Моделирование дисперсионного упрочнения сплавов Al-Mg-Si при старении тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Груздев, Александр Станиславович

• Груздев, Александр Станиславович
• кандидат наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат наук Груздев, Александр Станиславович

Оглавление

Оглавление

Введение

Глава 1. Старение сплавов системы А1-1У^-81

1.1. Термическая обработка и упрочняющие фазы сплавов 6ХХХ

1.1.1. Режимы термической обработки

1.1.2. Типы выделений, возникающих при старении

1.2. Закалочные вакансии и эффекты предварительного низкотемпературного старения сплавов 6ХХХ

1.2.1. Эффекты предварительного старения

1.3. Моделирование старения сплавов

1.3.1. Моделирование изменения свойств стареющих сплавов А1 в результате термических воздействий

1.3.2. Количественное описание упрочнения стареющих сплавов

1.4. Выводы на основании литературных данных

1.5. Постановка задачи

Глава 2. Анализ результатов экспериментального исследования кинетики старения сплавов, использованных при разработке модели

2.1. Экспериментальные методы исследования кинетики старения

2.2. Результаты экспериментального исследования кинетики старения сплавов

2.3. Количественный анализ результатов исследования кинетики старения

2.3.1. Самосогласованный расчет значений параметров Т5 и а

2.3.2. Определение концентрационных зависимостей Т5

2.4. Результаты экспериментального исследования

Глава 3. Модель для количественного описания упрочнения сплавов в

процессе распада пересыщенного твердого раствора

3.1. Модель эволюции микроструктуры сплавов при распаде

пересыщенного твердого раствора

3.1.1. Предположения модели

3.1.2. Основные уравнения модели и описание численного алгоритма

3.1.3. Моделирование эффективного коэффициента диффузии примеси на разных стадиях распада с учетом влияния закалочных вакансий

3.1.4. Процедура калибровки модели эволюции микроструктуры на основании экспериментальных кривых изменения модуля Юнга сплавов при изотермическом старении

3.2. Модель упрочнения сплавов в результате распада пересыщенного

твердого раствора

3.2.1. Описание модели упрочнения

3.2.2. Калибровка модели упрочнения

3.3. Основные результаты и выводы

Глава 4. Результаты моделирования дисперсионного твердения при различных режимах старения

4.1. Одноступенчатое старение

4.1.1. Влияние содержания Mg и Si на величину и положение предела текучести при одноступенчатом старении

4.2. Многоступенчатые режимы старения

4.2.1. Эффекты предварительного старения при низких температурах (двухступенчатые режимы)

4.2.2. Эффект стабилизирующего старения при 100°С (трехступенчатые режимы)

4.2.3. Эффекты дополнительного высокотемпературного старения (трехступенчатые режимы)

4.3. Результаты и выводы

Основные результаты и выводы

Литература

Приложение 1. Свойства и структура фаз в системе сплавов Al-Mg-Si

Приложение 2. Список условных сокращений

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Моделирование дисперсионного упрочнения сплавов Al-Mg-Si при старении»

Введение

Развитие современной техники предъявляет высокие требования к конструкционным материалам, в частности к алюминиевым сплавам, которые благодаря своим свойствам находят широкое применение. В настоящее время стареющие сплавы алюминия используются в качестве конструкционных материалов в строительстве, авиа - и автомобилестроении. Их растущее применение обусловлено сочетанием комплекса высоких механических свойств, достигаемых в результате дисперсионного упрочнения при термообработке, низкой плотности, высокой коррозионной стойкости и хорошей обрабатываемости. К важнейшим алюминиевым сплавам относятся термически упрочняемые сплавы системы Al-Mg-Si (сплавы серии 6ХХХ), содержащие в качестве дополнительных легирующих элементов Ее, Мп, Си. Сплавы производятся как в виде листа, так и в виде разнообразных профилей, получаемых экструзией и отличаются повышенной пластичностью, хорошей свариваемостью и высоким качеством поверхности полуфабрикатов. Такие свойства, в сочетании с относительно низкой ценой, делают сплавы рассматриваемой серии коммерчески привлекательными и объем их использования, особенно в автомобилестроении, в последние годы непрерывно возрастает.

Широкое применение сплавов 6ХХХ стимулирует проведение интенсивных экспериментальных исследований процессов старения и природы упрочняющих фаз. Цель таких исследований заключается в дальнейшем улучшении комплекса эксплуатационных свойств на основе оптимизации легирования, режимов пластической деформации и термообработки. Сплавы 6ХХХ отличаются исключительной сложностью процесса распада твердого раствора, протекающего с формированием последовательности метастабильных состояний, ход которого существенно зависит от состава сплава и режима старения. С одной стороны, это

затрудняет оптимизацию состава и параметров термообработки, требуя больших объемов поисковой экспериментальной работы, а с другой -гарантирует наличие потенциальных резервов дальнейшего повышения уровня свойств. Значительное внимание уделяется и теоретическим исследованиям, среди которых следует отметить работы по созданию математических моделей, нацеленных на описание процессов выделения упрочняющих частиц и изменения механических свойств сплавов при старении.

На основании изложенного можно заключить, что тема диссертационной работы, направленной на создание моделей, позволяющих управлять технологическим процессом с целью получения заданного комплекса механических и функциональных характеристик сплавов ^/-М^-Л' при старении, является актуальной и представляет практический интерес.

Целью работы является создание физически обоснованной математической модели для описания эволюции микроструктуры и количественной оценки изменения механических свойств сплавов в

процессе многоступенчатых режимов старения в интервале температур от 20 до 250°С.

Для достижения поставленной цели решали следующие задачи:

1. Разработка процедуры, позволяющей на основе экспериментальных данных, полученных в результате исследования влияния параметров старения сплава Al-Mg-Si, определять термодинамические характеристики метастабильных фаз.

2. Определение зависимости температуры сольвуса метастабильных выделений от химического состава сплава.

3. Разработка модели эволюции микроструктуры сплава в процессе распада пересыщенного твердого раствора после закалки, учитывающей

формирование зон Гинье-Престона (ЗГП) и упрочняющих частиц фазы.

4. Разработка количественной математической модели изменения модуля Юнга и предела текучести сплава при старении с учетом двух типов вкладов: от упрочняющих выделений и твердого раствора.

5. Разработка компьютерной программы, позволяющей реализовать на практике развитые математические модели структурообразования и изменения механических свойств.

6. Исследование характера изменения механических свойств сплавов при сложных многоступенчатых режимах старения на основе разработанных математических моделей.

Научная новизна диссертации состоит в:

1. Разработке физически обоснованной модели для описания сложной эволюции ансамбля ЗГП и частиц /?"- фазы при распаде закаленных сплавов Аl-Mg-Si в процессе многоступенчатого старения.

2. Создании математической модели для количественного описания процессов упрочнения при сложных многоступенчатых режимах старения сплавов системы Al-Mg-Si.

3. Разработке физически обоснованного подхода к количественной оценке значений физических параметров, определяющих кинетику образования ЗГП и выделения частиц /?"- фазы при распаде пересыщенного твердого раствора в зависимости от его концентрации.

4. Применении нового физически обоснованного подхода к расчету энергии активации процессов выделения, базирующегося на энергии связи, энергии миграции вакансионных комплексов v-Mg) и основанного на классической теории зарождения.

Практическая значимость результатов работы:

1. Прогнозирование характеристик механических свойств сплавов Al-Mg-Si в процессе старения, в том числе для сложных многоступенчатых режимов старения.

2. Выбор режимов старения, позволяющих для заданного состава сплава системы Al-Mg-Si получить максимальные прочностные свойства, в том числе выбор температуры закалки.

3. Возможность целенаправленного создания новых сплавов системы Al-Mg-57 с заданными свойствами, получаемыми в результате старения.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Интегральная физическая модель эволюции микроструктуры сплавов системы Al-Mg-Si после закалки, позволяющая описать процесс распада пересыщенного твердого раствора при заданном температурно-временном режиме старения в диапазоне температур 20-250°С в практически важном интервале концентраций (0.5масс.% <Mg(Si) < 1.2масс.%).

2. Модель, позволяющая описывать изменение характеристик механических свойств сплавов системы Al-Mg-Si (модуль Юнга, предел текучести) при наличии вкладов двух типов: от упрочняющих предвыделений и твердого раствора.

3. Алгоритм, позволяющий на основе экспериментальных данных, полученных при исследовании изотермического старения сплавов Al-Mg-»57, определять термодинамические параметры ЗГП и /?"- фазы.

4. Результаты анализа энергии активации процесса выделения и коэффициента диффузии, позволяющие описать диффузионную подвижность легирующих элементов (Mg, 57), находящихся в твердом растворе в нестационарных условиях после закалки.

Достоверность результатов определяется корректным применением

физически обоснованных подходов к построению математических моделей

исследуемых процессов; тщательным отбором достоверных

экспериментальных данных, использованных при их калибровке;

приемлемой количественной согласованностью расчетных и экспериментальных данных с учетом используемых статистических методов обработки результатов экспериментов.

Личный вклад соискателя заключается в постановке задач исследования; количественной обработке использованных результатов экспериментальных исследований; разработке математической модели для описания сложного процесса распада закаленных сплавов Al-Mg-Si, а также модели для расчета вклада различных механизмов в упрочнение; разработке и реализации процедуры калибровки моделей, а также существенном развитии компьютерной программы для описания процесса старения на основании существовавшего ранее аналога.

Апробация результатов работы. Основные результаты диссертации были изложены и обсуждены на Международных научно-технических конференциях «Неразрушающие методы и компьютерное моделирование в науке и технике» (.NDTCS-97, 9-13 июня 1997, СПб; NDTCS-98, 8-12 июня 1998, СПб; NDTCS9, 5-8 июля 2006 года, Польша, Олыптын); Международной научной школе «NATO Advanced Study Institute» (16-27 июня 1997, Польша, Закопане); Международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии» (HTAMSE6, 3-7 октября 2004, СПб); Международной конференции «International Conference on Aluminum Alloys» (ICAA11, 22-26 сентября 2008, Германия, Аахен); Всероссийской молодежной школе-конференции «Современные проблемы металловедения» (18-22 мая 2009, Абхазия, Пицунда).

По теме диссертации опубликовано 12 печатных работ, 4 из которых -в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК РФ.

Диссертация состоит из введения, четырех глав, основных результатов и выводов, списка литературы из 141 наименования и 2 приложений. Работа изложена на 170 страницах, содержит 53 рисунка и 9 таблиц.

В первой главе диссертации проведен обзор основных результатов исследований, относящихся к стареющим сплавам Al-Mg-Si, среди которых рассмотрены практически применяемые способы термический обработки, последовательность выделения упрочняющих фаз, механизмы их формирования и структура. Рассмотрено влияние на кинетику старения избыточных вакансий, возникающих в результате закалки. Проанализированы существующие в настоящее время теоретические подходы к описанию процессов формирования фазовых выделений при распаде твердых растворов и расчету сопутствующего изменения предела текучести сплавов. В заключение, на основе выводов, сделанных из обзора литературы, сформулированы основные задачи работы.

Во второй главе представлены результаты экспериментальных данных кинетики старения группы сплавов системы Al-Mg-Si, близких по составу к практически используемым. Анализ комплексного экспериментального исследования кинетики старения группы сплавов Al-Mg-Si, выполненного с помощью измерений модуля Юнга, электросопротивления и предела текучести, позволил получить ряд термодинамических параметров метастабильных фаз. Рассчитаны энергии активации процесса на разных его стадиях и получены соответствующие эмпирические зависимости от химсостава. Сформулирован методический подход к расчету эффективного коэффициента диффузии атомов легирующих элементов, изменяющегося в процессе старения и использованный в разрабатываемой модели.

В третьей главе разработана модель для количественного описания упрочнения сплавов в результате старения, а также процедура ее калибровки на основании экспериментальных данных, основанных на изменении модуля Юнга и предела текучести исследуемых сплавов.

В четвертой главе представлены результаты расчета изменения предела текучести сплавов, проведенного с помощью разработанной модели, в зависимости от химсостава и режимов старения. Предложена интерпретация природы так называемых особых точек, наблюдаемых на кривых изменения модуля Юнга, и их корреляции с пиком прочности, достигаемым при старении. Проанализированы возможности практического использования модели и сделаны общие выводы по работе.

Глава 1. Старение сплавов системы А1-Мд-51

Эффект старения сплавов в системе Al-Mg-Si был обнаружен Гейлер еще в 1921 году [1]. Начиная с этого момента, процессы старения в сплавах А1-Mg-Si были исследованы различными методами, результаты которых отражены в обширной научной и технической литературе [2-9]. Согласно международной классификации [10] эти сплавы относятся к термически упрочняемым деформируемым сплавам серии 6ХХХ (авиали), составляющим в настоящее время около 90% от всего объема сплавов алюминия, подвергающихся экструзии.

Сплавы 6ХХХ производятся как в виде катаного листа, так и в виде разнообразных профилей, получаемых экструзией. Они отличатся повышенной пластичностью, хорошей свариваемостью и высоким качеством поверхности после прокатки и экструзии. Эти свойства, в сочетании с относительно низкой ценой, делают сплавы рассматриваемой серии коммерчески привлекательными, поэтому объем их промышленного производства и использования непрерывно растет.

Экструдированные профили из сплавов 6ХХХ находят широкое применение в качестве конструкционного материала в строительстве и при создании различных технических сооружений. Последние годы наблюдается возрастающее использование сплавов алюминия в автомобилестроении (Рис.1.1,1.2). При этом значительная доля приходится на сплавы 6ХХХ, из которых изготавливаются фрагменты рамы, стойки, детали бампера и крыльев, элементы системы безопасности и другие конструктивные элементы автомобилей (Рис. 1.2) [11,12].

300 kg 250

Интенсивное использование

200

150

100

50 0

1990 1995 2000 2005 2010 2015

Рис. 1.1. Диаграмма роста общей массы компонентов из сплавов алюминия в автомобилях, производимых в Европе [11].

Рис. 1.2. Компоненты Audi А8 (2001 год), изготавливаемые из алюминиевых сплавов [11].

Широкое применение стимулирует интенсивные экспериментальные и теоретические исследования сложных процессов старения сплавов 6ХХХ, сопутствующих изменений механических свойств и природы упрочняющих фаз, с целью дальнейшего улучшения комплекса эксплуатационных свойств на основе оптимизации легирования, режимов пластической деформации и термообработки.

, Лист ПН Экструзия Ж Литье

Наряду с Mg и 57 сплавы 6ХХХ дополнительно содержат Мп, Ре, Си иногда Сг, А§ и другие легирующие элементы, которые добавляют с различными целями. Так например, Ре и Мп вводятся для стабилизации зернограничной структуры при температурах гомогенизации. В результате чего закалку можно проводить с более высоких температур, соответственно, увеличивая пересыщение и прирост прочностных свойств [13]. При этом в сплав вводят больше кремния, который связывается в соединения с Мп и Бе [15]. Содержание Mg и 57 в этих сплавах изменяется в пределах 0.5 +1.3% (масс.%) при этом отношение Mg/Si близко к 1. Типичное содержание Мп и Ее составляет -0.7 и 0.2%, соответственно. Количество 57 обычно превышает его количество, необходимое для связывания всего Mg в равновесную фазу М£2<57(/?-фаза), что обеспечивает повышение прочности, достигаемой при старении [2, 16]. Примеры химсоставов некоторых сплавов 6ХХХ, используемых в качестве конструкционных материалов, и их пределы текучести в упрочненном состоянии приведены в Табл. 1.1.

Табл. 1.1. Химсоставы и пределы текучести в упрочненном состоянии для

некоторых сплавов серии 6ХХХ[ 10].

Сплав Химсостав, масс.% Предел текучести, МПа

М§ 57 Мп Ее Си

6016 0.5 0.95 0.2 0.25 0.05 340

6063 СЛД31/ 0.5-0.9 0.2-0.6 0.1 0.35 0.05 300

6111 (АДЗЗ)* 0.8 0.6 0.2 0.25 0.7 360

6082 (.АД35)* 0.6-1.2 0.7-1.3 0.4-1.0 <0.5 <0.1 380

* - российский аналог сплава.

1.1. Термическая обработка и упрочняющие фазы сплавов 6ХХХ

1.1.1. Режимы термической обработки

Значительная часть полуфабрикатов из сплавов 6ХХХ производится методом горячей экструзии. При этом технологическая цепочка начинается с гомогенизирующего отжига слитков, который проводится в течение нескольких часов при температурах выше температуры сольвуса фазы (например, для сплава с 1.4 масс.% эта температура близка к 550°С [1, 5]). Такая процедура необходима для растворения частиц /?-фазы и предварительной гомогенизации состава. После отжига и охлаждения слитки подвергаются нагреву и выдержке при температуре начала экструзии, что обеспечивает дополнительную гомогенизацию. Температура экструзии выбирается с учетом значительного разогрева материала в процессе пластической деформации, который не должен приводить к его плавлению (Рис. 1.3). Далее полученный профиль быстро охлаждается до комнатной температуры (закаливается). Скорость закалки, обеспечивающая удовлетворительную фиксацию высокотемпературного состояния твердого раствора, существенно зависит от химсостава, поэтому для разных сплавов используют различные режимы охлаждения (на воздухе, с помощью водяного пара, в воде и т.д.). Следующей ключевой процедурой, в процессе которой происходит распад пересыщенного твердого раствора (ПТР) и достигается требуемый уровень упрочнения, является искусственное старение при повышенной температуре, обычно, из интервала 160-Ч 85°С (Рис.1.3).

Время

Рис. 1.3. Температура материала на разных технологических стадиях изготовления экструдированного профиля из сплава 6082 [18].

Начальный распад твердого раствора происходит и при комнатной температуре в результате естественного старения, которое всегда предшествует искусственному и может, в зависимости от химсостава, как снижать, так и повышать окончательную прочность сплава, дополнительно влияя и на кинетику процесса упрочнения [2, 19-25]. В этом состоит известный для авиалей эффект предварительного естественного старения. Для избежания отрицательного эффекта естественного старения материал может храниться при пониженных температурах, либо подвергаться стабилизирующей обработке. В качестве примера практически используемой стабилизирующей обработки закаленного сплава может служить кратковременная выдержка в кипящей воде [5, 6, 26].

Хорошо известно [4], что скорость упрочнения и последующего разупрочнения сплавов экспоненциально возрастает с повышением температуры старения, которое одновременно приводит к снижению уровня пиковой прочности. При заданной температуре старения кинетика процесса и максимальная прочность зависят также от скорости нагрева до этой температуры [24]. Наряду с требуемым уровнем свойств выбор оптимальных

промышленных режимов старения определяется рядом дополнительных факторов, включая минимизацию энергозатрат, и проводится, преимущественно, эмпирически. Однократный нагрев и выдержка сплава при температуре старения не всегда позволяют достичь оптимального сочетания свойств. Применение многоступенчатых режимов старения (Рис. 1.4) дает возможность получить заметный дополнительный прирост прочности [4]. Однако эмпирический подбор таких режимов требует проведения больших объемов экспериментальных исследований, что ограничивает их практическое использование.

Нагрев под закалку

го

о.

го а ш с 5 ш

Закалка

Старение при температуре Тд

Старение при температуре Тс

Закалка

Старение при температуре Ти / ,

-К_' \

Время

Рис. 1.4. Схема термообработки с трехступенчатым режимом старения.

Отметим, что поиск оптимальных многоступенчатых режимов может быть облегчен и ускорен при использовании физически обоснованных компьютерных моделей, способных на основании адекватного описания процесса распада твердого раствора в неизотермических условиях количественно оценивать изменение механических свойств сплавов. Возможность такого применения компьютерных моделей является одним из факторов, стимулирующих значительные усилия по их разработке, предпринимаемые в настоящее время. Обзор работ в этой области представлен ниже в разделе 1.3.

Перейдем к анализу фазовых выделений, возникающих при старении рассматриваемых сплавов.

1.1.2. Типы выделений, возникающих при старении

Фазы, выделяющиеся в сплавах Al-Mg-Si при старении, исследуются уже более 50 лет. Еще в 1948 году Гейслер и Хилл [27], а также Гинье и Ламбот [28] методом рентгеноскопии обнаружили, что при температурах старения ниже 200°С образуются мелкие игольчатые частицы (частицы метастабильной /?"-фазы). Дальнейшие исследования показали, что процесс распада ПТР в этих сплавах происходит в несколько стадий и отличается исключительной сложностью [19, 25, 30-64]. Так, вслед за частицами /?"-фазы образуются стержнеобразные частицы другой метастабильной /?'-фазы и, наконец, на поздних стадиях старения формируются выделения стабильной /?-фазы, имеющие форму дисков. Пример температурно-кинетической диаграммы выделения /?'- и /?-фаз в сплаве Al-0.68Mg-0.8981-0.18Ее приведен на Рис. 1.5 [51].

о Й

600' 450400-

1 350'

CL

| 300 *

250200-

"I I nnil] I 11ниц—I.....riTrmf*' ' »пищ—i i niiii[—i пнн|

0 1 1 10 100 1000 10000 Time, mm

Рис. 1.5. Температурно-кинетическая диаграмма выделения fi'-и ft-фаз при изотермическом старении сплава Al-0.68Mg-0.89Si-0.18Fe [51].

Экспериментальные исследования распада в сплавах 6ХХХ проводятся различными методами. Наряду с измерением прочностных характеристик и микротвердости, важную информацию о кинетике и стадиях процесса можно получить методами измерения электросопротивления [21], модулей упругости [65], внутреннего трения [65], а также с помощью изотермической и дифференциальной сканирующей калориметрии [38, 49, 66, 67]. За последние годы появилось большое число работ, посвященных всестороннему изучению продуктов распада в сплавах рассматриваемой группы [8, 37-65, 68, 69]. Для определения размеров, формы, пространственного распределения, структуры и состава образующихся фазовых предвыделений и выделений привлекаются просвечивающая электронная микроскопия [32-35, 37-49, 51, 52, 56, 70, 71], ионная микроскопия [8, 16, 50, 56, 70], метод аннигиляции позитронов [69, 72], малоугловое рассеивание [64, 74] и другие.

Несмотря на многочисленные исследования атомная структура, механизмы зарождения и взаимной трансформации продуктов распада в сплавах 6ХХХ, особенно на его ранних стадиях, а также их зависимость от химсостава и режима старения остаются до конца не выясненными. В настоящее время установлено, что распад ПТР в этих сплавах имеет следующую последовательность: ПТР —> атомные кластеры —> зоны Гинье-Престона —> частицы Р"-фазы частицы Р'-фазы —частицы ¡З-фазы [30, 34, 38, 39, 49, 74, 81]. Остановимся на характеристике этих выделений более подробно.

Атомные кластеры. Распад ПТР начинается с формирования атомных (точнее атомно-вакансионных) кластеров, среди которых наблюдаются как кластеры, содержащие атомы только одного сорта (57 или так и

кластеры смешанного состава [8]. Начальные стадии распада в силу малых размеров кластеров являются наименее изученными. Размер кластеров, возникающих в результате естественного старения (сплав Al-0.65Mg-0.70Si

[50]), составляет ~ 1 нм. Их форма близка к сферической, хотя малые размеры затрудняют ее четкое определение. Кластеры полностью когерентны с матрицей и имеют неупорядоченную структуру, включающую в свой состав большое число атомов матрицы и вакансий. Отношение в

сформировавшихся кластерах смешанного состава близко к отношению общего содержания этих элементов в сплаве [8, 50]. Отметим, что малые кластеры с моноатомным составом наблюдаются на самых начальных стадиях распада ПТР, которая имеет значительную длительность только при низкотемпературном старении. На более поздних стадиях образуются частицы смешанного состава. Этот факт, по-видимому, в основном обусловлен пренебрежимо малой вероятностью формирования больших частиц моноатомного состава в условиях сравнимого диффузионного притока атомов обоих сортов (Mg и 57) из пересыщенного раствора.

Зоны Гинье-Престона (ЗГП). По своим характеристикам зоны принципиально не отличаются от кластеров. По сути дела, зоны представляют собой стабильные кластеры смешанного состава, достигшие размеров и объемной плотности составляющих их атомов, при которых они дают отчетливый электронно-микроскопический контраст [50] (Рис. 1.6).

Рис. 1.6. Выделение ЗГП в процессе старения при 70 °С [50].

Зоны имеют сферическую форму, полностью когерентны с матрицей, а их размер составляет несколько нм (Рис. 1.6). Отношение Mg/Si для зон, также как и для смешанных кластеров, определяется относительным содержанием этих элементов в сплаве [50, 68]. Так например, в зонах, образовавшихся в сплаве Al-0.65Mg-0.70Si после 30 мин старения при температуре 175°С, это отношение близко к 1. В тоже время, для сплава А1-0.70Mg-0.33Si (балансный состав) при тех же условиях старения отношение Mg/Si близко к 2 [50]. Аналогичная корреляция состава зон с общим содержанием Mg и Si в сплаве отмечается и в других работах [8, 16, 48, 56].

Зоны характеризуются неупорядоченной рыхлой структурой, включающей в себя атомы матрицы и значительное количество вакансий, наследуемых от соответствующих атомных кластеров. Объемная плотность

18 3

зон достигает высоких значений, превышающих 10 см" [6, 22], а их распределение по объему является однородным, что свидетельствует о гомогенности зарождения.

Хотя температура сольвуса для зон сравнительно низка (находится в интервале 200-К>50°С [19, 21, 31, 25, 38, 39]), они могут сохраняться в структуре сплава стареющего при температурах 150^-180°С вплоть до момента достижения пика прочности (~ 10 часов) [69]. Этот экспериментальный факт является весьма важным для понимания влияния предварительного естественного старения, при котором формируется большое количество зон, на кинетику и конечный результат заключительного искусственного старения сплавов 6ХХХ.

Некоторые авторы различают низко - и высокотемпературные зоны [40, 41]. Считается, что низкотемпературные зоны имеют более рыхлую структуру и преимущественно образуются при температурах ниже 70°С. При нагреве до температур выше 100°С эти зоны быстро растворяются. Высокотемпературные зоны, соответственно, образуются при более высоких температурах и характеризуются повышенной стабильностью. Такая точка

зрения представляется логичной, однако прямые экспериментальные данные, подтверждающие различие структур низко - и высокотемпературных зон отсутствуют. Систематические исследования эволюции структуры зон в процессе их роста также не проводились, хотя информация об этом процессе является весьма важной.

Зонная стадия распада сопровождается заметным упрочнением материала. Температурные условия протекания этой стадии и степень ее завершенности сильно влияют на процесс формирования частиц /?"-фазы, что приводит к изменению как кинетики упрочнения при искусственном старении, так и достигаемого уровня пиковой прочности. В связи с этим зонная стадия является одним из важных элементов сложной последовательности распада сплавов 6ХХХ и заслуживает детального изучения.

Частицы Р"-фазы. Частицы метастабильной /?"-фазы обеспечивают основной вклад в дисперсионное упрочнение сплавов 6ХХХ [15, 16, 20, 71, 72]. Эти частицы имеют форму иголок, ориентированных случайным образом вдоль направлений типа {100} алюминиевой матрицы (Рис. 1.7). Вблизи пика прочности, достигаемого при обычных режимах термообработки, поперечный размер частиц, составляет 2-^-3 нм, а их длина, I, близка к 50 нм [1, 2, 4, 5, 22, 25, 39, 48, 55, 64]. В процессе старения поперечный размер частиц растет незначительно, поэтому их объемная доля, в основном, увеличивается за счет удлинения (Табл. 1.2). Распределение частиц /?"-фазы по объему является преимущественно однородным (Рис. 1.7).

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Груздев, Александр Станиславович, 2013 год

Литература

1. Hanson D., Gayler M.L.V. The constitution and age-hardening of the alloys of A1 with Mg and Si // J. Inst. Met. 1921. V. 26. P. 321-355

2. Воронов C.M. Процессы упрочнения сплавов Al-Mg-Si и их новые промышленные композиции. М: Оборонгиз, 1946. 152 с.

3. Мондольфо Л.Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов. М.: Металлургия, 1979. 639 с.

4. Алюминий: свойства и физическое металловедение: Справ. / Под ред. Хэтча Дж.Е. М: Металлургия, 1989. 423 с.

5. Алюминиевые сплавы. Металловедение алюминия и его сплавов: Справ. / Под ред. Фридляндера И.Н. М.:Металлургия, 1971. 352 с.

6. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М: Металлургия, 1986. 479 с.

7. Кокубо С. О механизме упрочнения сплавов Al-Mg2Si и дуралюмина при старении // Старение металлов / Сост. Петров Д.А. М.: ОНТИ НКТП СССР, 1936. 366 с.

8. Murayama М., Нопо К. The effect of aging on the clustering and precipitation process in Al-Mg-Si alloys // www.nims.jp/apfim/project/pdf/PTM_AlMgSi.pdf

9. Фридляндер И.Н., Добромыслов A.B., Ткаченко E.A., Сенаторова О.Г. Перспективные высокопрочные материалы на алюминиевой основе // ВИАМ. 2005-204273.

10. http://www.eaa.net (The European Aluminium Association).

11. Hirsch J. Automotive trends in aluminium - the european perspective / edited by Nie J.F., Morton A.J., Muddle B.C. // Materials Forum. 2004. V. 28. P. 1523

12. Фридляндер И.Н., Систер В.Г., Грушко O.E., Берстенев В.В., Шевелева JI.M., Иванова JT.A. Алюминиевые сплавы - перспективный материал в автомобилестроении // МиТОМ. 2002. № 9. С» 3-9.

13. Sweet E.D., Charles E.S., Couper M.J. The effect of Fe and Mn content on coarse grain formation during homogenisation of 6000 series alloys / edited by Nie J.F., Morton A.J., Muddle B.C. // Materials Forum. 2004. Vol. 28. P. 11981204.

14. Фридляндер И.Н. Российские алюминиевые сплавы для авиакосмической техники и транспорта // Авиационные материалы и технологии. 2002. № 2. С. 3-11.

15. Dorward R.C. Preageing effects in Al-Mg-Si alloys containing 0.6 to 0.9 Pet Mg2Si // Metall. Trans.1973. V. 4. № 2. P. 507-512.

16. Gupta A.K., Lloyd D.J., Court S.A. Precipitation hardening in Al-Mg-Si alloys with and without excess Si // Mater. Sci. Eng. A. 2001. V. A316. P. 1117.

17. Фридляндер И.Н. Закономерности изменения свойств алюминиевых сплавов при старении // МиТОМ. 2003. № 9. С. 8-11.

18. Reiso О. Extrusion of AlMgSi alloys / edited by Nie J.F., Morton A.J., Muddle B.C. // Materials Forum. 2004. V. 28. P. 32-46

19. Tomas G. The ageing characteristics of aluminium alloys // J. Inst. Met. 1961. V. 90. P. 57-63.

20. Pashley D.W., Rhodes J.W., Sendorek A. Delayed ageing in Al-Mg-Si alloys: Effect on structure and mechanical properties // J. Inst. Met. 1966. V. 94. P. 41-49.

21. Kovacs I., Lendvai J., Ungar T. The effect of preageing at room temperature on the ageing process of Al-Mg-Si alloys // Aluminium. 1974. V. 50. № 9. P. 578581.

22. Suzuki H., Kanno M., Itoh G. A consideration of the two-step ageing process in Al-Mg-Si alloys //Aluminium. 1981. V. 57. № 9. P. 628-629.

23. Latkowski A. Correlation between natural and artificial ageing in the AlMgSi and AlMgSiMn alloys // Aluminium. 1985. V. 61. № 3. P. 209-210.

24. Latkowski A., Broniki M. Effect of deformation and heating rate on the ageing of Al-Mg-Si alloys //Aluminium. 1989. V. 65. № 4. P. 391-392.

25. Pashley D.W., Jacobs M.N., Vietz J.T. The basic process affecting two-step ageing in an Al-Mg-Si alloy // Philos. Mag. 1967. V. 16. № 17. P. 51-76.

26. Slamova M., Janecek M., Cieslar M. Effect of low temperature stabilisation on the precipitation of a continuously cast Al-Mg-Si alloy // Mater. Sci. Eng. A. 2007. V. A462. P.375-379.

27. Geisler A.H., Hill J.K. Analyses and interpretations of X-ray diffraction effects in patterns of aged alloys // Acta Cryst. 1948. V. 1. № 5. P. 238.

28. Guinier A., Lambot H. // Comptes. Rendus. 1948. V. 227. P. 74.

29. Фридляндер И.Н. Современные алюминиевые, магниевые сплавы и композиционные материалы на их основе // МиТОМ. 2002. № 7. С. 24-29.

30. Andersen S.J. Quantification of the Mg2Si p and /?' phases in AlMgSi alloys by transmission electron microscopy // Metall. Mater. Trans. A. 1995. V. 26A. №8. P. 1931-1937.

31. Takeda M., Ohkubo F., Shirai Т., Fukui K. Precipitation behavior of Al-Mg-Si ternary alloys // Materials Science Forum. 1996. V. 217-222. P. 815-820.

32. Tanihata H., Matsuda K., Ikeno S. High resolution transmission electron microscope observation of the metastable phase in an aged commercial AA6063 // Materials Science Forum. 1996. V. 217-222. P. 809-814.

33. Matsuda K., Ikeno S., Sato Т., Kamio A. Classification of metastable phases in Al-Mg-Si alloys by HRTEM // Materials Science Forum. 1996. V. 217-222. P. 702-712.

34. Edwards G.A., Stiller K., Dunlop G.L., Couper M.J. The compositions of fine-scale precipitates in Al-Mg-Si alloys // Materials Science Forum. 1996. V. 217222. P. 713-718.

35. Donnadieu P., Proult A. Cluster-based models for the crystal structure of the hardening precipitates of Al-Mg-Si alloys // Materials Science Forum. 1996. V. 217-222. P. 719-724.

36. Lorimer G. W., Nicholson R.B. Further results on the nucleation of precipitates in the Al-Zn-Mg system // Acta Metall. 1966. V. 14. № 8. P. 1009-1013.

37. Matsuda K., Yoshida T., Gamada H., Fujii K., Uetani Y., Sato T., Kamio A., Ikeno S. // Nihon kinzoku gakkaishi = J. Japan Insitute of Metals. 1998. V. 62. №2. P. 133-139.

38. Edwards G.A., Stiller K., Dunlop G.L., Couper M.J. The precipitation sequence in Al-Mg-Si Alloys // Acta Mater. 1998. V. 46. № 11. P. 3893-3904.

39. Biroli G., Caglioti G., Martini L., Riontino G. Precipitation kinetics of AA4032 and AA6082: a comparison based on DSC and TEM // Scr. Mater. 1998. V. 39. №2. P. 197-203.

40. Matsuda K., Gamada H., Fujii K., Uetani Y., Sato T., Kamio A., Ikeno S. // Nihon kinzoku gakkaishi = J. Japan Insitute of Metals. 1998. V. 62. № 9. P. 827-833.

41. Matsuda K., Gamada H., Fujii K., Uetani Y., Sato T., Kamio A., Ikeno S. High-resolution electron microscopy on the structure of Guinier-Preston zones in an Al-1.6 mass pet Mg2Si alloy // Metall. Mater. Trans. A. 1998. V. 29A. № 4. P. 1161-1167.

42. Matsuda K., Naoi T., Uetani Y., Sato T., Kamio A., Ikeno S. High resolution energy-filtering transmission electron microscopy for equilibrium p -phase in an Al-Mg-Si alloy // Scr. Mater. 1999. V. 41. № 4. P. 379-383.

43. Matsuda K., Ikeno S., Sato T., Kamio A. A metastable phase having the orthorhombic crystal lattice in an al-1.0mass% Mg2Si-0.4mass% Si alloy // Scr. Mater. 1996. V. 34. № 11. P. 1797-1802.

44. Matsuda K., Sakaguchi Y., Miyata Y., Uetani Y., Sato T., Kamio A., Ikeno S. Precipitation sequence of various kinds of metastable phases in Al-1.0mass% Mg2Si-0.4mass% Si alloy// J. Mater. Sci. 2000. V. 35. № 1. P. 179-189.

45. Matsuda K., Kawabata T., Uetani Y., Sato T., Ikeno S. High-resolution elemental maps for three directions of Mg2Si phase in Al-Mg-Si alloy // J. Mater. Sci. 2002. V. 37. № 16. P. 3369-3375.

46. Andersen S.J., Zandbergen H.W., Jansen J., TrAEholt C., Tundal U., Reiso O. The crystal structure of the P" phase in Al-Mg-Si alloys // Acta Mater. 1998. V. 46. № 9. P. 3283-3298.

47. Marioara C.D., Andersen S.J., Jansen J., Zandbergen H.W. Atomic model for GP-zones in a 6082 Al-Mg-Si system // Acta Mater. 2001. V. 49. № 1. P. 321328.

48. Perovic A., Perovic D.D., Weatherly G.C., Lloyd D.J. Precipitation in aluminum alloys AA6111 and AA6016 // Scr. Mater. 1999. V. 41. № 7. P. 703708.

49. Miao W.F., Laughlin D.E. Precipitation hardening in aluminum alloy 6022 // Scr. Mater. 1999. V. 40. № 7. P. 873-878.

50. Murayama M., Hono K. Pre-precipitate clusters and precipitation processes in Al-Mg-Si alloys // Acta Mater. 1999. V. 47. № 5. P. 1537-1548.

51. Eskin D. G., Massardier V., Merle P. A study of high-temperature precipitation in Al-Mg-Si alloys with an excess of silicon // J. Mater. Sei. 1999. V. 34. P. 811-820.

52. Cayron C., Buffat P. A. Transmission electron microscopy study of the /?' phase (Al-Mg-Si alloys) and QC phase (Al-Cu-Mg-Si alloys): ordering mechanism and crystallographic structure // Acta Mater. 2000. V. 48. № 10. P. 2639-2653.

53. Verwerft M. On the precipitation of magnesium silicide in irradiated aluminium-magnesium alloys // Acta Mater. 2000. V. 48. № 5. P. 1097-1104.

54. Ravi C., Wolverton C. First-principles study of crystal structure and stability of Al-Mg-Si-(Cu) precipitates // Acta Mater. 2004. V. 52. № 14. P. 4213-4227.

55. Esmaeili S., Wang X., Lloyd D.J., Poole W.J. On the precipitation-hardening behavior of the Al-Mg-Si-Cu alloy AA6111 // Metall. Mater. Trans. A. 2003. V. 34A.№3. P. 751-763.

56. Sato Т., Hirose K., Hirosawa S. Nano-cluster controlled precipitation in Al-Cu and Al-Mg-Si alloys containing microalloying elements / edited by Nie J.F., Morton A.J., Muddle B.C. // Materials Forum. 2004. V. 28. P. 956-962.

57. Froseth A.G., Hoier R., Derlet P.M., Andersen S.J., Marioara C.D. Bonding in MgSi and Al-Mg-Si compounds relevant to Al-Mg-Si alloys // Phys. Rev. B. 2003. V. 67. № 22. P. 224106.

58. Miao W.F., Laughlin D.E. Effects of Cu content and preaging on precipitation characteristics in aluminum alloy 6022 // Metall. Mater. Trans. A. 2000. V.

31 A. № 2. P. 361-371.

59. Miao W.F., Laughlin D.E. A differential scanning calorimetry study of aluminum alloy 6111 with different pre-aging treatments // J. Mater. Sei. Lett. 2000. V.19. P. 201-203.

60. Chakrabarti D.J., Laughlin D.E. Phase relations and precipitation in Al-Mg-Si alloys with Cu additions // Prog. Mater. Sei. 2004. V. 49. P. 389-410.

61. Matsuda K., Uetani Y., Sato Т., Ikeno S. Metastable phases in an Al-Mg-Si alloy containing copper // Metall. Mater. Trans. A. 2001. V. 32A. № 6. P. 1293-1299.

62. Cayron C., Sagalowicz L., Beffort O., Buffat P.A. Structural phase transition in Al-Cu-Mg-Si alloys by transmission electron microscopy study on an Al-4 wt% Cu-1 wt% Mg-Ag alloy reinforced by SiC particles // Phil. Mag. A. 1999. V. 79. № 11. P. 2833-2851.

63. Yassar R.S., Field D.P., Weiland H. The effect of predeformation on the ß" and /?' precipitates and the role of Q phase in an Al-Mg-Si alloy; AA6022 // Scr. Mater. 2005. V. 53. № 3. p. 299-303.

64. Tsao C.S., Jeng U.S., Chen C.Y., Kuo T.Y. Small-angle X-ray scattering study of nanostructure evolution of ß" precipitates in Al-Mg-Si alloy // Scr. Mater. 2005. V. 53. № 11. P. 1241-1245.

65. Челноков B.A., Кузьмин Н.Л., Васильев A.A., Титовец Ю.Ф., Бухмаер Б. Исследование кинетики старения сплава 6082 методами амплитудо-

зависимого внутреннего трения и измерения модуля Юнга // Изв. вузов: Цветная металлургия. 1996. № 6. С. 32-44.

66. Gaber A., Matsuda К., Yong Zou, Kawabata Т., АН А. М., Ikeno S. DSC and HRTEM study of precipitation in Al-Mg-Si-Cu alloys / edited by Nie J.F., Morton A.J., Muddle B.C. // Materials Forum. 2004. Vol. 28. P. 402-405.

67. Dutta I., Allen S. M. A calorimetric study of precipitation in commercial aluminum alloy-6061 // J. Mater. Sci. Lett. 1991. V. 10. № 6. P. 323-326.

68. Murayama M., Hono K., Miao W.F., Laughlin D.E. The effect of Cu additions on the precipitation kinetics in an Al-Mg-Si alloy with excess Si // Metall. Mater. Trans. A. 2001. V. 32A. № 1. P. 239-246.

69. Buha J., Munroe P.R., Lumley R.N., Crosky A.G., Hill A.J. Positron studies of precipitation in 6061 aluminium alloy / edited by Nie J.F., Morton A.J., Muddle B.C. // Materials Forum. 2004. Vol. 28. P. 1028-1033.

70. Ringer S.P., Hono K. Microstructural evolution and age hardening in aluminium alloys: Atom probe field-ion microscopy and transmission electron microscopy studies // Materials Characterization. 2000. V. 44. № 1. P. 101131.

71. Takeda M., Ohkubo F., Shirai Т., Fukui K. Stability of metastable phases and microstructures in the ageing process of Al-Mg-Si ternary alloys // J. Mater. Sci. 1998. V. 33. P. 2385-2390.

72. Gupta A.K., Lloyd D.J., Court S.A. Precipitation hardening processes in an Al-0.4%Mg-1.3%Si-0.25%Fe aluminum alloy // Mater. Sci. Eng. A. 2001. V. A301.P. 140-146.

73. Nagai Y., Murayama M., Tang Z., Nonaka Т., Hono K., Hasegawa M. Role of vacancy-solute complex in the initial rapid age hardening in an Al-Cu-Mg alloy // Acta Mater. 2001. V. 49. № 5. P. 913-920.

74. Sciffmann R., Haug J., Banhart J. Evolution of precipitates during age-hardening of AW 6016 Alloy / edited by Nie J.F., Morton A. J., Muddle B.C. // Materials Forum. 2004. V. 28. P. 604-609.

75. Massardier V., Epicier Т., Merle P. Correlation between the microstructural evolution of a 6061 aluminium alloy and the evolution of its thermoelectric power // Acta Mater. 2000. V. 48. № 11. P. 2911-2924.

76. Dlubek G., Lademann P., Krause H., Krause S., Unger R. Positron lifetime studies of decomposition in 2024 (Al-Cu-Mg) and 7010 (Al-Zn-Cu-Mg) alloys // Scr. Mater. 1998. V. 39. № 7. P. 893-899.

77. Federighi Т., Thomas G. The interaction between vacancies and zones and the kinetics of pre-precipitation in Al-rich alloys // Philos. Mag. 1962. V. 7. № 73. P. 127-131.

78. Hirosawa S., Sato Т., Kamio A., Flower H.M. Classification of the role of microalloying elements in phase decomposition of A1 based alloys // Acta Mater. 2000. V. 48. № 8. P. 1797-1806.

79. Ferragut R., Somoza A., Torriani I. Pre-precipitation study in the 7012 Al-Zn-Mg-Cu alloy by electrical resistivity // Mater. Sci. Eng. A. 2002. V. A334. P. 1-5.

80.

81.

82.

83.

84.

85.

86.

87.

88,

89,

90

91,

92,

93

94

95

Wolverton C. Crystal structure and stability of complex precipitate phases in Al-Cu-Mg-(Si) and Al-Zn-Mg alloys // Acta Mater. 2001. V. 49. № 16. P. 3129-3142.

Zhen L., Fei W., Kang S., Kim H. Precipitation behaviour of Al-Mg-Si alloys with high silicon content // J. Mater. Sci. 1997. V. 32. № 7. P. 1895-1902. Panseri C., Federighi T. A Resistometric study of precipitation in an aluminum-1.4% Mg2Si alloy // J. Inst. Metals. 1966. V. 94. № 3. P. 99-107. Wolverton C. Solute-vacancy binding in aluminum // Acta Mater. 2007. V. 55. № 17. P. 5867-5872.

Berkenpas M.B., Barnard J.A., Ramanujan R.V., Aaronson H.I. A critique of activation energies for nucleation, growth and overall transformation kinetics // Scr. Metall. 1986. V. 20. № 2. P. 323-328.

Marioara C.D., Andersen S.J., Jansen J., Zandbergen H.W. The influence of temperature and storage time at RT on nucleation of the /?" phase in a 6082 Al-Mg-Si alloy // Acta Mater. 2003. V. 51. № 3. P. 789-796. An Y.G., Zhuang L., Vegter H., Hurkmans A. Fast aging kinetics of the AA6016 Al-Mg-Si alloy and the application in forming process // Metall. Mater. Trans. A. 2002. V. 33A. № 10. P. 3121-3126.

Abinandanan T.A., Haider F., Martin G. Computer simulations of diffusional phase transformations: Monte Carlo algorithm and application to precipitation of ordered phases // Acta Mater. 1998. V. 46. № 12. P. 4243-4255. Soisson F., Martin G. Monte Carlo simulations of the decomposition of metastable solid solutions: Transient and steady-state nucleation kinetics // Phys. Rev. B. 2000. V. 62. № 1. P. 203-214.

Li D.Y., Chen L.Q. Computer simulation of stress-oriented nucleation and growth of precipitates in Al-Cu alloys // Acta Mater. 1998. V. 46. № 8. P. 2573-2585.

Li D.Y., Chen L.Q. Morphological evolution of coherent multi-variant TinNii4 precipitates in Ti-Ni alloys under an applied stress - a computer simulation study // Acta Mater. 1998. V. 46. № 2. P. 639-649.

Poduri R., Chen L.Q. Computer simulation of morphological evolution and coarsening kinetics of 8' (Al3Li) precipitates in Al-Li alloys // Acta Mater. 1998. V. 46. № 11. P. 3915-3928.

Li D.Y., Chen L.Q. Shape evolution and splitting of coherent particles under applied stresses // Acta Mater. 1999. V. 47. № 1. P. 247-257. Lochte L., Gitt A., Gottstein G., Hurtado I. Simulation of the evolution of GP zones in Al-Cu alloys: An extended Cahn-Hilliard approach // Acta Mater. 2000. V. 48. № 11. P. 2969-2984.

Simmons J.P., Shen C., Wang Y. Phase field modeling of simultaneous nucleation and growth by explicitly incorporating nucleation events // Scr. Mater. 2000. V. 43. № 10. P. 935-942.

Simmons J.P., Wen Y., Shen C., Wang Y.Z. Microstructural development involving nucleation and growth phenomena simulated with the phase field method//Mater. Sci. Eng. A. 2004. V. A365. P. 136-143.

96. Shercliff H.R., Ashby M.F. A process model for age hardening of aluminium alloys -1. The model // Acta Metall. Mater. 1990. V. 38. № 10. P. 1789-1802.

97. Shercliff H.R., Ashby M.F. A process model for age hardening of aluminium alloys - II. Application of the model // Acta Metall. Mater. 1990. V. 38. № 10. P. 1803-1812.

98. Haasen P., Wagner R. High-resolusion microscopy and early stage precipitation kinetics // Metall. Trans. A. 1992. V. 23A. № 7. P. 1901-1914.

99. Wagner R., Kampmann R. Homogeneous second phase precipitation / edited by Haasen P. // Materials Science and Technology. Vol. 5. Weinheim: VCH Verlagsgesellschaft mbH, 1991. 648 p.

100.Kampmann R., Wagner R. // Decomposision of Alloys: the early stages: Proc. 2nd Acta-Scripta Metallurgica Conference, Sonnenberg, Germany, 19-23 September 1983. Oxford; N.Y.: Pergamon Press, 1984. P. 91.

101.Лившиц E.M., Питаевский Л.П. Теоретическая физика: Учеб. Пособ.: Для вузов. В 10 т. Т. 10. Физическая кинетика. М.: Наука, 1979. 528 с.

102.Esmaeili S., Lloyd D.J., Poole W.J. Modeling of precipitation hardening for the naturally aged Al-Mg-Si-Cu alloy AA6111 // Acta Mater. 2003. V. 51. № 12. P. 3467-3481.

103.Sigli C. Nucleation, growth and coarsening of spherical precipitates in

aluminum alloys / ed. by // in ICAA 7. Materials Science Forum. 2000 V. 331337. P. 513-518

104.Perez M., Deschamps A. Microscopic modelling of simultaneous two-phase precipitation: application to carbide precipitation in low-carbon steels // Mater. Sci. Eng. A. 2003. V. A360. P.214-219.

105.Esmaeili S., Lloyd D.J., Poole W.J. A yield strength model for the Al-Mg-Si-Cu alloy AA6111// Acta Mater. 2003. V. 51. № 8. P. 2243-2257.

106.Bratland D.H., Grong 0., Shercliff H., Myhr O.R., Tjotta S. Modelling of precipitation reaction in industrial processing // Acta Mater. 1997. V. 45. № 1. P. 1-22.

107.Starink M.J., Gao N., Davin L., Yan J., Cerezo A. Room temperature

precipitation in quenched Al-Cu-Mg alloys: a model for the reaction kinetics and yield strength development // Phil. Mag. 2005. V. 85. № 13. P. 1395-1417.

108.Myhr O.R., Grong 0. Process modelling applied to 6082-T6 aluminium weldments -1. Reaction kinetics // Acta Metall. Mater. 1991. V. 39. № 11. P. 2693-2702.

109.Myhr O.R., Grong 0. Process modelling applied to 6082-T6 aluminium weldments - II. Application of model // Acta Metall. Mater. 1991. V. 39. 1 11. P. 2703-2708.

1 Ю.Васильев A.A., Титовец Ю.Ф., Бухмаер Б. Моделирование

дисперсионного твердения сплавов Al-Mg-Si. □ 1. Модель и результаты, полученные для сплава А1 + 0.72% Mg + 0.71% Si // Изв. вузов: Цветная металлургия. 1997. № 2. С. 36-49.

Ш.Васильев А.А., Кузьмин Н.Л., Груздев А.С. Моделирование

дисперсионного твердения сплавов Al-Mg-Si. □ 2. Моделирование

изменения модуля Юнга сплава А1 + 0.72% Mg + 0.71% Si при изотермическом старении // Изв. вузов: Цветная металлургия. 1997. № 3. С. 29-32.

112.Deschamps A., Livet F., Brechet Y. Influence of predeformation on ageing in an Al-Zn-Mg alloy -1. Microstructure evolution and mechanical properties // Acta Mater. 1999. V. 47. № 1. P. 281-292.

113.Deschamps A., Brechet Y. Influence of predeformation on ageing in an Al-Zn-Mg alloy - II. Modeling of precipitation kinetics and yield stress // Acta Mater. 1999. V. 47. № l.P. 293-305.

114Aaronson H.I., LeGoues F.K. An assessment of studies on homogeneous diffusional nucleation kinetics in binary metallic alloys // Metall. Trans. A. 1992. V. 23A. № 7. P. 1915-1945.

115.Myhr O.R., Grong 0. Modelling of non-isothermal transformations in alloys containing a particle distribution // Acta Mater. 2000. V. 48. № 7. P. 16051615.

116.Robson J.D., Jones M.J., Prangnell P.B. Extension of the N-model to predict competing homogeneous and heterogeneous precipitation in Al-Sc alloys // Acta Mater. 2003. V. 51. № 5. P. 1453-1468.

117.Gottstein G., Schneider M., Lochte L. Simulation of precipitation processes in commercial aluminum alloys / edited by Nie J.F., Morton A.J., Muddle B.C. // Materials Forum. 2004. V. 28. P. 1116-1122.

llS.Robson J.D. Modelling the overlap of nucleation, growth and coarsening during precipitation // Acta Mater. 2004. V. 52. № 15. P. 4669-4676.

119.Myhr O.R., Grong 0., Fjser H.G., Marioara C.D. Modelling of the microstructure and strength evolution in Al-Mg-Si alloys during multistage thermal processing // Acta Mater. 2004. V. 52. № 17. P. 4997-5008.

120.Myhr O.R., Grong 0., Andersen S.J. Modelling of the age hardening behavior of Al-Mg-Si alloys // Acta Mater. 2001. V. 49. № 1. P. 65-75.

121.Келли А., Николсон P. Дисперсионное твердение. M.: Металургия, 1966. 300 с.

122.Reppich В. Particle strengthening / edited by Cahn R.W., Haasen P. and Kramer E.J. // Materials Science and Technology. Vol. 6. Weinheim: VCH Verlagsgesellschaft mbH, 1993. 720p.

123.Cai M., Field D.P., Lorimer G.W. A systematic comparison of static and dynamic ageing of two Al-Mg-Si alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2004. V. A373. P. 65-71.

124.http://www.dgm.de/icaal 1/ (International Conference on Aluminium Alloys 2008)

125.Vasilyev A.A., Lee C.H., Kuzmin N.L. Nature of strain aging stages in bake hardening steel for automotive application // Mater. Sci. Eng. A. 2008. V. A485. P.282-289.

126.Kuzmin N.L., Vasiliev A.A., Chelnokov V.A., Titovets Y.F. Investigation of precipitation process in commercial Al-Mg-Si alloy by acoustic methods // Proc. SPAS, NTDSC'99, St. Petersburg, Russia, 1999. P. F20-F21.

127.Du Y., Chang Y.A., Huang В., Gong W., Jin Z., Xu H., Yuan Z., Liu Y., He Y., Xie F.Y. Diffusion coefficients of some solutes in fee and liquid Al: Critical evaluation and correlation // Mater. Sci. Eng. A. 2003. V. A363. P. 140151.

128.Deardo A. J. Niobium in modern steels // International Materials Reviews.

, 2003. V. 48. №6. P. 371-402.

129.Chakraborti N., Lukas H.L. Thermodynamic optimization of the Mg-Al-Si phase diagram // CALPHAD. 1992. V. 16. № 1. P. 79-86.

130.Dore X., Combeau H., Rappaz M. Modelling of microsegregation in ternary alloys: application to the solidification of Al-Mg-Si // Acta Mater. 2000. V. 48. № 15. P. 3951-3962.

131.Белов H.A. Количественный анализ диаграммы состояния Al-Fe-Mg-Si в области алюминиевых сплавов 6ХХХ серии // Изв. вузов: Цветная металлургия. 2005. № 1. С. 43-51.

Ш.Белов Н.А. Фазовый состав алюминиевых сплавов. М.: Изд. дом МИСиС, 2009. 390 с.

133.Kuijpers N.C.W., Vermolen F.J., Vuik С., van der Zwaag S. Predicting the effect of alloy composition on the intermetallic phase transformation kinetics in 6XXX extrusion alloys / edited by Nie J.F., Morton A.J., Muddle B.C. // Materials Forum. 2004. V. 28. P. 1040-1045.

134. Saunders N. The modelling of stable and metastable phase formation in multi-component Al-alloys / edited by Nie J.F., Morton A.J., Muddle B.C. // Materials Forum. 2004. V. 28. P. 96-106.

135.Васильев А.А., Кузьмин H.JI., Груздев A.C. Исследование кинетики образования метастабильных фаз в закаленных сплавах Al-Mg-Si // ФТТ. 2011. Т. 53. №8. С. 1576-1581.

Ш.Васильев А.А., Груздев А.С., Кузьмин Н.Л. Расчет температур сольвуса метастабильных фаз в сплавах Al-Mg-Si // ФТТ. 2011. Т. 53. № 9. С. 18011806.

137.Chan K.S., Lee J.K., Shiflet G.J., Russell K.C., Aaronson H.L Generalization of the nucleus shape-dependent parameters in the nucleation rate equation // Metall. Trans. A. 1978. V. 9A. № 7. P. 1016-1017.

138.Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. Часть 1. М.: Мир, 1978. 808 с.

139.Флетчер К. Вычислительные методы в динамике жидкостей. Т. 1. М.: Мир, 1991. 502 с.

140.Vasilyev A.A., Gruzdev A.S., Kuzmin N.L. Model for commercial 6XXX series aluminium alloys age-hardening simulation / edited by Melker A.I. // Proc. SPIE. V. 6253. P. 625309-1-4.

141.[Гитовец Ю.Ф.|, Коджаспиров Г.Е., Груздев A.C., Васильев A.A., Моделирование упрочнения сплавов Al-Mg-Si при многоступенчатом старении // НТВ СПбГПУ. Т. 178. 2013. № 3. С. 169-175.

Приложение 1. Свойства и структура фаз в системе сплавов А1-Мд-81

Табл. 1. Достижимые механические характеристики сплавов алюминия при

старении.

Сплав Обработка ' <т02, МПа <тв, МПа удлинение, %

Т6 236 325 5

А1-4Си T6I6 ) Т8 (5% CW) 256 242 358 339 7 7

T8I6 (5% CW) 265 358 7

2214 (var. 2014) Т6 386 446 14

T6I4 T6I6 371 416 453 483 13 16

Al-Cu-Mg-Ag Т6 T6I6 442 502 481 518 12 7

6013 Т6 339 404 17

T6I6 380 416 15

Т6 267 318 13

6061 T6I4 302 341 16

T6I6 299 340 13

Т6 546 621 14

7050 T6I4 527 626 16

T6I6 574 639 14

7075 Т6 505 570 10

T6I6 535 633 13

Т6 349 449 4

8090 T6I6 391 512 5

Т8 (5% CW) 414 495 5

T8I6 (5% CW) 441 518 5

357 Т6 287 340 7

(Литейный T6I4 280 347 8

сплав) T6I6 341 375 5

Термообработка

ТЗ - закалка, холодная деформация и старение при комнатной температуре Т4 - закалка, старение при комнатной температуре

Т5 - закалка от температуры экструзии до температуры старения в соляной ванне Т6 - закалка в воду, нагрев и старение при 150-180 °С Т8 - Т6 + холодная деформация перед искусственным старением Т9 - Т6 + холодная деформация после искусственного старения ^Двухступенчатое старение

Табл. 2. Структура фаз, выделяющиеся в сплавах 6ХХХ.

Фаза Сплав/Условия старения Кристал. Структура Метод Примечание Л-ра

Кластеры АА6016/ Естественное Неизвестна Mg/Si< 1 пэм размер <1 нм, практически не меняется [85]

Al-1.6%Mg2Si /Естественное 60 ксек Неизвестна пэм 1 нм после 60 ксек старения, названы первичными ЗГП [37]

Al-0.61Mg-1.22Si-0.39Cu, Al-0.65Mg-0.7Si, Al-0.7Mg-0.33Si / Естественное Неизвестна Mg/Si~\ пэм, 3D-АЗ, ИМ Кластеры образуются раньше ЗГП, отношение Mg/Si как у ЗГП и близко к составу сплава (балансн. -2:1, изб. 81-1:1) [8,50, 68, 70]

АА6061/ 70 °C 8 и 60 час Неизвестна Mg/Si~ 0.7-1 дек, ИМ Си в кластерах не содержится [38]

АА6061/ Естественное Неизвестна Время жизни позитр онов, дек, пэм Образуются вакансионно-примесные кластеры, которые полностью растворяются при высоких температу-рах и подавляют зарождение ЗГП [69]

ЗГП АА6061/ 175 °C 10 мин Неизвестна Mg/Si = 1.1 дек, им Сферические, полностью когерентные частицы [38]

Al-0.65Mg-0.7Si, Al-0.7Mg-0.33Si / 70 °C 16 час, 175 °C 30 мин Неизвестна Mg/Si~ 1 ПЭМ; 1D-, 3D-A3 Размер ~ 2 нм, содержит 10 ат.% Mg 10 ат.% Бц в балансном сплаве - 14 ат.% Mg 7 ат.% 81 [50]

Al-0.61Mg-1.22Si-0.39Cu/ 175 °C 30 мин Неизвестна 1 ПЭМ, 3D-A3 Сферические частицы, содержат 7.5 ат.% Mg 8.5 ат.%) 81, не содержат Си [8, 68]

АА6082/ 100 °C 8, 17 дней; 150 °C 4, 11 час Моноклин-ная Mg/Si = 0M ПЭМ, HV Когерентные элипсоиды, содержат много А1 и вакансий,которые постепенно замещаются Mg и 81, названы рге- /?" [47, 85]

Al-1.6%Mg2Si/ 343 K, 423 К Кубическая Мя : 5/ = 1:1 а = 0.405 нм ПЭМ Слоистая структура ЗГП шириной 2.5 нм в направлении [100] по плоскости решетки А1 (200) [37, 40, 41]

АА6061/ 177 °C 10, 20, 30 мин Неизвестна Время жизни позитр онов, дек, ПЭМ Полностью когерентные частицы, содержащие значительное число вакансий. Сохраняются до 15 часов при 177 °С [69]

Р" АА6063/ 190 °С Моноклинная ПЭМ [32]

а=Ь = 0.612 нм, с = 4.15 нм, /? = 91°

АА6061/ 175 °С ОЦК Моно- ДСК, Игольчатые частицы, [38]

4 час клинная ИМ, вытянутые вдоль

а = 1.534 нм, ПЭМ <100>л/.

Ъ = 0.405 нм,

с = 0.683 нм,

/7 = 106°

Mg/Si = 1.1

АА6111/ 180 °С Моноклинная ПЭМ Игольчатые частицы, [48]

0.5, 11, 240 час Mg/Si = 1 вытянутые вдоль

после <юо>„

естественного

АА6082/ 185 ОЦК Моно- ПЭМ Игольчатые частицы, [46]

°С 5 час клинная С2/ш а = 1.516 нм, вытянутые вдоль < 100 > м . Структура фазы

Ь = 0.405 нм, с = 0.674 нм, полностью определена. А^/Я = 0.84

/7 = 105.3°

АА6022/ пик Моноклинная ПЭМ, Игольчатые частицы, [49]

ДСК при 240 ДСК вытянутые вдоль

°С (скорость <100>л/

нагрева 10 °С/мин)

Al-0.65Mg- Mg/Si~ 1 ПЭМ, Игольчатые частицы, [8, 50,

0.7Si, Al- 3D-A3 вытянутые вдоль 68,

0.7Mg-0.33Si, Al-0.61Mg- 1.22Si-0.39Cu/ <100 >А1, содержат 23 ат.% Mg 21 ат.% 81 в сплаве без Си. В сплаве с Си плотность и размеры частиц не зависят от предварительного естественного старения, состав - 14 ат.% Mg 14 ат.% 4 ат.% Си 70]

175 °C 10 час

По данным [41] Проведена реконструкция [57]

фазы, определен модуль

Юнга Ер* =65 ГПа, и

энергия на атом 0.048 эВ

р Al-lMg2Si-0.4Si/ 523 К 12 ксек Гексогональ-ная а = 0.71 нм, с = 0.405 нм, Mg/Si = \M ПЭМ Дискообразная фаза размерами ~ мкм [42, 44]

АА6061/ 185 °С 600 час Гексогональ-ная Р62т а = 0.71 нм, с = 0.405 нм, Mg/Si = 1.39 ПЭМ В фазе — < 0.04 . Si Структура фазы полностью определена. [52]

U1 А1-1М&8ь 0.481/523 К 12 ксек Гексогональ-ная Р62т а = 0.405 нм, с = 0.674 нм, ПЭМ Al: Mg : Si = 4:1:5 , назвали фазу тип A (type-А) [33, 42]

Al-0.9Mg-0.9Si / 350 °С 0.25, 1, 3, 7, 29 час Гексогональ-ная а = 0.405 нм, с = 0.67 нм, ПЭМ, эл. дифра кция, AV AT Полукогерентная фаза (221)^1(100),,; (110)^1(001),,; (200)^1(100),,; (011),, 4-5° (010),, [51]

АА6082 Гексогональная Р3т1 а = 0.405 нм, с = 0.674 нм, Mg/Si = 0.5 Диски диаметром 50 нм и длиной 50-500 нм. (001)ш|(310)„ Al: Mg: Si = 2:1:2 [57]

U2 АЫМ&Бь 0.481/ 523 К 12 ксек Орторомбическ ая <7 = 0.683 нм, Ъ = 0.794 нм, с = 0.405 нм, Al: Mg : Si = 4:2:5 ПЭМ назвали фазу тип В (type-B) [42, 43]

АА6082 Орторомбическ ая Pnma а = 0.675 нм, Ъ = 0.405 нм, с = 0.794 нм, Mg/Si = 1 (100)^1(310),, Al:Mg:Si = 4:4:4 [57]

В' АА6061/ Пик ДСК 320 °С при скорости нагрева 5 °С/мин Гексогональная а = 1.05 нм, с = 0.405 нм, Mg/Si = 1.15 ПЭМ Содержит меньше Mg, чем /?' -фаза [38]

АИМ^-0.481/ 523 К 12 ксек Гексогональная а = 1.04 нм, с = 0.405 нм ПЭМ Al:Mg\Si = 4:l:5, назвали фазу тип С (type-C) [43]

Al-0.68Mg-0.8981/ 300 °С 4 мин, 2, 7.5, 87, 123 час Гексогональная а = 1.04 нм, с = 0.405 нм ПЭМ, эл. дифра кция, AV AT Полукогерентная фаза (001)^,1(001)^; (100)„|(120)/;, или (100),,1(310)^, [51]

Q АА6022/ Пик ДСК310°С при скорости нагрева 10 "С/мин Гексогональ-ная а = 1.03 нм, с = 0.405 нм пэм, дек [100]л|[0001]е., (020)Л(2130)е, [58, 59, 60]

АА6111/ 180 °С 1,7,24, 120 час Неизвестна пэм, ДСК, ик Иглообразные частицы, вытянутые вдоль <100>,/ [55]

Al-lMg2Si-0.5Cu / 523 К до пика прочности Гексогональ-ная а —1.04 нм, с = 0.405 нм пэм Структура как у В' фазы, но содержит Си. [001],,¡[0001]^ [130],;||[1210]е, [61]

QP Al-4Cu-lMg-Si, АА6061 Гексогональ-ная Р62т а = 0.393 нм, с = 0.405 нм, пэм Аналог /?"-фазы, содержит Си. [52, 62]

QC АА6061/ 185 °С 600 час Гексогональ-ная Р62т а = 0.67 нм, с = 0.405 нм, Mg/Si = 1.36 пэм ^^ < 0.36 . Структура фазы полностью определена. [52]

Q Al-4Cu-lMg-Si, АА6061 Гексогональ-ная Р6 а = 1.035 нм, с = 0.405 нм, Mg/Si = 1.14 пэм Равновестная фаза. Одиночные кристаллы А14Си2Мя8817 [52, 62]

АА6111 /180 °С 240 час Гексогональ-ная а = 1.04 нм, с = 0.405 нм, Mg/Si = 1.1 пэм Фаза содержит 32%Mg 31 21 %С'и 20%А1 [48]

Ô* АА6016/180 °С 240 час Гексогональ-ная Mg /Si = 1.35 пэм Структура как у 0 -фазы, но не содержит Си [8]

P Al-Mg-Si гцк а = 0.64 нм, Mg/Si = 2 Ренг. анализ структура типа Са2Р [3]

Al-0.63Mg-0.37SÎ / 623 К 1800 сек; 673 К 3600 сек ГЦК а = 0.635 нм, Mg/Si = 2 пэм, эл. спек- пия Диски, структура типа Са2Р, 12 атомов в ячейке [42, 45]