 2010. — Т. 11, № 2. — С. 249-272. — Бібліогр.: 28 назв. — рос. |
| series |
Успехи физики металлов |
| work_keys_str_mv |
AT tkačenkovg fizikamikrotekučestimagnievyhsplavovstitanom AT kimkč fizikamikrotekučestimagnievyhsplavovstitanom AT munbg fizikamikrotekučestimagnievyhsplavovstitanom AT dehtârai fizikamikrotekučestimagnievyhsplavovstitanom AT karasevskaâop fizikamikrotekučestimagnievyhsplavovstitanom AT vovčokas fizikamikrotekučestimagnievyhsplavovstitanom AT tkačenkovg fízikamíkroplinnostimagníjovihstopívztitanom AT kimkč fízikamíkroplinnostimagníjovihstopívztitanom AT munbg fízikamíkroplinnostimagníjovihstopívztitanom AT dehtârai fízikamíkroplinnostimagníjovihstopívztitanom AT karasevskaâop fízikamíkroplinnostimagníjovihstopívztitanom AT vovčokas fízikamíkroplinnostimagníjovihstopívztitanom AT tkačenkovg physicsofmicroyieldofmagnesiumalloyswithtitanium AT kimkč physicsofmicroyieldofmagnesiumalloyswithtitanium AT munbg physicsofmicroyieldofmagnesiumalloyswithtitanium AT dehtârai physicsofmicroyieldofmagnesiumalloyswithtitanium AT karasevskaâop physicsofmicroyieldofmagnesiumalloyswithtitanium AT vovčokas physicsofmicroyieldofmagnesiumalloyswithtitanium |
| first_indexed |
2025-11-27T13:57:42Z |
| last_indexed |
2025-11-27T13:57:42Z |
| _version_ |
1849952165943050240 |
| fulltext |
249
PACS numbers: 61.05.cp, 61.72.Ff, 61.72.Hh, 62.20.Hg, 62.40.+i, 81.40.Jj, 81.40.Lm
Физика микротекучести магниевых сплавов с титаном
В. Г. Ткаченко
*, К. Ч. Ким
**, Б. Г. Мун
**, А. И. Дехтяр
***,
О. П. Карасевская
***, А. С. Вовчок
*
*Центр электронного материаловедения и прикладных проблем
авиакосмической техники,
ул. Кржижановского, 3,
03680, ГСП, Киев-142, Украина
**Корейский институт материаловедения,
Ченгвон, Гьенгнэн, 641—831,
531 Ченгвондаэро, Республика Корея
***Институт металлофизики им. Г. В. Курдюмова НАН Украины,
бульв. Акад. Вернадского, 36,
03680, ГСП, Киев-142, Украина
Размягчающий эффект зернограничного скольжения (ЗГС) в ГПУ α-Mg
поликристаллической матрице магниевых сплавов возникает в области
температур и напряжений, соответствующих режимам эксплуатации ав-
томобильного транспорта. Более того, распад пересыщенного α-Mg твер-
дого раствора сопровождается появлением нестабильной в условиях пол-
зучести микроструктуры. Эти два основных эффекта в значительной сте-
пени снижают сопротивление микротекучести и полезную длительную
прочность Mg—Al—Mn- и Mg—Al—Zn-систем магниевых сплавов. По дан-
ным о внутреннем трении введение Са подавляет ЗГС, способствуя зерно-
граничному упрочнению Mg—Al—Са-сплавов. Введение малых добавок Ti
(0,1—0,2%) вызывает значительное твердорастворное упрочнение из-за
эффективного торможения подвижных дислокаций атмосферами Кот-
трелла с энергией связи 0,27 эВ. Идея динамического самоупрочнения
подтверждается также данными прецизионной рентгеновской дифракто-
метрии. Высокое сопротивление микротекучести и полезная длительная
прочность новых экспериментальных сплавов системы Mg—Al—Са, Ti
объясняются минимизацией эффектов возврата и разупрочнения при по-
вышенных температурах за счет термической стабилизации фазового со-
става и концентрации твердого раствора. Термически активированная
дислокационная релаксация, аккомодированная диффузией конкури-
рующих легирующих элементов (Al, Са, Ti), рассматривается как доми-
нирующий (контролируемый скоростью) механизм микротекучести. Его
активация существенно (на 150—200°С) повышает жаропрочность новых
Успехи физ. мет. / Usp. Fiz. Met. 2010, т. 11, сс. 249—272
Оттиски доступны непосредственно от издателя
Фотокопирование разрешено только
в соответствии с лицензией
© 2010 ИМФ (Институт металлофизики
им. Г. В. Курдюмова НАН Украины)
Напечатано в Украине.
250 В. Г. ТКАЧЕНКО, К. Ч. КИМ, Б. Г. МУН, А. И. ДЕХТЯР и др.
экспериментальных сплавов.
Ефект зерномежового ковзання (ЗМК), що викликає знеміцнення, в ГЩУ
α-Mg полікристалічній матриці магнійових стопів виникає за температур і
напружень, які відповідають режимам експлуатації автомобільного
транспорту. Більш того, розпад перенасиченого твердого розчину супрово-
джується появою нестабільної в умовах плазучости мікроструктури. Ці
два основних ефекти в значній мірі знижують опір мікроплинності і кори-
сну довготривалу міцність Mg—Al—Mn- і Mg—Al—Zn-систем магнійових
стопів. За даними про внутрішнє тертя додавання Са пригнічує ЗМК, що
сприяє зерномежовому зміцненню Mg—Al—Са-стопів. Втілення малих до-
бавок Тi (0,1—0,2%) викликає значне твердорозчинне зміцнення через
ефективне гальмування рухомих дислокацій Коттрелловими атмосферами
з енергією зв’язку у 0,27 еВ. Ідея динамічного самозміцнення підтверджу-
ється також даними прецизійної Рентґенової дифрактометрії. Великий
опір мікроплинності і корисна довготривала міцність нових експеримен-
тальних стопів системи Mg—Al—Са, Ті пояснюються зведенням до мініму-
му ефектів повернення та знеміцнення за рахунок термічної стабілізації
фазового складу і концентрації твердого розчину. Термічно активована
дислокаційна релаксація, яку акомодовано дифузією конкурувальних ле-
ґувальних елементів (Al, Са, Тi), розглядається як домінантний (контро-
льований швидкістю) механізм мікроплинности. Його активація суттєво
(на 150—200°С) підвищує жароміцність нових експериментальних стопів.
Softening effect of grain-boundary sliding (GBS) in h.c.p. α-Mg polycrystals
arises in the stress—temperature ranges of interest for automotive applica-
tions. Furthermore, decomposition of the oversaturated α-Mg solid solution
is accompanied by apparition of a microstructure, which is unstable during a
creep. These two main effects deteriorate most likely the microyield resis-
tance and long-term strength of magnesium alloys of Mg—Al—Mn and Mg—
Al—Zn systems. According to the data of internal-friction measurements, the
introduction of Ca suppresses GBS that gives rise to the GB strengthening of
the ternary Mg—Al—Ca system. An introduction of small additions of Ti
(about 0.1—0.2%) causes significant solid-solution strengthening due to sol-
ute-atmosphere retardation of moving dislocations by the Cottrell mecha-
nism with binding energy of about 0.27 eV. The idea of dynamical self-
strengthening of α-Mg matrix during the creep is also supported by precise x-
ray diffractometry. As deduced, observed high microyield resistance and ex-
cellent long-term strength of the magnesium alloys of Mg—Al—Ca system con-
taining inexpensive additions of Ti are due to minimizing recovery and sof-
tening effects at elevated temperatures at the expense of thermal phase-
composition and concentration stabilization of α-Mg solid solution. Ther-
mally-activated dislocation relaxation accommodated by the diffusion of al-
loying elements (Al, Ca, Ti in their best combination) should be considered as
dominant (rate-controlled) microyield mechanism, which provides creep
strain rate of 10−9—10−10
s
−1. Its activation increases essentially (by 150—
200°C) the heat resistivity of new experimental alloys.
Ключевые слова: микротекучесть, торможение подвижных дислокаций,
магниевый сплав, титан, длительная прочность.
ФИЗИКА МИКРОТЕКУЧЕСТИ МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ТИТАНОМ 251
(Получено 26 января 2010 г.)
1. ВВЕДЕНИЕ
Считается, что металлические материалы во время длительной экс-
плуатации могут разрушаться при напряжениях, значительно бо-
лее низких по сравнению с напряжениями, измеренными в процес-
се кратковременных испытаний (на растяжение). Этот эффект, вы-
званный микротекучестью и медленным ростом субмикротрещин,
приводит к деградации прочности с увеличением времени постоян-
ного напряжения.
Теория модели долговечности, разработанная с позиций физики
и механики разрушения [1—4], рассматривает сопротивление раз-
рушению как основной критерий для описания длительного воз-
действия температур и нагружения на механические свойства ме-
таллов и сплавов. Физические представления о механизме термиче-
ски активированного разрушения сформулированы в работах [5, 6].
При исследовании локальных перенапряжений дефектных струк-
тур металлов установлен закон равенства энергий активации дви-
жения дислокаций на стадиях микротекучести, предшествующей и
сопутствующей задержанному (термически активируемому) раз-
рушению. Он открывает новые возможности для синтеза представ-
лений в области физики и механики длительной прочности. Однако
для научных целей и новых областей применения более важными
становятся оценки и сравнение характеристик сопротивления мик-
ротекучести металлов и сплавов, а также размерная стабилизация
изготовленных из них изделий. В соответствии с развиваемой кон-
цепцией полезной длительной прочности [7] сопротивление микро-
текучести (до заданного критического уровня и пластической неус-
тойчивости) выделяется как основной критерий для оценки полез-
ных длительных свойств, исключающий не только ускоренную ста-
дию ползучести (зарождение и распространение субкритических
микротрещин), но также контролируемое диффузией и замедлен-
ное при повышенных температурах и длительных нагрузках окон-
чательное разрушение.
Решение проблемы повышения термической стабильности мно-
гокомпонентных сплавов подразумевает термическую стабилиза-
цию фазового состава, концентрации твердого раствора, ваканси-
онно-дислокационной структуры, а также релаксацию остаточных
упругих напряжений. Считается, что для того чтобы получить
сплавы с высокими длительными свойствами при повышенных
температурах необходимо вызвать образование упрочняющих (тер-
модинамически стабильных фаз) в процессе распада (их выделения)
и стабилизировать структуру твердого раствора матрицы. Иными
словами, сочетание твердорастворного и зернограничного механиз-
252 В. Г. ТКАЧЕНКО, К. Ч. КИМ, Б. Г. МУН, А. И. ДЕХТЯР и др.
мов упрочнения способствуют эффективному улучшению сопро-
тивления микротекучести и длительной прочности. При этом леги-
рование более тугоплавкими элементами с крайне ограниченной
взаимной растворимостью открывает новые перспективы для по-
вышения этих характеристик при гораздо более высоких рабочих
температурах и напряжениях в процессе эксплуатации.
До настоящего времени очень мало фундаментальных исследова-
ний дислокационной структуры литых (под давлением) магниевых
сплавов с ГПУ-решеткой, а также динамики взаимодействия под-
вижных дислокаций с легирующими элементами и примесными
атомами (внедрения и замещения) в неидеальных твердых раство-
рах этих систем сплавов [8]. В периодической литературе нет пол-
ного соответствия между диффузионными параметрами легирую-
щих элементов (ЛЭ) в твердых растворах с крайне предельной огра-
ниченной растворимостью компонентов и скоростью ползучести
микротекучести έп. Необходимо учитывать, что диффузия не явля-
ется неотъемлемой составной частью механизма высокотемпера-
турной ползучести [9] и, кроме того, по значениям энергии актива-
ции (ЭА) диффузии в твердых растворах нельзя однозначно судить о
концентрационной зависимости ЭА ползучести [10]. Плотность и
распределение дефектов (дислокаций), образующихся в кристаллах
при их зарождении из расплава, существенно зависят от скорости
перемещения фронта кристаллизации и атомного механизма [8].
Тем не менее, точное математическое описание кристаллизации ог-
раничивается рядом упрощений физической картины этого процес-
са из-за отсутствия сведений о его деталях.
Основной целью настоящей работы является выявление дисло-
кационной структуры в литых магниевых сплавах системы Mg—Al—
Ca и исследование динамики ее взаимодействия с другими струк-
турными дефектами при дополнительном легировании этой матри-
цы наиболее перспективными легирующими элементами, особенно
титаном [1]. Для лучшего понимания контролирующих механиз-
мов, ответственных за сопротивление микротекучести и повышение
длительной прочности в практически важном интервале темпера-
тур и напряжений (150°С и 70 МПа) магниевые сплавы, легирован-
ные титаном, сравниваются с другими новыми экспериментальны-
ми сплавами.
В отличие от приближения континуума, микроскопический под-
ход оказывается более перспективным, в частности, для изучения
различных структур затвердевания с учетом атомного механизма
диффузии и кинетики поверхности [11].
2. МЕТОДИКИ ЭКСПЕРИМЕНТА
Испытания на ползучесть и длительную прочность были проведены
ФИЗИКА МИКРОТЕКУЧЕСТИ МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ТИТАНОМ 253
по стандартной методике (ГОСТ 3248-81).
Исследование структурных и фазовых превращений в процессе
ползучести были выполнены методами прецизионной рентгенов-
ской дифрактометрии с использованием стандартного метода «θ—
2θ» сканирования на дифрактометре ДРОН-3М, снабженном гра-
фитовым монохроматором для исключения расходимости рентге-
новского пучка. Рентгеновские картины дифракции были отсняты
вдоль образующей и в поперечном сечении. Методики обработки
экспериментальных данных для прецизионного рентгеновского
анализа приведены в работах [12, 13]. Фазовый состав был изучен с
использованием рентгеноструктурного анализа, сканирующей
электронной микроскопии и энергодисперсной рентгеновской
спектроскопии.
При помощи соответствующих методов растровой и просвечи-
вающей электронной микроскопии были определены наночастицы
размером вплоть до 5 нм. В работе представлены картины элек-
тронной дифракции некоторых из них.
Измерения параметров внутреннего трения, Q
−1
были проведены
на установке типа обратного крутильного маятника в режиме сво-
бодно затухающих крутильных колебаний образца диаметром 1 мм
и длиной 60 мм. После предварительной химико-механической об-
работки на глубину 0,1 мм для устранения дефектов электроискро-
вой резки образцы нагревали с постоянной скоростью (5°С/мин.),
контролируемой высокоточным автоматическим регулятором тем-
пературы (±0,1°С). Низкочастотный обратный крутильный маят-
ник (f = 1—3 Гц) обладает неоспоримыми преимуществами в иссле-
довании процессов взаимодействия дефектов при сравнительно
низких температурах [14, 15]. Внутреннее трение – один из луч-
ших высокоструктурночувствительных методов исследования ди-
намического взаимодействия внутренних дефектов в кристаллах
(дислокации, избыточные вакансии, точечные и парные дефекты,
поверхности раздела и др.) с оценкой их энергии связи и активаци-
онных параметров.
Амплитудные зависимости внутреннего трения (АЗВТ) измеряли
при различных температурах в режиме постоянного увеличения
амплитуды деформации сдвига γ для крутильных колебаний образ-
цов в пределах от 4⋅10−5
до 6⋅10−4. Обработка результатов измерений
и расчеты параметров дислокационно-примесного взаимодействия
были выполнены по методике, детально описанной в [16].
Для анализа высокотемпературного фона Q
−1
ф = K[ωexp(U0/κ)]−n,
где ω = 2πf – круговая частота, экспериментальные кривые Q
−1(T)
перестраивали в координатах lnQ−1—1/T. Угол наклона полученных
прямых линий связывается с эффективной ЭА диффузионного пе-
реползания дислокаций Uэф = nU0 [17], где U0 – истинная ЭА вязко-
го движения дислокаций, взаимодействующих с точечными дефек-
254 В. Г. ТКАЧЕНКО, К. Ч. КИМ, Б. Г. МУН, А. И. ДЕХТЯР и др.
тами; n = 0,23 для широкого класса металлов с различными кри-
сталлическими решетками.
3. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ
В наших работах [14, 18] методами ДТА, рентгеновского, микро-
рентгеноспектрального анализов и растровой электронной микро-
скопии с учетом литературных данных построена диаграмма со-
стояния тройной системы Mg—Al—Ca, в т.ч. проекция поверхности
ликвидус, изотермические разрезы при 150°С и политермические
сечения при постоянных концентрациях 12, 14 и 16% Al, и уста-
новлены фазовые поля, определена их структура и количественные
соотношения. По этим данным сплав Mg—12,5Al—1,4Ca является по
существу доэвтектическим сплавом с ограниченной взаимной рас-
творимостью его компонентов – алюминия и кальция (табл. 1).
Двухфазные состояния в этом случае характеризуются большой по-
ложительной энергией смешения (εс), когда разноименные атомы
притягиваются значительно слабее одноименных. Чем больше εс,
тем меньше растворимость в твердой фазе. При εс → ∞ диаграмма
состояния, например, Mg—Ti характеризуется отсутствием раство-
римости в кристаллических фазах с учетом перитектической реак-
ции. Однако определить количественные соотношения и совмест-
ную растворимость всех легирующих элементов (ЛЭ) достаточно
трудно в методическом отношении.
Рентгеновский фазовый анализ равновесных состояний сплавов
Mg—Al—Ca [18] указывает на резкое уменьшение растворимости Са с
увеличением концентрации Al и снижением температуры (табл. 1),
а также на подавление образования охрупчивающей фазы Al2Са и
рост объемной доли эвтектической компоненты β-Mg17Al12, упроч-
ненной кальцием. При еще более высоких концентрациях Al (12—
14%) расширяются температурные и концентрационные области
существования стабильной двухфазной структуры (α-Mg и β-
Mg17Al12) с объемной долей упрочненной β-фазы до 12—15 об.% и по-
ТАБЛИЦА 1. Максимальная растворимость Са в твердой фазе α-Mg для
системы сплавов Mg—Al.
Сплав ЛЭ Температура, °С Масс.%
Mg Ca 516 1,34
Mg—4,5Al Ca
520
450
0,5
0,02
Mg—8,5Al Ca
450
370
0,01
отсутствует
ФИЗИКА МИКРОТЕКУЧЕСТИ МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ТИТАНОМ 255
явлением на границах наночастиц (Mg17Al12−xCax, где х ≅ 6) (рис. 1).
Электронно-микроскопические исследования доэвтектических
сплавов тройной системы Mg—Al—Ca выявили дислокационную
структуру матрицы α-Mg (рис. 2), а также наличие на границах фаз
(когерентных поверхностях раздела) так называемых межфазных
дислокаций или дислокаций несоответствия (рис. 3). Эти дислока-
ции уменьшают дальнодействующие когерентные деформации,
обусловленные несовпадением решеток фаз на границе сопряже-
ния. Это означает, что межфазные границы в доэвтектических ком-
позициях магниевых сплавов являются полукогерентными. Так
как сетка дислокаций несоответствия образуется при температуре
затвердевания (или несколько ниже ее), их незначительная плот-
ность при комнатной температуре (рис. 3) свидетельствует о воз-
можности ухода межфазных дислокаций в матрицу и снижения ве-
личины внутренних (когерентных) напряжений.
При измерении параметров дискретного температурного спектра
внутреннего трения поликристаллического ГПУ-Mg (рис. 4) при
200—215°С обнаружен широкий максимум (кривая 1), вызванный
неупругой зернограничной релаксацией, которая зависит от часто-
Рис. 1. Типичная картина электронной микродифракции зернограничной
нанофазы (30—50 нм) Mg17Al12−xCax в сплавах системыMg—Al—Ca.
Рис. 2. Дислокационная структура, сформированная в процессе кристал-
лизации сплавов Mg—8,5Al—4,5Ca—0,8 (×20000).
256 В. Г. ТКАЧЕНКО, К. Ч. КИМ, Б. Г. МУН, А. И. ДЕХТЯР и др.
ты колебаний и размера зерна. Аналогичный эффект был обнару-
жен в спектрах механической релаксации поликристаллов ГПУ-Mg
Кэ Тин Суем при 185°С и Демпласом с сотрудниками при 210°С [19,
20]. В монокристаллах ГПУ-Mg его нет. В сплавах ГПУ-Mg с каль-
цием (кривая 2) зернограничный максимум в значительной мере
подавляется, указывая на сильное зернограничное упрочнение
сплава в результате блокирования зернограничных дислокаций.
При легировании бинарного сплава Mg—Са алюминием зерногра-
ничный максимум появляется снова, однако его высота существен-
но меньше по сравнению с ГПУ-Mg.
ЭА неупругой зернограничной релаксации в ГПУ-Mg при 185°С
составляет 1,38 эВ (31,7 ккал/моль), сближаясь с ЭА самодиффузии
магния [20]. Однако в нашем случае ширина зернограничного мак-
симума в два раза превышает ее теоретическую величину. Поэтому
Рис. 3. Дислокации несоответствия на межфазной поверхности (×45000).
Рис. 4. Дискретные температурные спектры внутреннего трения магния и
его сплавов (1 – магний (99,96%); 2 – Mg—2Ca; 3 – Mg—12Al; 4 – Mg—
12Al—1,3Ca; 5 – Mg—12,5Al—1,4Ca—0,28Mn—0,1Ti). Вставка: оценка ЭА
высокотемпературного фона для сплава 5.
ФИЗИКА МИКРОТЕКУЧЕСТИ МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ТИТАНОМ 257
его нельзя описать одним временем релаксации. На этом основании
предполагается, что неупругая релаксация, вызванная подвижны-
ми зернограничными дислокациями, аккомодируется диффузией
ЛЭ, которые могут мигрировать по объему и вдоль границ зе-
рен/поверхностей раздела с ЭА, средней между ЭА зернограничной
и решеточной диффузии. Для сплава Mg—12,5Al—1,3Ca ЭА зерно-
граничной релаксации 1,25 эВ (28,9 ккал/моль) оказывается
меньше ЭА объемной самодиффузии магния из-за вклада диффузии
ЛЭ по границам зерен.
При исследовании высокотемпературного фона Q
−1
ф сплавов сис-
темы Mg—Al—Ca установлено, что при n = 2,3 истинная ЭА U0 для
вязкого движения дислокаций, взаимодействующих с точечными
дефектами, составляет 0,7 эВ (для ГПУ-Mg), 1,08 эВ (для Mg—
1,5Ca), 1,5 эВ (для Mg—12,5Al—1,3Ca) и 1,31 эВ (для Mg—12,5Al—
1,3Ca—0,28Mn—0,1Ti), что свидетельствует о различных вкладах в
диффузию матрицы и границ.
Таким образом, эффективность торможения подвижных дисло-
каций, взаимодействующих с дефектами при повышенных темпе-
ратурах, контролируется диффузионной подвижностью растворен-
ных атомов, в т.ч. в пределах примесных атмосфер Коттрелла с
температурой их конденсации Тк на дислокациях в интервале 180—
200°С. Выше Тк происходит раскрепление дислокаций с энергией
связи, которая зависит от состава сплава. Подчеркнем, что легиро-
вание кальцием, сегрегирующим на границах зерен и блокирую-
щим зернограничное скольжение, практически не влияет на харак-
тер взаимодействия дислокаций с ЛЭ в сплавах системы Mg—Al—Ca.
3.1. Зернограничное упрочнение
При высоком уровне напряжений зернограничное скольжение
(ЗГС) в ГПУ-поликристаллах магния становится доминантным ме-
ханизмом, контролирующим сопротивление ползучести/микроте-
кучести, в т.ч. при комнатной температуре [15]. ЗГС, аккомодиро-
ванное ЗГ-диффузией, вносит значительный вклад в общую дефор-
мацию. Комбинированный динамический механизм, включающий
дислокационный крип и ЗГ-диффузию, наблюдается, как правило,
в крупнозернистых кристаллах.
ЭА самодиффузии вдоль вязких границ зерен ГПУ-Mg, Zn, Cd на
40—60% меньше значений ЭА объемной самодиффузии [21]. Для Mg
из-за ЗГ-скольжения ЭА ползучести примерно в два раза меньше ЭА
объемной самодиффузии (1,3 эВ или 32 ккал/моль). Для магниевых
сплавов системы Mg—Al—Ca характерным является комбинирован-
ный динамический механизм ползучести, включающий дислока-
ционный крип, аккомодированный диффузией легирующих эле-
ментов к дислокациям (рис. 4, табл. 2).
258 В. Г. ТКАЧЕНКО, К. Ч. КИМ, Б. Г. МУН, А. И. ДЕХТЯР и др.
Переход от интеркристаллического дислокационного силового
закона lnέ = f(lnσ) к контролируемому диффузией крипу происхо-
дит при высоких температурах и осуществляется по механизму
Кобла (вакансионный поток вдоль границ зерен), а не по механизму
Набарро—Хиринга (вакансионный поток через решетку). Са эффек-
тивно блокирует все виды неупругой релаксации, в т.ч. зерногра-
ничное скольжение (рис. 4).
3.2. Эффекты неупругой релаксации парных дефектов
Из-за низкой симметрии кристаллической ГПУ-решетки в дис-
кретных температурных спектрах внутреннего трения (механиче-
ской релаксации) литых магниевых сплавов, как правило, наблю-
даются три пика неупругой релаксации, вызванных зависимым от
частоты колебаний резонансным поглощением энергии (ωiτi = 1) из-
за образования парных дефектов (первичных нанокластеров «леги-
рующий элемент», ЛЭ—избыточная вакансия, ИВ), зерногранично-
го скольжения, ЗГС и сегрегаций ЛЭ на границах [15]. При этом
слаборастворимые ЛЭ играют роль ловушек (центров захвата) для
избыточных вакансий, вызывая отклонение от соотношения Арре-
ниуса при повышенных температурах [7, 14, 15]. При этом эффек-
тивная растворимость (на структурных дефектах) для Ti и других
аналогичных ЛЭ существенно увеличивается из-за избытка вакан-
сий и дислокаций в литых многокомпонентных сплавах с пересы-
щенной α-Mg матрицей. Более того, i—s парные дефекты в ГПУ-
кристаллах, например, TixHy могут действовать как центры зарож-
дения очень стабильных фаз.
3.3. Твердорастворные эффекты. Закрепление дислокационной
структуры
Считается, что предел микротекучести σмкт, связанный с необрати-
мой, зависимой от времени микропластической деформацией, –
это напряжение, необходимее для активированного движения сво-
бодных дислокаций. На самом деле σмкт чувствителен не только к
плотности подвижных дислокаций, но также к легирующим эле-
ментам/примесным атомам и барьерной структуре металлов и
ТАБЛИЦА 2. Оценка энергии связи дислокаций с растворенными атома-
ми ЛЭ в ГПУ-Mg и магниевых сплавах.
Сплав ГПУ-Mg Mg—12,5Al—1,3Ca Mg—12,5Al—1,3Ca—0,28Mn—0,1Ti
Uc, эВ 0,21 0,5 0,27
ФИЗИКА МИКРОТЕКУЧЕСТИ МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ТИТАНОМ 259
сплавов. Макроскопический и микроскопический пределы текуче-
сти σт и σмкт связаны между собой [22], хотя σмкт менее чувствителен
к концентрации растворенных атомов:
σт > σ > σ0 и σ = σ0 + σf, (1)
где σ – приложенное напряжение; σ0 – обратное напряжение не-
упругой деформации, накопленной в виде скопления дислокаций у
барьеров; σf или σмкт – сопротивление движению свободных дисло-
каций; σ0 зависит от концентрации растворенных атомов. В связи с
этим термически активированная дислокационная релаксация, ак-
комодированная химической диффузий ЛЭ и ПА, например, с обра-
зованием примесных атмосфер Коттрелла является наиболее веро-
ятным механизмом высокотемпературной ползучести сплавов сис-
темы Mg—Al—Ca, Ti (рис. 4). Микроскопическое приближение этого
дислокационного механизма подтверждается, прежде всего, нали-
чием амплитудной зависимости внутреннего трения в исследован-
ном интервале температур (рис. 5), которая описывает температур-
ную зависимость процесса закрепления/раскрепления дислокаций
(облаками Коттрелла). Важно подчеркнуть, что начало раскрепле-
ния дислокационной структуры литых сплавов означает по сущест-
ву температурную границу жаропрочности. С этих позиций маг-
ниевый сплав, содержащий небольшие добавки титана, оказывает-
ся наиболее жаропрочным (рис. 4, кривая 5).
Рис. 5. Амплитудные зависимости внутреннего трения сплава Mg—12,5Al—
1,4Ca—0,28Mn—0,1Ті при различных температурах испытаний (1 – 20°С,
2 – 90°С, 3 – 130°С, 4 – 175°С, 5 – 230°С, 6 – 290°С, 7 – 360°С). Встав-
ка: оценка энергии связи дислокаций с растворенными атомами (атмосфе-
рами Коттрелла).
260 В. Г. ТКАЧЕНКО, К. Ч. КИМ, Б. Г. МУН, А. И. ДЕХТЯР и др.
3.4. Сопротивление микротекучести и длительная прочность
С введением добавки коррозионно-нестойкого Fe, повышающего
жаропрочность модельного сплава Mg—12,5Al—1,3Ca—0,9Fe—0,5Y
(рис. 6), этот состав значительно замедляет скорость ползучести έп,
которая вызывает деформацию до 0,08% за 45 часов при 150°С в
поле напряжений растяжения 70 МПа (табл. 3). Это означает, что
процесс зависимой от времени деформации контролируется тонким
механизмом, связанным с ограниченной подвижностью структур-
ных эффектов. Достигнутое критическое значение έп можно ис-
пользовать в качестве критерия для оценки полезной длительной
прочности кристаллов, что позволяет существенно сократить сроки
проведения длительных (полномасштабных, круглосуточных) ис-
ТАБЛИЦА 3. Корреляция между скоростью ползучести, составом новых
экспериментальных сплавов и временем нагружения при 150°С («р» –
растяжение, «с» – сжатие).
Состав сплава έп, с−1 σ, МПа τ, час εп, %
AZ91D 10−7 35—50 (р) 20—50 до 14,6
Mg—12,5Al—1,3Ca 3⋅10−9 65 (р) 200 0,3
Mg—14Al—1,5Ca—2Zn—0,5Y 7⋅10−9 65 (p) 100 0,2
Mg—12,5Al—1,3Ca—0,9Fe—0,5Y 10−9
10−9
70 (р)
70 (р)
45
200
0,08
0,3
Mg—12,5Al—1,3Ca—0,9Fe—0,5Y 1,1⋅10−9 65 (с) 120 0,038
Mg—12,5Al—1,3Ca—0,5Fe—0,3Y 3⋅10−10 65 (с) 120 0,1
Рис. 6. Кривые ползучести для модельного сплава Mg—12,5Al—1,3Ca—
0,5Y—0,9Fe в течение 200 час (1) и 45 час (2) и для сплава Mg—12,5Al—
1,3Ca—0,28Mn—0,1Ti в течение 45 час (3) при 150°С и 70МПа.
ФИЗИКА МИКРОТЕКУЧЕСТИ МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ТИТАНОМ 261
пытаний и таким образом откорректировать методику измерений
предела ползучести. Так, предел ползучести 70 МПа для сплава
Mg—12,5Al—1,3Ca—0,9Fe—0,5Y (рис. 6 и табл. 3) выявляется уже че-
рез 45 часов при достижении скорости έп ≅ 10−9
с
−1, которая сохраня-
ется постоянной в течение 200 часов (для одного контролирующего
механизма). При этом форма кривых растяжения указывает на де-
формационное упрочнение сплавов системы Mg—Al—Ca при ползу-
чести (рис. 7).
Установлено (рис. 8), что если деформация ползучести литого
сплава Mg—12,5Al—1,4Ca с добавкой 0,3% ат. Y не превышает
0,3%—0,4%ε, то его фазовый состав и плотность дефектов практи-
Рис. 7. Кратковременные и длительные свойства нового эксперименталь-
ного сплава Mg—12,5Al—1,4Ca—0,3Y—0,2Gd. 1 – кривая ползучести при
150°С и 70 МПа (200 часов); 2 – типичная кривая растяжения этого спла-
ва в истинных координатах при 27°С.
Рис. 8. θ—2θ-рентгенограммы сплава Mg—12,5Al—1,4Ca—0,3Y после ползу-
чести при 150°С и приложенном напряжении 70 МПа. 1 – исходное неде-
формированное состояние; 2 – после деформации 0,3%; 3 – после дефор-
мации 0,5%; 4 – после деформации 0,5% вшейке образца.
262 В. Г. ТКАЧЕНКО, К. Ч. КИМ, Б. Г. МУН, А. И. ДЕХТЯР и др.
чески не изменяются. Однако после деформации 0,5% в образце об-
разуется шейка без разрушения. При этом диаметр образца в шейке
уменьшается ≅ 2,5 раза. Рентгенограммы этого сплава в исходном
состоянии (1), после деформации 0,3% (2), 0,5% в области, исклю-
чающей утонение образца (3), и в шейке (4) показаны на рис. 8. Уг-
лы отражения на рентгенограммах 1, 2, 3 для большинства линий
совпадают, в то же время, некоторые из них несколько смещаются
(на углы ≅ 0,05°—0,03°), что отвечает преимущественно одинаково-
му фазовому составу в недеформированном и деформированном со-
стояниях. Значения интенсивности линий с деформацией перерас-
пределяются, а и их полуширины незначительно (без зависимости
от угла отражения) изменяются в деформированных образцах по
сравнению с исходным состоянием. Существенные изменения по-
ложения линий наблюдаются только на рентгенограмме 4 (т.е. в об-
ласти шейки образца с общей деформацией 0,5%). Отмечается так-
же появление новых линий отражения, отмеченных стрелками на
рис. 5. Кроме того, полуширина всех линий на рентгенограмме 4
возрастает по отношению к предыдущим измерениям 1—3. Это от-
вечает существенному изменению фазового состава в шейке образ-
ца, которое происходит с увеличением плотности дефектов. Таким
образом, процесс стабилизации структуры и фазового состава этого
сплава прекращается после деформации 0,5%ε из-за ее локализа-
ции с образованием шейки в условиях пластической неустойчиво-
сти. На рентгенограммах фиксируются значительные изменения
фазового состава и структурные превращения (рис. 8, кривая 4).
Уширение некоторых рефлексов свидетельствуют о росте плотности
дислокаций и внутренних напряжений, а сдвиги существующих
рефлексов и появление новых рефлексов указывают на развитие
фазовых превращений [12, 13]. Увеличение интенсивности размы-
того фона (по данным рентгеновской дифрактометрии) означает
увеличение вакансий или упорядоченных атомных смещений на
поверхностях раздела, а неоднородное распределение точечных де-
фектов, ЛЭ (ПА) и дислокаций сопровождается повышением уров-
ня внутренних напряжений.
Кальций уменьшает параметры решетки твердого расплава Mg—
Al из-за его распада при повышенных температурах (испытаний и
отжига). Однако, из-за различия КТР структурных составляющих
сплава Mg—Al—Ca, Y, плотность дислокаций снижется с увеличени-
ем скорости кристаллизации (до 100°С/с). В этом случае внутрен-
ние напряжения, возникающие при охлаждении, могут вызвать
деформацию матрицы и даже ее разрушение из-за недостатка ак-
тивных независимых систем скольжения в ГПУ-решетке Mg.
Из анализа зависимости скорости деформации έп на установив-
шейся стадии ползучести от напряжения σ в двойных логарифми-
ческих координатах следует (рис. 9), что, несмотря на некоторый
ФИЗИКА МИКРОТЕКУЧЕСТИ МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ТИТАНОМ 263
разброс данных, скорость деформации описывается степенным за-
коном έп ∝ σn, где n = 6. Такие значения n характерны для высоко-
температурного дислокационного механизма ползучести, который
аккомодируется, вероятнее всего, зернограничной диффузией ле-
гирующих элементов. Действительно, дислокации, возникающие
на межфазной поверхности, контролируют сопротивление ползуче-
сти, которое подчиняется степенному закону при повышенных
температурах [23]. Таким образом, полезная длительная прочность
сплава Mg—Al—Ca, Y будет ограничена структурными и фазовыми
превращениями, которые возникают в поле напряжений 70 МПа
при 150°С за время, необходимое для формирования пластической
неустойчивости, т.е. локализации накопленной деформации, обра-
зования шейки и, как следствие, схемы трехосного напряженного
состояния. В этом случае распад пересыщенного α-Mg твердого рас-
твора становится неизбежным.
На рентгенограмме 2 (рис. 10, а) сплава Mg—12,5Al—1,2Ca—0,3Y—
0,07Ti видны линии вблизи углов отражения 2θ ≅ 38° и 40° ((0002) и
(101 1) соответственно), которые могут быть вызваны наличием фа-
зы α-Ti в сплаве. После деформации линий α-Ti в сплаве не наблю-
дается. Это объясняется растворением α-Ti в сплаве при повышении
концентрации дефектов, вызванных деформацией. В недеформиро-
ванном состоянии наблюдается (рис. 10, б, в) много рентгеновских
линий малой интенсивности, которые, возможно, связаны с нерас-
творимыми малыми количествами фазовых составляющих. Неко-
торые из этих линий могут быть вызваны наличием α-Ti. Указанные
линии отмечены на рисунке. Кроме того, например, в угловом ин-
тервале 2θ от 41—45° есть линии небольшой интенсивности, которые
не могут быть связаны с Ti. После деформации слабые линии на
рентгенограмме практически исчезают. Можно предположить, что
нерастворимые в ГПУ-решетке Mg атомы Ti (парные дефекты Ti—Н,
Рис. 9. Зависимость скорости установившейся ползучести от приложенных
напряжений (степенной закон) для сплава Mg—12,5Al—1,4Ca—0,3Y (έп ∝ σn,
где n = 6).
264 В. Г. ТКАЧЕНКО, К. Ч. КИМ, Б. Г. МУН, А. И. ДЕХТЯР и др.
О) растворяются на структурных дефектах (дислокациях) с образо-
ванием «облаков» (примесных атмосфер) Коттрелла. Полученные
результаты согласуются с данными внутреннего трения в пользу за-
крепления дислокационной структуры с энергией связи около 0,3
эВ (рис. 5). Наличие прерывистого течения, т.е. эффекта Портевена—
Ле Шателье, также подтверждает активацию этого механизма.
Рис. 10. а – θ—2θ-рентгенограммы сплава Mg—12,5Al—1,2Ca—0,3Y—0,07Ti
до (1) и после деформации 0,37% (2) при T = 150°C, σ = 70 МПа; б – θ—2θ-
рентгенограммы сплава Mg—12,5Al—1,4Ca—0,28Mn—0,1Ti в исходном со-
стоянии (1), в деформированном состоянии по образующей области образ-
ца (2) и в поперечном сечении (в) (условия деформации: T = 150°C, σ = 70
МПа, t = 200 час, ε = 0,8%).
ФИЗИКА МИКРОТЕКУЧЕСТИ МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ТИТАНОМ 265
Кривые ползучести ε(t) для сплавов с Ті, а также Gd и Fe аппрок-
симируются на достаточно большом промежутке времени прямой с
наклоном, который дает скорость ползучести έп (рис. 6 и 7). При
этом достигается установившийся режим ползучести с деформаци-
онным упрочнением, которое замедляет έп(t) [4]. Эффективная рас-
творимость титана на дислокациях в поле напряжений 70 МПа вы-
зывает эффект самоупрочнения сплава Mg—Al—Ca, Ti в процессе
ползучести и тем самым обеспечивает высокие характеристики по-
лезной длительной прочности при 150°С: предел ползучести состав-
ляет 70 МПа; предельная деформация со скоростью около 10−9
с
−1
не
превышает 0,4—0,6% вплоть до 200 часов.
3.5. Особенности разрушения
Истинно хрупкое разрушение обеспечивается внутренней энергией
сдвига, достаточной для зарождения критических (зародышевых)
субмикротрещин Гриффитса и их самопроизвольного (спонтанного)
распространения до окончательного разрыва. В области квазихруп-
кого перехода, тем более замедленного разрушения при ползучести
(150°С/70 МПа), внутренней энергии сдвига может быть достаточно
только для легко активируемого зарождения микротрещин. Крити-
ческой (трудно активируемой) стадией становится их рост в поле
нормальных (приложенных растягивающих) напряжений [5—7].
Электронные изображения поверхности разрушения магниевых
сплавов с титаном и гадолинием после их испытаний на растяжение
представлены на рис. 11. Квазихрупкое разрушение происходит в
основном вдоль границ зерен и межфазных поверхностей. Рост и
слияние зернограничных микропор наблюдается на зерногранич-
ных фасетках. При этом квазихрупкое разрушение усиливается
при комнатной температуре (КТ) (рис. 11, а). Значительные коге-
рентные (межфазные) напряжения, особенно в структурах эвтекти-
ческого происхождения, могут превышать предел текучести мат-
рицы, если возникают ограничения для внутризеренного скольже-
ния. Если закрепление дислокаций сохраняется до достижения
предела прочности, матрица сплава охрупчивается и разрушается с
незначительной сопутствующей микропластической деформацией
(рис. 11, б). Быстрое охлаждение при термообработке или кристал-
лизации минимизирует субмикроскопические выделения фаз. По-
этому наблюдаемое сильное закрепление дислокаций в литых спла-
вах Mg—Al—Ca, Ti (рис. 5) объясняется образованием атмосфер Кот-
трелла, состоящих из растворенных атомов.
Недостаточная пластичность при КТ (как следствие, низкая тех-
нологичность), вызванная появлением квазихрупкого перехода,
примесным охрупчиванием и недостатком активных (независи-
мых) систем скольжения в ГПУ-кристаллах, является вторым кри-
266 В. Г. ТКАЧЕНКО, К. Ч. КИМ, Б. Г. МУН, А. И. ДЕХТЯР и др.
тическим свойством, ограничивающим длительную эксплуатацию
сложнолегированного магниевого продукта, который содержит ПА
и остаточную рассеянную пористость (менее 0,1%). Деградация ме-
ханических свойств магниевых сплавов наблюдается, как правило,
с увеличением содержания ПА (0,11—0,22% О2), добавок ЛЭ и уси-
лием вредных ПА сегрегаций. При разработке новых эксперимен-
тальных сплавов эти потенциальные (энергетические) барьеры уст-
ранены, что подтверждается экспериментальной проверкой их ос-
новных характеристик (табл. 4).
Переход от контролируемого диффузией механизма замедленно-
а б
Элемент вес.% ат.%
Mg 18,68 25,69
Al 39,36 48,76
Ti 0,28 0,19
Cr 0,36 0,23
Mn 40,02 24,35
Fe 1,30 0,78
Всего 100,00
Элемент вес.% ат.%
O 0,69 1,18
Mg 64,47 72,65
Al 22,75 23,10
Ca 1,91 1,30
Gd 10,18 1,77
Всего 100,00
Рис. 11. РЭМ-микрофотографии поверхности разрушения сплавов при
комнатной температуре (27°С). а – Mg—12,5Al—1,3Ca—0,3Y—0,2Gd; б –
Mg—12,5Al—1,3Ca—0,28Mn—0,1Ti с локальным химическим составом α-Mg
и β-Mg17Al12(X).
ФИЗИКА МИКРОТЕКУЧЕСТИ МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ТИТАНОМ 267
го (термически активированного при 150°С) разрушения к интер-
кристаллитному дислокационному механизму при КТ (рис. 11) оз-
начает, что медленный рост субкритических микротрещин оказы-
вает сопротивление разрушению в широком интервале температур
(от КТ до 150°С), а дислокации на поверхностях раздела контроли-
руют сопротивление ползучести. Так как известный закон tpέmin =
= const/d, где tp – время до разрушения, справедлив и для зерно-
граничного разрушения, следует ожидать существенного улучше-
ния сопротивления ползучести при переходе к мелкозернистым
структурам (dmin).
4. ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ
В результате исследований новых составов экспериментальных
магниевых сплавов обнаружены следующие закономерности. Mg
образует с Ca твердый раствор в пределах 1,1—1,3% Ca. С увеличе-
нием концентрации Al растворимость Ca в тройных сплавах Mg—
Al—Ca резко уменьшается с температурой и фактически подавляет-
ся при содержании Al свыше 8,5%. При этом обедненная доэвтек-
тическая структура Mg—Al—Ca обогащается за счет двукратного
увеличения эвтектической компоненты β-Mg17Al12 (до 15—20 об.%).
При дополнительном легировании этого сплава добавками Fe, Y,
Gd, Ti во всех случаях наблюдается уменьшение параметра решет-
ки α-Mg и увеличение параметра решетки упрочненной фазы β-
Mg17Al12. Объемная доля зернограничной нанофазы Mg17Al12−xCax
увеличивается до 1—2 об.% и в отдельных случаях – до 3 об.%.
Считается, что современные материалы – термодинамически
неравновесные системы, однако медленная кинетика происходя-
щих в них диффузионных, химических и фазовых превращений
позволяет сохранять их рабочие характеристики на протяжении
эксплуатации. Тем не менее, при повышенных (критических) тем-
пературах зависимой от времени микротекучести медленная кине-
ТАБЛИЦА 4. Кратковременные испытания на растяжения магниевых
сплавов при комнатной температуре.
Сплав
Удлинение,
%
Предел
текучести,
МПа
Предел
прочности,
МПа
Истинное
разрушение.
Напряжение,
МПа
Mg—12,5Al—1,4Ca—
0,3Y—0,2Gd 3,7—4,4 150—157 228—239 240—256
Mg—12,5Al—1,4Сa—
0,28Mn—0,1Ti 4,8—5,6 130 214
268 В. Г. ТКАЧЕНКО, К. Ч. КИМ, Б. Г. МУН, А. И. ДЕХТЯР и др.
тика распада пересыщенного твердого раствора α-Mg в сплавах сис-
темы Mg—Al—Ca не согласуется с быстрой кинетикой сегрега-
ции/десегрегации на поверхностях раздела, а значит и с быстрой
кинетикой закрепления и раскрепления дислокаций, что снижает
сопротивление и повышает скорость микротекучести.
Растворимости Al в Mg и Ca в Mg при 150°С оставляют 2,37 вес.%
и 0,15 вес.% соответственно. Добавки Са существенно уменьшают
растворимость Al в Mg (до 0,1% Са и 0,1% Al). По данным [3] для
твердых растворов с ограниченной растворимостью компонента
скорость ползучести (έп) увеличивается с ростом его концентрации.
Пересыщенные твердые растворы α-Mg—Al становятся термически
нестабильными из-за расслоения, вызванного медленной сегрега-
цией Al в области границ, а также распада с образованием крупных
дискретных выделений и непрерывного выделения дисперсных β-
частиц Mg17Al12. Принято считать, что из-за перитектической реак-
ции растворимость Ті в твердой фазе α-Mg несколько больше, чем в
его расплаве. Тем не менее, в бинарных сплавах магния с титаном
фиксируется крайне незначительная взаимная растворимость без
образования интерметаллидов [24].
Введение Ti и других ЛЭ, которые отличаются крайне незначи-
тельной решеточной растворимостью и склонностью сегрегации на
дефектах, обеспечивает эффективное закрепление дислокаций в
процессе кристаллизации расплава Mg—Al—Ca, Ti из-за повышения
его эффективной растворимости (на новых структурных дефектах).
При этом формируется прочно закрепленная дислокационная
структура с энергией связи 0,3 (рис. 2, 5). Играя роль своеобразных
ловушек, эти ЛЭ иммобилизуют дислокации и предотвращают об-
разование конкурентной сегрегации, повышая сопротивление пол-
зучести и длительной прочности. При этом жаропрочность новых
экспериментальных сплавов увеличивается на 150—200°С (рис. 4).
Эффективность легирования легких магниевых сплавов туго-
плавкими добавками (Ti, Sr и др.) значительно повышается за счет
увеличения скорости охлаждения в процессе кристаллизации с об-
разованием пересыщенных твердых растворов α-Mg—Al, Ca, X. В
сплавах, содержащих титан, этот эффект наблюдается в процессе
кристаллизации со скоростью, характерной для литья под давлени-
ем (40—90°С/с). При этом формируется бездендритная мелкозерни-
стая структура, модифицированная небольшими добавками титана
(0,1—0,2% Ti). Модификация химического состава увеличивает не
только кратковременные, но и длительные свойства при повышен-
ных температурах (при 150°С и 70 МПа заданная микродеформация
после 200 часов не превышает 0,4—0,6%). При этом добавка 0,1% Ti
заменяет 0,5% дорогостоящих РЗМ в сплаве с той же матрицей и
тем же уровнем свойств (рис. 6 и 7).
Существуют, по крайней мере, три подхода к упрочнению двух-
ФИЗИКА МИКРОТЕКУЧЕСТИ МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ТИТАНОМ 269
фазного сплава α-Mg—β-Mg17Al12 эвтектического происхождения:
— замена мягкой составляющей Mg17Al12 (Тпл ≅ 94°С) более прочным
при высоких температурах бинарным соединением Al2Са [25];
— исключение Mg17Al12 из состава сплава системы Mg—Al—Ca;
— замена одного из элементов кубической решетки Mg17Al12 элемен-
том с более высокой температурой плавления, т.е. упрочнение
сплава, особенно на границах, тройным высокопрочным соедине-
нием повышенной дисперсности (рис. 1 и 4).
Появление «зуба» (верхнего и нижнего) макроскопического пре-
дела текучести, как известно, связывается с быстрым размножени-
ем подвижных дислокаций и является металлургической пробле-
мой так же, как и эффект Портевена—Ле Шателье. Предел текуче-
сти, вызванной дисперсионным твердением, когда субмикроскопи-
ческие выделения фаз закрепляют дислокации, на первичных кри-
вых напряжение—деформация для системы сплавов Mg—Al—Ca, X
не был обнаружен. Иными словами, кинетика выделений не благо-
приятствует процессу закрепления преципитатами, такими, на-
пример, как β-Mg17Al12, Mg17Al12−xCax (x ≅ 6).
Напряжение сдвига τс, необходимое для движения дислокации с
атмосферой Коттрелла при 0 К, пропорционально энергии связи Uc
растворенного атома с линейным дефектом [26]:
3
c
c 2b
cU
=τ (2)
и уменьшается с повышением температуры пропорционально Т
3
[27, 28]. Этот контролирующий механизм перестает действовать
при Т = Тс = Uc/(kBln(έ0/έп)), где έп – скорость деформации ползуче-
сти; έ0 – постоянная; kB – постоянная Больцмана; с – концентра-
ция ЛЭ. С повышением температуры атмосфера Коттрелла «размы-
вается» и при достаточно высоких температурах раскрепляет дис-
локации, когда их скорость оказывается близкой к диффузионной
подвижности сегрегантов. Механизм упругого блокирования дис-
локаций сегрегациями атомов Ti в деталях пока не исследован.
Таким образом, при введении титана в магниевый сплав на дис-
локационной сетке, сформированной в структуре затвердевания,
образуются атмосферы Коттрелла, которые обеспечивают ограни-
ченную подвижность дислокаций, задерживая микротекучесть на
уровне έп ≅ 10−9
с
−1
при выбранных постоянных условиях экспери-
мента (70 МПа и 150°С) в течение 200 часов. Жаропрочность спла-
вов с титаном увеличивается на 150—200°С, прежде всего, из-за то-
го, что ЭА отрыва дислокаций от атмосфер Коттрелла достигается
при гораздо более высоких температурах.
Следует подчеркнуть, что в отличие от редкоземельных элемен-
тов (Y и Gd) микролегирование такими элементами, как Ti и Sr, из-
меняет механизм деформационного упрочнения. Известно, что при
270 В. Г. ТКАЧЕНКО, К. Ч. КИМ, Б. Г. МУН, А. И. ДЕХТЯР и др.
умеренных температурах доминирующим механизмом, контроли-
рующим έп, является поперечное скольжение дислокаций, а при бо-
лее высоких – их переползание. Титан, по-видимому, увеличивает
степень расщепления (ширину) винтовых компонент дислокаций,
уменьшая энергию дефектов упаковки, и таким образом дополни-
тельно замедляет ползучесть. В частности, избыточный титан, ко-
торый растворяется на этих структурных дефектах, вызывает эф-
фект самоупрочнения в поле напряжений (растяжения).
ВЫВОДЫ
1. Сопротивление микротекучести/ползучести и полезная длитель-
ная прочность магниевых сплавов системы Mg—Al—Ca, Ti опреде-
ляются результирующей микроструктурой, динамически сформи-
рованной в результате зависимой от времени микродеформации (до
200 часов).
2. Выяснена физическая природа Са-эффекта в α-Mg поликристал-
лах: кальций блокирует зернограничное скольжение, ликвидирует
сегрегацию (расслоение) Mg—Al твердого раствора, существенно
уменьшая растворимость Al в α-Mg, а также задерживает диффузи-
онное переползание дислокаций при температурах выше 150°С и
способствует упрочнению приграничных областей наночастицами
Mg17Al12−xCax.
3. Установлен предел ползучести сплава Mg—12,5Al—1,3Са. Для за-
данных условий испытаний (0,24%εп и έп ≅ 10−9
с
−1при 150°С и 70
МПа в течение 200 часов) он соответствует 65 МПа. Характеристи-
ки сопротивления ползучести и длительной прочности этого сплава
превосходят аналогичные свойства коммерческого магниевого
сплава AZ91D.
4. Методами прецизионной рентгеновской дифрактометрии зафик-
сированы структурные изменения и фазовые превращения, кото-
рые возникают в процессе длительных испытаний сплавов системы
Mg—Al—Ca—0,3Y. Малые добавки титана (0,07—0,2%) привлекают
требуемые свойства, минимизируя твердорастворные эффекты
(распада α-Mg пересыщенного твердого раствора) при повышенных
температурах.
5. Обогащенный алюминием Mg—12,5Al—1,3Са—0,28Mn—0,1Ti экс-
периментальный сплав может быть использован для автомобиль-
ных деталей, которые трудно отливать. Жидкотекучесть этого
сплава на 30% превышает жидкотекучесть промышленного сплава
коммерческого назначения AZ91D (Dow Chemical Corp., USA). При
этом он превосходит известные сплавы (А42 и AS21) по сопротивле-
нию ползучести и длительной прочности (ε ≤ 0,4% при 150°С/70
МПа в течение 200 часов; έп ≅ 10−9
с
−1). Его предел ползучести со-
ставляет 70 МПа для заданных условий испытаний.
ФИЗИКА МИКРОТЕКУЧЕСТИ МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ТИТАНОМ 271
6. Подтверждена термодинамическая концепция полезной дли-
тельной прочности [7], которая учитывает физическую кинетику
торможения подвижных дислокаций атмосферами Коттрелла, а
также эффективную растворимость атомов титана в этих структур-
ных дефектах.
ЦИТИРОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА
1. В. Р. Регель, А. И. Слуцкий, Э. Б. Томашевский, Кинетическая природа
прочности твердых тел (Москва: Наука: 1974).
2. А. В. Степанов, Основы практической прочности кристаллов (Москва:
Наука: 1974).
3. К. А. Осипов, Вопросы теории жаропрочности металлов (Москва: Изд-во
АН СССР: 1960).
4. Ж.-П. Пуарье, Ползучесть кристаллов. Механизмы деформации метал-
лов, керамики и минералов при высоких температурах (Москва: Мир:
1988); J.-P. Poirier, Creep of Crystals (Cambridge: University Press: 1987).
5. В. Г.Ткаченко, И. Н. Максимчук, В. И.Трефилов, ДАН СССР, 320, № 3: 615
(1991).
6. В. Г.Ткаченко, И. Н. Максимчук, В. И. Трефилов, ДАН СССР, 320, № 3: 873
(1991).
7. В. Г. Ткаченко, Успехи физ. мет., 10, № 1: 103 (2009).
8. Б. Я. Любов, Теория кристаллизации в больших объемах (Москва: Наука:
1975).
9. N. F. Mott, Proc. Roy. Soc. A, 220: 1 (1953).
10. К. А. Осипов, Исследования по жаропрочным сплавам (Москва: Изд-во АН
СССР: 1956).
11. A. Das and E. J. Mittemeijer, Metallurg. and Mater. Trans. А, 31: 2049 (2000).
12. A. Taylor, X-Ray Metallography (New York: John Wiley and Sons. Inc.: 1961).
13. M. A. Krivoglaz, X-Ray and Neutron Diffraction in Nonideal Crystals (Berlin—
Heidelberg: Springer-Verlag: 1996).
14. V. G. Tkachenko, I. N. Maksimchuk, P. Yu. Volosevich et al., High Tempera-
ture Materials and Processes, 25, No. 1—2: 97 (2006).
15. V. G. Tkachenko, I. I. Shuljak, A. M. Strutinsky et al., Hydrogen Materials
Science and Chemistry of Metal Hydrides (Eds. N. Veziroglu et al.) (Dordrecht,
Netherlands: Kluwer Academic Publ.: 2002), p. 77.
16. М. А. Криштал, С. А. Головин, Внутреннее трение и структура металлов
(Москва: Металлургия: 1976).
17. Б. Я. Пинес, А. А. Кармазин, ФММ, 22, вып. 4: 532 (1966).
18. V. G. Tkachenko, V. G. Khoruzhya, K. A. Meleshevich et al., Powder Metal-
lurgy and Metal Ceramics, 42, No. 5—6: 268 (2003).
19. Кэ Тин Суй, Упругость и неупругость металлов (Москва: Иностр. лит.:
1954), с. 9.
20. J. Deleplace, J. C. Nicond, and L. Trabut, J. Nucl. Mater., 35, No. 2: 167
(1970).
21. К. А. Осипов, Вопросы теории жаропрочности металлов и сплавов (Моск-
ва: Изд-во АН СССР: 1960).
22. R. G. Davies and R. C. Ku, Trans. Met. Soc. AIME, 236, No. 7: 1691 (1966).
272 В. Г. ТКАЧЕНКО, К. Ч. КИМ, Б. Г. МУН, А. И. ДЕХТЯР и др.
23. H. A. Calderon and G. Kostorz, Mater. Sci. Eng. A, 160, No. 2: 189 (1993).
24. J. L. Murray, Bull. Alloy Phase Diagrams, 7, No. 3: 1554 (1986).
25. M. O. Pekguleryuz and A. A. Kaya, Proc. of the 6
th
Int. Conf. ‘Magnesium Alloys
and Their Applications’ (Nov. 18—20, 2003) (Ed. K. U. Kainer) (Weinheim:
Wiley—VCH: 2004), p. 74.
26. Ж. Фридель, Дислокации (Москва: Мир: 1967).
27. Ф. Гарофало, Законы ползучести и длительной прочности металлов (Мо-
сква: Металлургия: 1968).
28. F. Garofalo, Trans. AIME, 230: 1400 (1964).
|