Введение

Для современных тенденций характерно заметное повышение интереса к магниевым сплавам в связи с их использованием в таких областях промышленности, как аэрокосмическая сфера, электроника, автомобилестроение и медицина. В настоящее время уже разработан обширный комплекс систем легирования магниевых сплавов – наиболее перспективными являются те, в которых в качестве легирующих компонентов используются редкоземельные металлы (РЗМ) и литий. В работе [1] продемонстрирована эффективность расчетно-эмпирических методов оценки анизотропии магниевых сплавов при прогнозировании работоспособности изделий из данного класса сплавов, обладающих существенной анизотропией механических свойств. Многочисленные результаты исследований магниевых сплавов показали, что механические свойства практически невозможно интерпретировать количественно и, как следствие, прогнозировать их без информации о текстуре и задействованных механизмах деформации. Легирование может менять как  тип и остроту текстуры, так и превалирующий механизм деформации, что дополнительно затрудняет поиск надежной корреляции между легированием магниевых сплавов, текстурой и анизотропией свойств. В связи с этим актуальным является исследование закономерностей влияния различных легирующих элементов на механизм деформации и анизотропию механических свойств.

Механизм деформации и анизотропия

механических свойств магниевых сплавов

Ограниченная пластичность магниевых сплавов представляет серьезную проблему и препятствует практическому применению этих материалов. Это ограничение напрямую ведет к высоким производственным затратам и низкой производительности. Например, для классических магниевых сплавов экструзия, как правило, проходит медленнее, чем для алюминиевых сплавов, вследствие того, что температурный интервал, в котором материал пригоден для обработки, но еще не плавится, довольно узкий. В результате этого сортамент на производство листов из магниевых сплавов до сих пор ограничен горячекатаными листами. В отличие от стали или алюминия, которые можно обрабатывать в холодном состоянии, основные технологические процессы при деформации магния выполняют  при повышенных температурах – как правило, в интервале температур от 300 до 450 °C. С кристаллографической точки зрения магний отличается от алюминия или стали наличием гексагональной кристаллической решетки. При комнатных условиях в магнии реализуются только два основных механизма деформации: базисное скольжение (0001)  и двойникование   (рис. 1) [1, 2].

Рис. 1. Механизмы деформации (а) и соотношение между критическими приведенными напряжениями сдвига (τ) систем сдвига (б) в магниевых сплавах (дв – двойникование)

В плоскости (0001) имеется три различных направления , поэтому кристаллическая ячейка магния может иметь только две независимые системы скольжения и три геометрические. Все остальные системы скольжения, такие как призматическое   или пирамидальное  , имеют такое же скольжение по плоскости <a>, однако для их активации требуются более высокие, по сравнению с базисными, величины критического приведенного напряжения сдвига (КПНС). Вследствие этого у этих сплавов низкая технологичность при комнатной температуре, и в то же время у них отсутствуют деформации вне базисной плоскости.

Типичный лист, полученный по промышленной технологии, из магниевого сплава характеризуется сильно выраженной базисной текстурой с превалирующей ориентацией зерен в базисной плоскости, параллельной плоскости листа. При нагружении в направлениях, параллельных или перпендикулярных плоскости листа, базисная, призматическая и пирамидальная сдвиговые системы скольжения не способны реализовать какую-либо деформацию, поскольку все они имеют направление скольжения, параллельное базисной плоскости, и результирующая деформация сдвига для всех систем скольжения равна нулю. Для таких случаев требуются векторы скольжения с компонентой вне базисной плоскости. Это можно компенсировать скольжением по пирамидальной плоскости  в направлении , которое называется пирамидальным <c+a>-скольжением. Эта система скольжения одновременно включает пять независимых систем скольжения, удовлетворяя критерию фон Мизеса для произвольного изменения формы.

С другой стороны, такая система имеет существенно больший вектор скольжения по сравнению со скольжением в направлении плотной упаковки, следовательно, существенно более высокую величину КПНС. Пирамидальное скольжение <c+a> в магнии обычно требует значительно бо́льших энергий – в основном термической активации, т. е. высоких температур.

Помимо <c+a>-скольжения, компонента сдвига, параллельная оси c может обеспечить механическое двойникование на пирамидальных плоскостях   . Превалирующей системой двойникования в магнии является . Эта система двойникования возникает при растяжении вдоль оси с, и, следовательно, для случая прокатки листов с выраженной текстурой этот тип двойникования, очевидно, задействовать невозможно. Однако при сжатии двойникование  создает благоприятную деформацию сжатия вдоль оси c, и поскольку для данной системы значения КПНС достаточно высокие, призматическое <с+а>-скольжение также активируется.

В работе [3] исследована текстурная зависимость напряжений течения с кристаллографическими механизмами деформации сжатием чистого магния и сплавов составов*: Mg–0,5Th и Mg–4Li. Проведено исследование анизотропии текучести монокристаллов и текстурированных поликристаллов различной ориентации на одноосное растяжение и сжатие, а также на сжатие в условиях однокомпонентной плоской деформации, когда растяжение в плоскости сжатия реализуется в одном направлении за счет стеснения деформации в плоскости  остальных направлений. Установлено, что сжатие вдоль плоскостей  и  с растяжением вдоль оси [0001] осуществляется -двойникованием, которое исчерпывается при достижении пороговой деформации ~6 %. При этом кристалл с ориентировкойпосле переориентировки по системе двойникования  благоприятен для активации базисного скольжения, поэтому деформировался при базисном скольжении при более низких напряжениях течения по сравнению с кристаллом с ориентировкой , переориентированным тем же двойникованием, так как он уже не благоприятен для активации базисного скольжения и вынужден деформироваться -двойникованием. Заметим, что для монокристаллов при сжатии в направлении [0001] деформация реализуется базисным скольжением вследствие крайне малых значений КПНС и, как следствие, отклонение от идеальной ориентировки в пределах 0,5 градуса делает его предпочтительным по сравнению с -двойникованием. При этом из-за небольшой величины фактора Шмида напряжения течения для этой ориентировки максимальны.

* Здесь и далее – в % (по массе).

Двойникование имеет важное значение при деформации магниевых сплавов и помогает выполнению условия Мизеса, которое для обеспечения однородной деформации требует наличия пяти независимых систем сдвига. Изучению данного процесса посвящены многие научные работы, в которых рассматриваются особенности двойникования в магниевых сплавах [4–11]. В работе [6] методом дифракции обратноотраженных электронов (EBSD) исследовали особенности  -двойникования при испытании листа толщиной 50 мм из сплава AZ31 на растяжение и сжатие вдоль направлений нормали (НН) и прокатки (НП) (табл. 1).

Таблица 1

Влияние направления испытания на свойства

при растяжении и сжатии листов из сплава AZ31 [6]

Эволюция морфологии двойников показана на рис. 2. При сжатии в направлении НП бо́льшая часть двойников образуется на ранней стадии деформации (<2 %), причем они ориентированы почти параллельно друг другу (рис. 2, а). Далее доминирует их рост до 6 % (рис. 2, б), а затем коалесценция растущих двойников, в результате чего микроструктура уже при 8 % деформации не содержит характерных следов двойникования (рис. 2, в). При растяжении в направлении НН (рис. 2, г–е) морфология двойников более сложная – они имеют разные ориентации и пересечения. Кроме того, процесс зарождения двойников продолжается до поздних стадий деформации (рис. 2, г, д), а более существенные изменения текстуры при растяжении в направлении НН инициируются при бо́льших деформациях по сравнению со сжатием в направлении НП (рис. 2, д).

Рис. 2. Микрофотографии и полюсные фигуры рефлекса (0002) образцов, вырезанных из
листа с базисной текстурой, испытанных на сжатие в направлении прокатки (НП) при деформации 2 (а), 4 (б) и 8 % (в), а также при растяжении в направлении нормали (НН) на 2 (г), 4 (д)
и 8 % (е)  (ПН – поперечное направление); сдвойникованные области показаны белым (а–в)
и черным цветом (г–е) [6]

В работе [11] для идентификации возникающих механизмов деформации анализировали изменение текстуры образцов при деформации сжатия в осевом направлении прутков на 2–8 % (рис. 3).

Рис. 3. Изменение полюсной плотности рефлексов при испытании на сжатие образцов из сплава МА5: γ – угол между осью с и нормалью к рефлексу (hkl); двойникование + скольжение – «новые» зерна, образованные в результате двойникования и скольжения [11]

Как при холодной обработке листового проката, так и при холодной экструзии магниевых сплавов сталкиваются с аналогичными трудностями. Во время обработки экструзией базисные плоскости деформируемого материала обычно выстраиваются параллельно осевому направлению, образуя прочную аксиальную текстуру . Последующее нагружение при сжатии вдоль осевого направления эквивалентно деформации растяжения, осуществляемой параллельно оси c кристаллов, – таким образом активируется растягивающее -двойникование. Это двойникование при растяжении вызывает изменение ориентации на 86,3 градуса поворотом относительно оси , в результате чего базисные плоскости сдвойникованных зерен поворачиваются на 86,3 градуса от их исходной ориентации, так что их оси c точно совпадают с направлением сжатия. Эта микроструктурная эволюция обычно происходит при пластической деформации до порогового значения в 6 % и вызывает значительное и неблагоприятное изменение текстуры.

Исходя из расчетов, дальнейшая деформация не может компенсироваться по причине отсутствия других свободных механизмов деформации по оси c. Этот факт существенно ограничивает пластичность при экструзии магния при сжатии в осевом направлении. Для обратного случая растягивающего нагружения в осевом направлении ось c кристаллов будет испытывать сжатие, которое, однако, вызывает лишь незначительное участие сжимающего двойникования типа  и, как следствие, не может изменить общую исходную текстуру, в которой ориентировки большинства зерен благоприятны для призматического скольжения. Следует заметить, что величина КПНС для призматического скольжения достаточно высокая в сравнении с базисным скольжением, что также негативно сказывается на возможности его активации. Все это ведет к серьезному ограничению пластичности.

Влияние легирующих компонентов

Для магниевых сплавов влияние РЗМ на структуру и свойства исследовано в работах [12–19]. Редкоземельные металлы принято разделять на тяжелые (Y, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb и Lu) и легкие (La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu и Sc) элементы. Преимущество использования РЗМ при легировании магниевых сплавов заключается в том, что они, так же как и магний, обладают гексагональной плотноупакованной (ГПУ) решеткой. Однако атомный радиус легких РЗМ (исключая Sc и Eu) больше радиуса атома Mg в среднем на 13–18 % (рис. 4, а), в связи с этим их растворимость в магнии весьма ограничена и их интерметаллиды работают по принципу дисперсионного упрочнения. Атомные радиусы тяжелых РЗМ (кроме Yb) из-за эффекта, называемого «лантаноидное сжатие», превышают радиус атома Mg не более чем на 9–12 %, вследствие этого их растворимость в магнии существенна и они действуют одновременно на принципах твердорастворного и дисперсионного упрочнения. Помимо этого, легирование РЗМ достаточно эффективно снижает анизотропию механических свойств – они могут одновременно менять как превалирующую текстуру, так и механизм деформации. Обычно легирование в пределах растворимости меняет механизм деформации, но никак не затрагивает текстуру материала. Наличие интерметаллидных фаз не изменяет тип текстуры, но может снижать ее интенсивность вплоть до бестекстурного состояния.

Другой прогрессивный метод – это легирование литием. В данном случае не только предельно снижается плотность получаемого сплава, но также повышается его пластичность за счет следующих факторов: образование высокопластичной объемноцентрированной кубической (ОЦК) фазы на основе кристаллической решетки лития, а также эффект пластифицирующего воздействия на магниевую ГПУ-фазу вследствие повышения сил межатомной связи вдоль оси с. Об этом свидетельствует уменьшение отношения осей кристаллической решетки с/а: от 1,624 для чистого магния до 1,607 для сплава с содержанием 17 % (атомн.) лития. Это инициирует повышение активности небазисных систем сдвига, в частности призматического скольжения.

На рис. 4, б приведены участки диаграмм состояния, показывающие величину растворимости РЗМ в системах Mg–РЗМ [12]. Как видно из диаграмм, в случае легких РЗМ их растворимость при комнатной температуре пренебрежимо мала, а при повышенных температурах она незначительно повышается. Введение РЗМ способствует созданию большого количества интерметаллидных соединений с магнием, отличающихся широким разнообразием стехиометрии, морфологией и типами кристаллической решетки.

Легирование легкими РЗМ позволяет реализовывать упрочняющую термообработку благодаря механизму дисперсионного упрочнения в пересыщенном твердом растворе. В свою очередь легирование элементами из группы тяжелых РЗМ, которые имеют значительную растворимость в магнии (рис. 4, б), дает комбинированный эффект за счет упрочнения твердого раствора и дисперсионного упрочнения интерметаллидными частицами, которые они могут образовывать с магнием в соответствии с данными, приведенными на рис. 5.

В отечественных работах [19–28] изучены различные варианты упрочнения высокопрочного сплава ИМВ7-1 (Mg – основа; 5,0–6,5 % Y; 3,5–5,5 % Gd; 0,15–0,7 % Zr) как с помощью дополнительного легирования, так и путем холодной прокатки и интенсивной пластической деформации. Показано, что холодная прокатка с обжатием  ~9 %, проведенная перед старением, повышает величину предела текучести с 340 до 380 МПа [19]. Интенсивная пластическая деформация кручением под гидростатическим давлением приводит к дополнительному повышению значений предела текучести до 450 МПа. Исследование влияния дополнительного легирования Sm на прочностные характеристики сплавов системы Mg–Y–Gd–Zr [20, 21] показало заметный упрочняющий эффект от легирования Sm, а также возможность частичной замены им более дорогостоящих элементов, таких как Y и Gd. Данный вывод сделан на основании того, что значения пределов текучести сплавов составов Mg–3,19Y–5,25Gd–0,4Zr и Mg–1,9Y–3,68Gd–2,51Sm–0,37Zr сопоставимы, несмотря на то, что в последний сплав добавлено 2,5 % Sm вместо ~1,3 % Y и ~1,6 % Gd.

Рис. 4. Радиусы атомов редкоземельных металлов (а) и их растворимость в магнии (б)

Рис. 5. Стехиометрия и кристаллическая структура двойных интерметаллидных соединений магния с различными металлами (Ме)

Помимо обычного эффекта дисперсионного упрочнения, наличие интерметаллидных частиц эффективно снижает возможность формирования в магниевых полуфабрикатах сильной текстуры. Как следствие, уменьшается влияние критерия, снижающего технологичность и создающего проблемы при прогнозировании свойств с обусловленной текстурой анизотропией. В работе [29] рассмотрены особенности текстурообразования для ряда промышленных сплавов с РЗМ (МА8, МА12 и МА20), а также классического промышленного сплава системы Mg–Al–Zn при прокатке с последующим отжигом. Результаты этих исследований, проводимых на листах, представлены в виде зависимости базисной текстуры от толщины листа (рис. 6) и показывают, что полюсная плотность, соответствующая базису, уменьшается с увеличением толщины листа. Это объясняется тем, что снижается суммарная степень деформации по всему объему. Однако базисная фракция для классического промышленного сплава МА2-1 существенно выше, чем для перспективных сплавов системы легирования Mg–РЗМ.

На образцах из листов толщиной 1 мм из сплавов систем Mg–Al–Zn–Mn иMg–Nd–Zr в целях подтверждения влияния дисперсных интерметаллидных частиц на основе РЗМ на эффект растекстурирования холоднокатаных листов, проведены сравнительные исследования текстуры при прокатке и отжиге. На рис. 7 показаны гистограммы значений полюсной плотности базиса (Р_баз) для данных сплавов после прокатки, а также после прокатки и отжига при режиме 500 °С в течение 1 ч.

Рис. 6. Влияние редкоземельных металлов на текстуру листов из сплавов магния [29]	Рис. 7. Полюсная плотность базиса для катаных листовых полуфабрикатов толщиной 1 мм из сплавов с редкоземельным металлом системы Mg–Nd–Zr и без него системы Mg–Al–Zn–Mn [29]

Один из способов улучшить пластичность магния в холодном состоянии – модифицировать его гексагональную кристаллическую решетку, либо уменьшив его осевое отношение c/a, либо полностью превращая его в структуру с кубической решеткой – например, с ОЦК-решеткой. Наиболее рационально в данном случае провести легирование сплава литием, что дополнительно снижает плотность и без того легкого магния. С увеличением концентрации лития в твердом растворе соотношение c/a уменьшается с 1,624 (для чистого Mg) до 1,607 (для сплава состава Mg–17 % (атомн.) Li, что близко к пределу растворимости лития в магнии) – рис. 8. При концентрации в диапазоне от 17 до 30 % (атомн.) Li сплавы системы Mg–Li представляют собой двухфазную структуру, представленную фазами α-Mg (ГПУ) и β-Li (ОЦК). Однофазная структура с высокой пластичностью существует при содержании Li более 30 % (атомн.). Несмотря на то что ОЦК-сплавы системы Mg–Li не имеют проблем с пластичностью, эти сплавы обладают рядом существенных недостатков, а именно – высокими затратами на производство, низкой коррозионной стойкостью, а иногда и низкотемпературной нестабильностью.

В работе [30] показано, что для сплавов системы Mg–Li–Zn только при содержании лития не менее 9 % можно получить высокую штампуемость. Практически невозможно объяснить особенности формирования механических свойств магниевых сплавов без знания о механизме деформации и текстуре [31]. Хорошим примером этого служат работы [32, 33], в которых проведен анализ абсолютных значений прочностных свойств и их анизотропии на примере сплава AZ31 при дополнительном его легировании 1–5 % Li. Предел прочности (табл. 2 и 3) в направлении прокатки больше, чем в перпендикулярном направлении, в 1,1 раза, а предел текучести – в 2,5 раза. При введении в состав 3 % Li разница в пределах прочности полностью нивелируется, при 5 % ‒ становится даже меньше единицы (0,95), а для предела текучести снижается вплоть до 1,4 раза.

Рис. 8. Двойная диаграмма сплава системы Mg–Li (a) и влияние лития на плотность двойных сплавов (б)

При этом абсолютная величина предела прочности в перпендикулярном направлении увеличивается, а в направлении прокатки снижается с увеличением содержания лития, в то время как предел текучести в перпендикулярном направлении и под углом 45 градусов возрастает с увеличением концентрации лития. В случае, когда к испытаниям на растяжение добавляется анализ испытаний, проведенных на сжатие, результаты еще более неординарные. В листах данного сплава преобладает призматическая текстура, которая характеризуется максимальной прочностью с легким базисным скольжением и более остро выражена в направлении прокатки по сравнению с перпендикулярным направлением. Как следствие, для реализации базисного скольжения существует достаточно много ориентировок с высоким фактором Шмида. Этим обусловлены высокие значения предела текучести. Однако следует отметить, что при этом исчерпание зерен с такими ориентировками приводит к повышению значений предела прочности в этом направлении. При растяжении в направлении прокатки, по мере увеличения степени деформации, зерна призматической ориентировки в результате двойникования переориентируются благоприятно для базисного скольжения и, как следствие, значения предела прочности выравниваются. При легировании литием соотношение между КПНС для базисного и призматического скольжения изменяется. Это косвенно подтверждается снижением осевого отношения (табл. 3) с 1,624 (для сплава AZ31) до 1,608 (для сплава с 5 % Li), что приближает значение этого отношения к значению для титана (1,594) и является прямым следствием увеличения сил связи в направлении по оси с по отношению к направлениям в плоскости базиса и должно сопровождаться повышением напряжений сдвига для базисного скольжения по отношению к призматическому. Это в большей степени заметно по увеличению значений предела текучести и в меньшей степени ‒ по пределу прочности в перпендикулярном направлении для сплавов с литием.

Важная особенность магниевых сплавов проявляется при сжатии. В данных сплавах «легкое растягивающее» -двойникование действует только при растяжении по оси с и сжатии в плоскости базиса. В остальных направлениях действует «сжимающее» -двойникование или <c+a>-скольжение с более высокими КПНС. Эта особенность свойственна большей части ГПУ-сплавов, однако она особенно существенна именно для магния, поскольку для призматической текстуры в перпендикулярном направлении и направлении прокатки листа для базисного скольжения факторы Шмида нулевые, в то время как для призматического скольжения они максимальны. Отметим, что текстуры прутков и листов всех ГПУ-металлов отличаются незначительно, так как в направлении растяжения выстраиваются направления сдвига, которые одинаковы для всех плотноупакованных систем скольжения.

Таблица 2

Свойства при растяжении экструдированных сплавов

в различных направлениях* по отношению к оси растяжения

Таблица 3

Периоды решетки Mg твердого раствора

В работах [34, 35] найдена еще одна причина пластифицирования литием магниевых сплавов при исследовании формирования фазового состава и текстуры сплавов МА21 и МА18. Компоненты текстуры ОЦК-фазы на основе лития для обоих сплавов соответствуют текстуре прокатки ОЦК для металлов и сплавов. Кристаллографический анализ показал, что текстура этой фазы соответствует компонентам фазового превращения по вектору Бюргерса: {110}_β||(0001)_α и <111>_b||<11¯20>_а .

Следует также отметить, что при прокатке этих сплавов наблюдается существенное различие во вкладе ОЦК- и ГПУ-фаз в процессе течения пластической деформации.

По-видимому, более высокая технологичность сплава МА18 по сравнению со сплавом МА21 связана с так называемым TRIP-эффектом (transformationinducedplasticity).

Прочностные свойства двойных сплавов системы Mg–Li значительно уступают свойствам остальных магниевых сплавов, однако дополнительное легирование упрочняющими добавками (Al, Zn, РЗМ) позволяет достигнуть у этих сплавов достаточно высоких удельных прочностных характеристик [36–43].

Заключения

Введение РЗМ в магниевые сплавы приводит к образованию интерметаллидов, что повышает прочность сплавов и снижает анизотропию механических свойств.

Дисперсные интерметаллидные фазы способствуют растекстурированию магниевых сплавов в холоднокатаных листах.

Легирование литием изменяет соотношение КПНС для базисного и призматического скольжения и проявляется превалирование призматического скольжения. Введение лития в достаточной концентрации приводит к образованию фазы твердого раствора на основе ОЦК кристаллической решетки лития, что существенно снижает общую анизотропию механических свойств вследствие относительной изотропности данной фазы. Эта фаза также является основной при введении более 7–9 % (по массе) лития.

* Часть 1 – см. «Труды ВИАМ», № 10 (104), 2021.