РАСПЛАВЫ
2 • 2015
УДК 669-157.84
© 2015 г. С. Г. Купцов, А. В. Еланцев, Е. А. Никоненко1
ИЗУЧЕНИЕ ВЛИЯНИЯ ГЕТЕРОГЕНИЗИРУЮЩЕГО ОТЖИГА НА СТРУКТУРУ И ТВЕРДОСТЬ ВЫСОКОПРОЧНОГО АЛЮМИНИЕВОГО СПЛАВА 01979, ПОЛУЧЕННОГО ПО ГРАНУЛЬНОЙ ТЕХНОЛОГИИ ИЗ РАСПЛАВА
Представлены результаты по изучению фазового состава высокопрочного алюминиевого сплава 01979, полученного по гранульной технологии. Методами растровой микроскопии и рентгеноспектрального анализа определены фазы А1Си4, Л1Сг2, и М^п2 и межплоскостные расстояния их кристаллических решеток.
Ключевые слова: Высокопрочный алюминиевый сплав, гетерогенизирующий отжиг, рентгеноспектральный анализ, дисперсные интерметаллиды.
В последнее десятилетие одним из важных направлений развития науки и техники является создание новых конструкционных материалов, обладающих особыми физическими и механическими свойствами. Не последнее место в исследовательских работах, посвященных данной тематике, занимают металлы, имеющие нано- или ультро-дисперсную структуру.
Интерес к наноматериалам, как к материалам XXI века обусловлен возможностью значительной модификации и даже принципиального изменения свойств, при переходе в ультродисперсное состояние. Как свидетельствуют теоретические оценки, с точки зрения механического поведения, формирование наноструктур в различных металлах и сплавах может привести к высокопрочному состоянию в соответствии с соотношением Холла—Петча. Особый интерес представляет реализация этих возможностей для объемных наноструктурных материалов. Тем более, что имеющиеся литературе сведения о ультродисперсных материалах позволяет заключить, что в целом уровень теоретического понимания и объяснения строения и свойств, изолированных наночастиц заметно выше по сравнению с компактными нанокристаллическими материалами.
Цель нашей исследовательской работы — изучение структуры и твердости компактного высокопрочного алюминиевого сплава 01979, полученного путем закалки из расплава.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
В качестве материала исследования использовали полуфабрикаты из опытного гранулированного алюминиевого сплава 01 979 системы А1—/п—М§—Си (в виде прутков 012 мм). Приводим химический состав сплава (ат. %):
7п М8 Си Мп Со Сг 7г Бе 81
9.0 3.0 1.5 0.5 0.5 0.5 0.5 <0.1 <0.1
Исследования структуры методами растровой электронной микроскопии проводились на микроскопах Philips SEM 535 и Jeol JSM6490LV Исходные образцы, подготовленные для металлографических исследований, подвергались дополнительному травле-
1eanik1113@mail.ru.
• - •
_ к • .
о н в и с н те
н И
1000 800 600 400 200
5 мкм
«ЙЙЖЯС
ж
г> >.'
Co
Al ГТ-Ч.Т.А. гУ n ' Vr-w.l. 1,. I ■■ f.^ "». . .' в
" Zn CoMg Л OyvAW Zr -Si,- Cr Mn Fe Co Cu Co Co Zn Zn
0 2 4 6 8 10
Энергия, кэВ
Рис. 1. Результаты растровой электронной микроскопии сплава 01979 в режиме отраженных электронов. Микроструктура сплава: а — в исходном состоянии; б — рентгеновском излучении; в — спектр рентгеновского излучения.
а
нию. После получения растровой микрофотографии на микроскопе Jeol JSM6490LV, проводилось инвертирование фотографий с целью получения картины похожей на фотографию с оптического микроскопа.
Микрорентгеноспектральный анализ выполняли на растровом электронном микроскопе Philips SEM 535 с помощью приставки Genesis 2000. Параметры съемки выбирались таким образом, чтобы область генерации характеристического рентгеновского излучения не превышала 0.5 мкм. В данном случае параметры были следующими: ускоряющее напряжение U = 20 кВ, диаметр зонда 100 нм, ток зонда 45 мкА. Количественный анализ осуществляли по Ка-линии.
Микродюрометрические измерения проводили с помощью приставки к микроскопу "Neophot-21" при нагрузке 100 г.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЯ
Исходная структура. Микроструктура сплава 01979 в исходном состоянии была подробно изучена с помощью растрового электронного микроскопа (РЭМ) в режиме отраженных электронов с малыми потерями. Результаты испытаний представлены на рис. 1а. Анализ полученных данных показал, что в структуре сплава присутствуют довольно крупные образования, размер которых составляет «2 мкм. Для уточнения природы этих частиц был проведен рентгеноспектральный анализ. На рис. 1б приведено
Таблица 1
Химический состав сплава 01979 в точке 1 (рис. 1«), мас. % и ат. %
Элемент Массовые % Атомные % Элемент Массовые % Атомные %
М8 2.08 2.57 Со 10.35 5.27
81 0.01 0.01 Си 1.26 0.60
А1 79.59 88.44 7п 5.49 2.52
Сг 0.39 0.22 7г 0.28 0.09
Мп 0.01 0.01 Бе 0.54 0.29
изображение в рентгеновском излучении при сканировании по поверхности образца, полученное в РЭМ с помощью спектрометра с дисперсией по энергии. Участки с высокой концентрацией кобальта соответствуют положению крупных частиц на рис. 1а. Анализ спектра рентгеновского излучения, полученного при сканировании по длинам волн (рис. 1в), также убедительно свидетельствует о наличии Со в этих соединениях. В табл. 1 представлены результаты изучения химического состава в точке 1 (рис. 1а).
На основании полученных и литературных данных [1, 2] можно сделать вывод, что частицы, содержащие Со, образовались еще при кристаллизации из расплава и являются соединением А19Со2. Данная фаза практически нерастворима в твердом растворе алюминия даже при аномально высоких скоростях охлаждения.
Кроме того, с помощью РЭМ в структуре сплава были обнаружены довольно обширные области, отличающиеся от основной матрицы более темным цветом и похожие на пустоты (рис. 2а). Результаты химического анализа в точках 2а и 2Ь (рис. 2б), представленные в таблице 2. показали, что эти области обеднены цирконием и кобальтом.
Анализ тонкой структуры сплава 01979 показал, что средний размер зерна составляет 15—20 мкм. Для структуры внутри зерна характерно присутствие незначительного количества дисперсных частиц первичных интерметаллидов. Согласно работам [2, 4, 5] их образование происходит во время сушки и дегазации гранул. Такие инерметаллид-ные соединения в научной литературе часто называют либо "первичные интерметал-лиды переходных металлов", либо "дисперсоиды". Использование термина "диспер-соиды" оправдано, так как оно позволяет отличить интерметаллиды, полученные при
Рис. 2. Исходная микроструктура сплава 01979.
Таблица 2
Химический состав сплава 01979 (рис. 2б точки 2а и 2Ь)
Элемент Массовые % Атомные % Массовые % Атомные %
т. 2а т. 2а т. 2Ь т. 2Ь
М8 2.20 2.63 1.92 2.27
81 0.03 0.03 0.01 0.01
А1 85.36 91.79 87.42 93.02
Сг 0.62 0.34 0.08 0.04
Мп 0.03 0.01 - -
Со 0.79 0.39 0.42 0.21
Си 1.51 0.69 1.34 0.60
7п 8.89 3.94 8.61 3.78
7г 0.52 0.16 0.13 0.04
Бе 0.12 0.06 0.08 0.04
Всего: 100 100 100 100
распаде аномально пересыщенного твердого раствора от интерметаллидных соединений основных легирующих элементов системы (/п и М^), которые выделяются из пересыщенного относительно этих элементов твердого раствора. Первичные алюмини-ды могут играть важную роль в ускорении процесса старения. При этом известно, что устойчивость твердого раствора снижается тем эффективнее, чем мельче дисперсные частицы.
Гетерогенизирующий отжиг. В работах [2, 5] приведены сведения о том, что гранулированный сплав 01979 перед компактированием подвергается сушке и дегазации при температуре 400°С в течение 10 ч. Согласно нашим исследованиям данные условия не обеспечивают максимального выделения первичных интерметаллидов переходных металлов. Результаты, подтверждающие высказанное предположение, представлены на рис. 3. Из рис. 3 следует, что для дальнейшего выделения "дисперсоидов" переход-
Рис. 3. Изменение микротвердости во время сушки, дегазации и гетерогенизирующего отжига.
Таблица 3
Результаты рентгеноструктурного фазового анализа (РСФА) сплава 01979 после гетерогенизирующего отжига
Углы 29 d (Â) Углы 29 d (Â) Углы 29 d (Â) Углы 29 d (Â)
для MgZn2 MgZn2 для Al3Zr Al3Zr для AlCU4 AlCu4 для AlCr2 AlCr2
19.572 4.50578 20.542 4.34073 25.016 2.558 42.776 2.123
20.721 4.28017 22.723 3.90885 42.958 2.088 42.966 2.079
22.173 4.04036 34.242 2.58994 45.648 1.980 61.459 1.499
37.187 2.41781 45.235 2.00102 66.572 1.401 78.677 1.217
39.746 2.25331 50.107 1.81332 74.110 1.279
40.361 2.22912 72.030 1.30417
41.174 2.18234 78.611 1.21298
46.885 1.94909
51.440 1.76914
ных элементов необходима дополнительная изотермическая выдержка в течение 10 ч, способствующая созданию гетерогенной структуры. Температура такого гетерогенизирующего отжига должна обеспечивать, с одной стороны, продолжение распада аномально пересыщенного твердого раствора, а с другой — препятствовать коагуляции уже выделившихся алюминидов. Наиболее приемлемой температурой, по-видимому, является температура 400°C, так как при этой температуре происходили сушка, дегазация и компактирование сплава. При таком гетерогенизирующем отжиге, и выделяется основная часть итерметаллидных соединений, о чем свидетельствуют результаты измерений микротвердости (рис. 3).
Упрочнение от этих частиц составляет АНУ = 0.5 ГПа. С учетом выдержки исходных гранул при сушке в течение 10 ч, суммарное время изотермической выдержки составило 20 ч.
На рис. 4 представлен фрагмент дифрактограммы исследуемого материала после ге-терогенезирующего отжига. Рентгеноструктурные исследования осуществляли с СиК"а-излучением с применением монохроматора и щелей Соллетера. Запись вели в интервале углов 16—86 град. Анализ полученных данных с помощью программного обеспечения JAED 6.5, использующего базу данных ПДФ 2, подтверждает наличие в структуре сплава 01979 интерметаллидных соединений Al3Zr.
Кроме того, представленные на рис. 4 штрихрентгенограммамы позволяют утверждать, что образцы сплава 01979 после гетерогенезирующего отжига содержат также фазы AlCu4, AlCr2, и основную упрочняющую фазу MgZn2. Результаты рентгеноструктурного фазового анализа (РСФА) представлены табл. 3.
40 50
Угол 20, град
Рис. 4. Фрагмент дифрактограммы сплава 01979.
ВЫВОДЫ
1. Изучено влияние дополнительного гетерогенизирующего отжига на фазовый состав и твердость высокопрочного алюминиевого сплава 01979.
2. Методом рентгеноструктурного анализа определены основные упрочняющие
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.