РАСПЛАВ Ы
1 • 2011
УДК 669.715-154:534.29
1
© 2011 г. Э. А. Попова, А. Б. Шубин , П. В. Котенков, Л. Е. Бодрова, А. В. Долматов,
Э. А. Пастухов, Н. А. Ватолин
ЛИГАТУРА Л1-8е^г И ОЦЕНКА ЕЕ МОДИФИЦИРУЮЩЕЙ СПОСОБНОСТИ
Кратковременным воздействием на расплав равных количеств лигатур Л1—8е и A1—Zr промышленного производства низкочастотными колебаниями, передаваемыми в расплав через поршень-излучатель, получен лигатурный сплав (мас. %) Л1— 1.18с— 1.^г с равномерным распределением микронных и субмикронных частиц алюминидной фазы Л13(8е1 _ ^г^). В алюминидах цирконий замещает до 50% 8е при сохранении его Ь12 кристаллической решетки. Модифицирующая способность опытной лигатуры проверена на литом сплаве (мас. %) A1—8Zn—2.4Cu—3Mg. Исключительное измельчение зерна этого сплава достигается при модифицировании его заданным количеством лигатуры. При определенном содержании (8е + Zr) в сплаве полностью исчезает дендритная структура зерна.
Ключевые слова: скандий, алюминий, цирконий, сплав, тройная система, структура, обработка расплава, низкочастотные колебания.
Для получения качественных литых и деформируемых прочных легковесных сплавов необходимо совершенствовать их микроструктуру как при кристаллизации, так и при последующей термомеханической обработке. Управление структурой дисперсионно упрочняемых алюминиевых сплавов осуществляется добавками модифицирующих лигатур на основе алюминия с переходными элементами, образующими термически устойчивые дисперсоидные фазы с алюминием, подавляющие рост зерен. В последнее время в научной литературе уделяется большое внимание получению и использованию бинарных А1—$с и тройных лигатур A1—Sc—Zr, А1—$с—Т! [1—3]. Модифицирование алюминиевых сплавов этими лигатурами позволяет измельчить зерен-ную структуру, повысить температуру рекристаллизации, уменьшить чувствительность к коррозионному растрескиванию, влиять на процессы старения, на повышение механических свойств и улучшение свариваемости алюминиевых сплавов. Количество добавляемого в алюминиевый расплав скандия для измельчения зерна должно быть выше эвтектического, так как зародышеобразующей фазой при кристаллизации является фаза А13$с, имеющая хорошее размерно-структурное соответствие с а-А1 [4]. Это значительно удорожает стоимость производства соответствующих сплавов. В то же время известно, что, добавляя в бинарный сплав А1—$с такие переходные элементы, как Zr, Т и др., можно заместить в алюминиде скандия до 50% $п на соответствующий элемент, что снизит стоимость сплава. Образующиеся алюминиды Л13(8с1 _ ^г^, Л13(8с1 _ ДУ и др. сохраняют структурный тип решетки Ь12 алюминида скандия с некоторым уменьшением параметра его решетки [5].
В настоящей работе рассмотрены условия получения (здесь и далее указаны мас. %) опытной лигатуры А1— 1.1 %Бс—1.1 %Zr воздействием на расплав исходных лигатур низкочастотными колебаниями (НЧК) [6], ее структурные особенности, и проведена оценка модифицирующей способности на сплаве A1—8Zn—2.4Cu—3Mg.
В качестве исходных лигатур для проведения экспериментов были использованы лигатуры A1—2%$с и A1—2%Zr промышленного производства. Эксперимент по воз-
действию НЧК на расплав смеси равных количеств лигатур проводили в атмосфере аргона на установке [6], позволяющей за счет перемещения поршня-излучателя, передающего колебания в расплав, создавать в нем режим интенсивного перемешивания. Поршень-излучатель и графитовые тигли, в которых проводили плавки, а также оснастка были покрыты высокотемпературной краской на основе нитрида бора. После кратковременного воздействия НЧК расплав заливали в графитовые вертикальные изложницы, из нижней части которых отрезали заготовки для приготовления шлифов и сверлили стружку для химического анализа. Эксперименты по изучению модифицирующей способности лигатур проводили в шахтной электропечи. Алундо-вые тигли с навесками (1G—15 г) сплава Al—8Zn—2.4Cu—3Mg на специальном поддоне погружали в разогретую печь. При температуре 7GG—71G°C на поверхность расплава насыпали покрывной флюс (4G% NaCl, 35% KCl, 15% криолита и 1G% NaF) в количестве 1% от веса сплава, загружали навески соответствующих лигатур, выдерживали в течение 1G мин, перемешивали графитовым стержнем и доставали поддон с тиглями для охлаждения на воздухе. Из нижней части слитков отбирали пробу на шлиф и стружку на химический анализ.
Микроструктуру исходных и опытных лигатур, а также модифицированного ими алюминиевого сплава изучали на инвертированном металлографическом микроскопе GX-57 (OLYMPUS) при увеличениях от 5G до 15GG, на бинокулярном микроскопе МБС-9 при увеличениях от 8 до 1GG и на сканирующем электронном микроскопе Carl Zeiss EVO 4G во вторичных и "обратных" электронах. Приставка для рентгеноспек-трального микроанализа (РСМА) INCA X-Act фирмы "Oxford Instruments" была применена для определения химического состава матрицы и алюминидов. Снимки микроструктуры получали с использованием цифровой камеры и компьютерной программы анализа изображений SIAMS-7GG. Рентгенофазовый анализ (РФА) образцов 2
выполнен на дифрактометре D8 ADVANCE (Bruker AXS, Германия) с программным обеспечением.
В исходной лигатуре Al—2%Sc алюминид скандия Al3Sc, выделяющийся в виде скоплений и единичных включений, имеет кубическую Ll2 решетку с параметром а = = G.41G3 нм. Форма выделений Al3Sc полиэдрическая, преимущественно в виде куба, с размерами скоплений 6G—1GG мкм и единичных выделений не выше 15 мкм. Распределения алюминидной фазы Al3Sc в верхнем и нижнем сечениях слитка исходной лигатуры различаются незначительно.
Лигатура Al—2%Zr характеризуется высокой газовой пористостью (размеры пор в верхней части отливки диаметром до 2 мм) и ликвацией циркония по высоте отливки: разброс размеров алюминидов циркония Al3Zr очень существенен, характерными формами их роста являются ограненные вытянутые пластины (размером до 6GG x x 8G мкм) и иглы до 3G мкм.
В богатом алюминием углу фазовой диаграммы Al—Sc при температуре 655°С и содержании скандия ~G.6% протекает реакция эвтектического типа с образованием алю-минида Al3Sc и a-Al. Кристаллическая структура Al3Sc представляет собой кубическую упорядоченную решетку типа Ll2, основанную на гранецентрированной кубической решетке Al с атомами Sc в центрах граней решетки. Параметр решетки Ll2 первичных частиц Al3Sc фазы составляет G.41G5 нм (несоответствие с кристаллической решеткой матрицы 1.5%).
В противоположность системе Al—Sc эвтектического типа, сплавы системы Al—Zr характеризуются наличием в богатом алюминием углу фазовой диаграммы перитекти-ческой реакции, при которой выделяется равновесная фаза Al3Zr, имеющая тетрагональную кристаллическую структуру DO23. Соответствие этой фазы с кристалличе-
2 Анализ выполнен Петровой С.А. и Захаровым Р.Г.
Рис. 1. Микроструктура опытного лигатурного сплава А1—8с—7г: а — общий вид, б — морфология алюмини-дов А13(8с! _ д^Гд.).
ской решеткой матрицы a-Al имеет место только на нескольких определенных кристаллографических плоскостях (несоответствие около 2.9%, тогда как для метастабильной фазы Ll2 алюминида Al3Zr несоответствие только 0.7%) [1].
Воздействием НЧК на расплав равных количеств исходных лигатур Al—Sc и Al—Zr при температуре 1000°С в течение 1 мин был получен лигатурный сплав Al—1.1%Sc— 1.1%Zr. Его микроструктура, (рис. 1а, б) характеризуется равномерным распределением по сечению слитка алюминидов размерами до 10 мкм. Частицы алюминидов имеют заостренное кубическое строение и образуют в сечении квадраты, звезды, треугольники. По данным РФА, в матрице содержится 4.1% алюминидной фазы Ll2 с параметром решетки а = 0.4094 нм и остальное — фаза a-Al с а = 0.4052 нм. В соответствии с данными [5], полученный параметр решетки соответствует замещению в алюминиде 25% Sc на цирконий. Однако определение химического состава матрицы и непосредственно включений алюминидов, выполненное с помощью приставки для рентгеноспек-трального микроанализа, показало, что Zr вошел в состав алюминидов, замещая до 50% Sc с сохранением структурного типа Ll2 решетки Al3Sc, при этом до 0.45%Sc находится в составе алюминиевой матрицы. Поскольку метастабильная фаза Ll2 алюминида Al3Zr имеет меньшее несоответствие (0.7%) с решеткой фазы a-Al, чем фаза Ll2 алюминида Al3Sc (1.5%), можно полагать, что Zr, входящий в решетку фазы Ll2 соединения Al3Sc, будет снижать ее несоответствие с матрицей, тем самым увеличивать эффективность гетерогенного зародышеобразования и уменьшать конечный размер зерна модифицируемого лигатурой сплава.
Оценка модифицирующей способности опытной лигатуры была проведена на сплаве Al—8Zn—2.4Cu—3Mg. Для определения зародышеобразующей роли алюминидной фазы Al3(Sc: _ xZrx) лигатуру вводили, увеличивая в расплаве суммарное содержание скандия и циркония от 0.2 до 0.5%, чтобы примерно определить состав, соответствующий эвтектическому превращению в тройной системе. Микроструктура исходного литого сплава (рис. 2а) представлена крупными зернами с дендритной структурой размерами 1500—2000 мкм. Добавление опытной лигатуры Al—Sc—Zr в количестве 0.23% (Sc + Zr) приводит к измельчению зерна до 200—400 мкм и изменению характера кристаллизации дендритов (рис. 2б). Резкое измельчение зерна сплава до 45 мкм при сохранении дендритной формы кристаллизации происходит при введении лигатуры в количестве 0.36% (Sc + Zr) (рис. 2в). При 0.48% (Sc + Zr) в сплаве полностью исчезает дендритная структура, а размер зерна составляет в среднем 23 мкм (рис. 2г).
Рис. 2. Влияние добавок модифицирующей лигатуры Al—Sc—Zr на микроструктуру литого сплава Al-8Zn-2.4Cu—3Mg: а - до модифицирования, б - 0.23% (Sc + Zr); е - 0.36% (Sc + Zr); г - 0.48% (Sc + Zr) в сплаве.
По-видимому, при содержании (Sc + Zr) в пределах 0.36-0.48% происходит переход состава сплава за критическую точку, каковой является точка тройной эвтектики в сплаве Al-Sc-Zr.
Таким образом, проведенные исследования показали возможность получения лигатуры Al-Sc-Zr с повышенной модифицирующей способностью применением кратковременного воздействия (1 мин) НЧК на расплав равных количеств лигатур Al-Sc и Al-Zr. В присутствии циркония мо
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.