ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2004, том 98, № 1, с. 83-92
_ СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ
ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.7126:539.89:54-165
ПОВЫШЕНИЕ УРОВНЯ ЛЕГИРОВАННОСТИ АЛЮМИНИЕВОГО
ТВЕРДОГО РАСТВОРА ХРОМОМ
© 2004 г. И. Г. Бродова, Д. В. Башлыков, М. С. Никитин, И. Г. Ширинкина, Т. И. Яблонских
Институт физики металлов УрО РАН, 620219, Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
Поступила в редакцию 23.12.2003 г.
Металлографическим, рентгеноструктурным и электронно-микроскопическим методом изучены фазовый состав и структура быстрозакристаллизованного сплава А1-3.2% Сг, подвергнутого интенсивной пластической деформации кручением под высоким квазигидростатическом давлении. Определены оптимальные условия кристаллизации и деформации для формирования аномально-пересыщенного твердого раствора на основе алюминия. Установлено, что при деформации происходит частичное растворение алюминидов хрома и дополнительное легирование матрицы тугоплавким элементом.
ВВЕДЕНИЕ
Сплавы с перитектическими диаграммами состояний (А1-Т1, А1-2г и А1-Сг) широко используются на практике в качестве основы сложных по составу жаропрочных гранулируемых сплавов на алюминиевой основе. Основной задачей при разработке современных и перспективных технологий производства таких материалов, направленных на повышение их эксплуатационных характеристик, является создание условий для максимально возможного пересыщения алюминиевого твердого раствора тугоплавкими компонентами.
Среди наиболее распространенных методов, используемых для этих целей, в первую очередь можно указать высокоскоростную закалку расплава [1], затем температурно-временную обработку расплава [2], а также интенсивную пластическую деформацию (ИПД) [3]. Надо отметить, что эффективность применения последней резко возрастает при использовании всех трех обработок вместе. Такого рода эксперименты были проведены авторами ранее на А1-&-, А1-Ре-сплавах и показали принципиальную возможность повышения концентрации легирующих элементов в А1 матрице за счет деформационного растворения метастабильных алюминидов, образованных при быстрой закалке перегретого расплава [4-7]. Несомненно, продолжение подобных исследований на сплавах системы А1-Сг позволит расширить объем знаний по данной проблеме.
Целью настоящей работы является изучение закономерности структурных превращений в сплаве А1-3.2% Сг при его кристаллизации и последующей деформации сдвигом под давлением.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ЭКСПЕРИМЕНТА
В качестве объекта исследования использовался бинарный алюминиевый сплав, содержащий 3.2% Сг1. По равновесной диаграмме данный состав соответствует заперитектической композиции, в которой первично кристаллизующейся фазой являются алюминиды хрома. Вторая фаза представляет собой твердый раствор Сг в А1. Однако из-за низкой растворимости легирующего элемента в матрице (0.1% при 545 К) последнюю при комнатной температуре можно считать чистым алюминием. Для создания широкого спектра структур и фазового состава литой материал был получен тремя различными способами: в виде слитка, дисков и тонких волокон. Такое варьирование способов литья позволило менять скорость охлаждения расплава V от 102 до 105 К/с, а его перегрев над температурой ликвидуса АГ - от 100 до 450 К.
Слитки разливались в стальную изложницу, при этом параметры кристаллизации расплава были следующие: V < 102 К/с, АГ = 200 К. Диски диаметром 80 мм и толщиной 0.6 мм получены методом центробежного литья при двустороннем охлаждении. Согласно расчетам [8], при такой схеме быстрой закалки расплав охлаждался с V = 5 х 103-104 К/с, а перегрев изменялся от 370 до 120 К.
Волокна, толщиной 0.2 мм, отлиты на установке, в которой небольшие порции нагретого в электрической печи расплава подавались на вращающийся с большой скоростью массивный медный диск, а затем быстро с V = 105 К/с охлаждались до
1 Здесь и далее концентрации указаны в весовых процентах.
83
6*
Рис. 1. Микроструктура кокильной отливки (а) и волокон (б—г) в зависимости от условий кристаллизации: а - V = 102 К/с, АТ = 200 К; б - V = 105 К/с, АТ = 220 К, Т = Тл = 1320 К; в - V = 105 К/с, АТ = 420 К, Т = Тл = 1520 К; V = 105 К/с, АТ = 420 К, Т = 1520 К, Тл = 1320 К.
образования твердой фазы. Данная установка позволяла осуществлять предварительную тем-пературно-временную обработку (ТВО) расплава и менять его перегрев и температуру литья от опыта к опыту в широких пределах: АТ = 100-450 К, Тл = 1270-1620 К соответственно.
Интенсивная пластическая деформация образцов диаметром 10 мм, вырезанных из литых дисков, проводилась с использованием вращаемых наковален Бриджмена при высоком квазигидростатическом давлении Р = 5 ГПа и комнатной температуре. Число оборотов наковальни варьировалось от 0.5 до 10. Чтобы исключить неоднородность деформации по радиусу, которая имеет место при таком методе нагружения, все структурные характеристики определялись на середине радиуса в кольцевой зоне шириной 1.5 мм. Если воспользоваться формулой для расчета логарифмической деформации сдвига в, представленной в [9], то при изменении числа оборотов от 0.5 до 10 в изменялась от 3.8 до 6.7.
Исследования структуры выполнены посредством оптической и электронной микроскопии соответственно на микроскопах "КеорИо1-2" и "ШМ-200 СХ". Размеры структурных составляю-
щих в литых сплавах оценивали, используя компьютерные методики количественной металлографии. Размеры зерна матрицы и частиц алюминидов в деформированных образцах рассчитывались по светлопольным и темнопольным электронно-микроскопическим снимкам. Статистическая обработка результатов и построение гистограмм проводились с привлечением компьютерной программы "SIAMS-600".
Определение параметра решетки матрицы и фазовый анализ образцов проводились на ди-фрактометре "ДРОН-3" в CoA^-излучении. Расчеты профиля, ширины и центра тяжести рентгеновских линий (331)а проводили по компьютерной программе PROFILE. Микротвердость измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 0.2 H с погрешностью, не превышающей 10%.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
1. Структура и фазовый состав сплава в зависимости от условий кристаллизации. Для реализации условий кристаллизации, близких к равновесным, были отлиты кокильные образцы. Их структура, представленная на рис. 1а, наглядно иллюстрирует двухфазное состояние материала.
Режим ТВО-расплава и фазовый состав сплава А1-3.2% Сг после быстрой закалки с V = 105 К/с
ДТ Т Т ± г ТВО Фазовый состав Рисунки
220 1320 1320 Ниже Тгом А17Сг + а-тв. раствор 16
420 1520 1520 Выше Тгом а-тв. раствор 1в
420 1520 1320 Выше Тгом а-тв. раствор 1г
Первично кристаллизующиеся алюминиды хрома растут в виде ограненных кристаллов неправильной формы и имеют средний размер 200 мкм. Состав алюминидов, согласно данным РФА, соответствует фазе А17Сг с моноклинной решеткой (пространственная группа С2/т параметры: а = = 2.519 нм, Ь = 0.7574 нм, с = 1.0949 нм, р = = 128°43'). Второй фазой является а-твердый раствор на основе алюминия. Параметр его решетки а = 0.40495 нм очень близок к параметру чистого алюминия, а микротвердость равна 430 МПа. Оба эти фактора свидетельствуют об очень незначительной растворимости хрома в решетке матрицы.
Одной из задач данной работы являлось установление параметров кристаллизации, приводящих к максимальной растворимости хрома в а-фазе. На примере А1-&-сплавов было показано, что в этом случае целесообразно применять тем-пературно-временную гомогенизирующую обработку расплава, способствующую повышению переохлаждения на межфазной границе: кристалл-расплав [2]. Для определения режимов ТВО А1-Сг-расплава использовали экспериментально полученные политермы вязкости сплава в жидком состоянии. Оказалось, что вид политерм, снятых в режимах нагрева и охлаждения, является типичным для двухфазных А1-сплавов с тугоплавкими добавками и характеризуется такими особенностями, как наличие гистерезиса, высокой температуры перехода из микрогетерогенного в гомогенное состояние (Ггом) и аномальным ростом вязкости при нагреве в районе Ггом. По методике, описанной в [2], проводился анализ температурных аномалий с определением Ггом, т.е. температуры, выше которой расплав находится в состоянии истинного раствора. Для сплава А1-3.2% Сг такой температурой оказалась Г = 1470 К (ДГ= = 370 К).
Изучение влияния ТВО расплава на структуру и свойства сплава было проведено в серии опытов по быстрой закалке расплава с V = 105 К/с, т.е. при литье образцов в форме волокон. Варьирование условий приготовления расплава сводилось к изменениям ДТ (т.е. первоначальной температуры расплава) и температуры литья. Для сохранения постоянной скорости охлаждения расплав после
максимального перегрева подстуживался до более низкой температуры, при которой и проводилась разливка. Подстуживание расплава осуществлялось со скоростью 5 К/мин, выдержка расплава в перегретом состоянии и перед разливкой при Гл равнялась 15 мин. Режимы ТВО расплава и фазовый состав полученных после быстрой закалки образцов представлены в таблице.
Как следует из рис. 16, ТВО расплава ниже Ггом не меняет фазовый состав сплава, а приводит только к измельчению структурных составляющих до 5 и 10 мкм, соответственно для кристаллов алюминида хрома и зерен а-твердого раствора. Параметр решетки матрицы, рассчитанной по линии (311)а, составил 0.40435 нм, что на 0.00060 нм ниже, чем в кокильном образце. Согласно данным [10], повышение количества Сг в А1-твердом растворе на 1% вызывает понижение параметра на 0.000455 нм. Исходя из вышеуказанного, следует, что содержание хрома в матрице в результате неравновесной кристаллизации составило 1.5%. Повышение ДТ до 420 К резко меняет картину кристаллизации (рис. 1в, 1г). В обоих случаях, когда Гл = Г или осуществлялось подстуживание после перегрева расплава выше Ггом, в структуре отсутствовали алюминиды, и быстрозакристаллизо-ванный сплав представлял собой однофазный твердый раствор. Оценка содержания Сг в а-фазе по параметру решетки подтвердила результаты металлографического анализа. Повышенное количество хрома в матрице резко повысило величину концентрационного переохлаждения на фронте кристаллизации
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.