РАСПЛАВЫ
3 • 2013
УДК 669.715-154:534.29
© 2013 г. Э. А. Попова, П. В. Котенков1, Э. А. Пастухов, А. Б. Шубин
ЛИГАТУРНЫЕ СПЛАВЫ А1-8с^г, Л1-8е-Т1, А1-Т1^г, ИХ ПОЛУЧЕНИЕ, СОСТАВ, СТРУКТУРА
Получены тройные лигатурные сплавы Al—Sc—Zr, Л1—8е—Т1, Al—Ti—Zr, в которых комплексные алюминиды А^^с^^ _ х), A13(Scл:Ti1 _ х) и A13(Tiл:Zr1 _ х) имеют кубическую решетку пространственного типа Ы2, обеспечивающую высокое структурное и размерное соответствие с решеткой матрицы алюминиевых сплавов, модифицируемых этими лигатурами. Воздействие низкочастотными колебаниями на расплавы тройных лигатур способствует диспергированию алюминидов до размеров менее 10—30 мкм и их равномерному распределению в матрице сплава.
Ключевые слова: лигатурные сплавы, комплексные алюминиды, тетрагональные и кубические решетки, структурный тип, алюминиевая матрица.
Бинарные лигатурные сплавы Al—Ti, Al—Zr, Al—Sc широко используются в промышленности для модифицирования алюминиевых сплавов с целью измельчения их зерна, для повышения температуры рекристаллизации, уменьшения чувствительности к коррозионному растрескиванию, дисперсионного упрочнения, повышения механических свойств, улучшения свариваемости и т.д. Лигатуры содержат алюминиды, которые служат потенциальными зародышами для первично кристаллизующейся фазы a-Al, обеспечивая образование однородной равноосной макроструктуры. При этом чем ближе размерное и структурное соответствие решеток зародышеобразующих фаз и a-Al, тем выше эффект модифицирования и выше вероятность получения недендритной структуры зерна, при которой уменьшаются размеры дефектов (микропоры, выделения вторичных фаз по границам зерен), их распределение становится более равномерным, что приводит к улучшению литейных и механических свойств модифицированных сплавов. Разрабатываемые нами тройные лигатурные сплавы характеризуются образованием комплексных алюминидов с ГЦК-решеткой пространственного типа L12, структурное и размерное соответствие которой с решеткой матрицы модифицируемых сплавов очень высокое. В работе изучены условия получения и особенности структурообразования тройных лигатурных сплавов Al—Sc—Zr, Al—Sc—Ti, Al—Ti—Zr.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
Для приготовления опытных лигатурных сплавов Al—Sc—Zr, Al—Sc—Ti, Al—Ti—Zr с комплексными алюминидами с ГЦК-решеткой структурного типа L12 использовали
2
взятые в разных соотношениях бинарные лигатуры Al—2% Sc, Al—2% Zr, Al—3% Ti промышленного производства. Общая масса навески составляла 200 г. Плавки проводили в графитовых тиглях в печи угольного сопротивления. Для достижения равномерного распределения и диспергирования алюминидов на расплавы в течение одной—трех минут воздействовали низкочастотными колебаниями (НЧК) [1].
Плавки проводили с лигатурой Al—Sc—Ti при 900°С, а с лигатурой Al—Sc—Zr при 1000°С. При получении лигатур Al—Ti—Zr перегрев расплавов над температурами лик-
1p.kotenkoff@yandex.ru.
2Здесь и далее мас. %.
видуса составлял от 160 до 340°С. Разливку осуществляли в стальную форму, скорость кристаллизации в которой составляла ~103 град/с. Из нижней части отливок отбирали пробы для химического анализа, а также отрезали заготовки для приготовления шлифов.
Металлографический анализ полученных лигатур проводили с помощью инвертированного микроскопа GX-57 (OLYMPUS) при увеличениях от 50 до 1500 и сканирующего электронного микроскопа Carl Zeiss EVO 40. Приставку для рентгеноспектраль-ного микроанализа INCA X-Act фирмы "Oxford Instruments" использовали для определения химического состава матрицы и интерметаллидов. Рентгенофазовый анализ (РФА) выполнен на дифрактометре XRD-7000 фирмы Shimadzu.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
В исходной лигатуре Al—2% Sc алюминиды Al3Sc, выделяющиеся в виде скоплений и единичных включений, имеют кубическую решетку типа Z12. Форма их выделений полиэдрическая, преимущественно в виде куба, с размерами скоплений 60—100 мкм и единичных выделений не более 15 мкм. Распределения алюминидов в верхнем и нижнем сечениях слитка исходной лигатуры различаются незначительно.
В противоположность системе Al—Sc эвтектического типа, исходные лигатуры системы Al—Ti и Al—Zr характеризуются наличием в богатом алюминием углу их фазовых диаграмм перитектической реакции, при которой выделяется стабильная равновесная фаза Al3Ti или Al3Zr с тетрагональной решеткой структурного типа DO22 или DO23. Характерными формами роста этих алюминидов являются ограненные вытянутые пластины, разброс размеров которых по высоте отливки существенен (от крупных пластин 600 х 80 мкм до игл длиной 30 мкм).
Лигатурные сплавы Al— Sc—Zr и Al—Sc—Ti. Сплавы Al—1.1% Sc—1.1% Zr (в ат. % Al - 0.67Sc—0.33Zr) [2] и Al-0.68% Sc-0.76% Ti (в ат. % Al-0.46Sc-0.39Ti) с комплексными алюминидами, имеющими кубическую решетку структурного типа Z12, были получены из соответствующих количеств исходных бинарных лигатур. Микроструктура опытных сплавов (рис. 1, а—г) характеризуется равномерным распределением по сечению слитков выделений алюминидов Al3(ScxZr:-x) и Al3(ScxTi:-x) размерами до 15 мкм. Частицы алюминидов имеют заостренное кубическое строение, образуют в сечении квадраты, звезды и треугольники аналогично алюминидам скандия. Размер и формы роста алюминидов в обеих лигатурах почти одинаковы; отличие состоит только в количестве алюминидных фаз. Определение химического состава алюминидов показало, что и Zr и Ti замещают в алюминидах до 50% Sc с сохранением структурного типа решетки. В составе алюминиевой матрицы этих сплавов обнаруживается до 0.45% Sc.
Рентгенофазовый анализ опытных лигатур в диапазоне углов 18-85 29, с шагом 0.02 и временем выдержки на каждой точке 5 с показал, что на дифрактограммах наряду с основными пиками алюминиевой матрицы имеются очень слабые пики, соответствующие рефлексам фазы комплексных алюминидов с кубической решеткой структурного типа Z12. Так, в сплаве Al—1.1% Sc—1.1% Zr содержится 4.1% комплексной фазы Al3(Sc05Zr05) с параметром решетки а = 0.4094(1) нм. Это близко к значению 0.4092(1) нм параметра решетки алюминида такого же состава, определенного в работе [3], в которой навески алюминидов переходных элементов получали из высокочистых компонентов электродуговой плавкой в атмосфере чистого гелия (с неоднократным переплавом и гомогенизацией при 1200°С) и последующей высокоскоростной кристаллизацией. В опытном сплаве Al-0.68% Sc-0.76% Ti параметр решетки алюми-нида Al3(Sc05Ti05) составил 0.4023(3) нм, что меньше значения 0.4036(1) нм, полученного в работе [2]. Интересно отметить, что структурный тип Z12 решетки алюминида Al3(ScxZr:-x) сохраняется при замещении цирконием до 75% Sc, тогда как тип L12 ре-
Рис. 1. Общий вид лигатурных сплавов Al—1.1% Sc—1.1% Zr (а) и Al—0.68% Sc—0.76% Ti (б) и формы роста (е, г) комплексных алюминидов Al3(Sco 5Zro 5) и Al3(Sco 5TÍ0 5). Фотографии а, е, г получены на сканирующем электронном микроскопе (датчик обратных электронов), б — на оптическом микроскопе.
шетки Al3(ScxTi1 _x) сохраняется при замещении титаном только до 50% Sc [3]. Эти результаты совпадают с данными [4, 5], согласно которым при высокоскоростной кристаллизации расплавов Al—Zr и Al—Ti с температур 1100—1200°С метастабильная фаза Al3Zr с кубической решеткой типа Ll2 образуется легче (по сравнению с фазой Al3Ti такого же типа). Уменьшение параметра решетки комплексного алюминида при замещении Sc титаном больше, чем цирконием. При этом значительно снижается несоответствие их решеток с решеткой матрицы алюминиевых сплавов, т.е. возрастает модифицирующая способность опытных лигатур.
В опытной лигатуре Al—0.99% Sc—1.24% Ti, в которой атомное отношение Sc к Ti было меньше единицы, наряду с комплексными алюминидами с ГЦК-решеткой типа L12, образуются алюминиды титана с тетрагональной решеткой структурного типа DO22. Микроструктура этой лигатуры приведена на рис. 2, где наряду с квадратами, звездами, треугольниками сечений кристаллов комплексных алюминидов можно видеть характерные иглы алюминидов титана. Определение химического состава комплексных алюминидов Al3(ScxTi1 _x) показало, что титан замещает до 53% Sc. В алюми-нидах Al3Ti с тетрагональной решеткой скандий замещает до 2% титана. В алюминиевой матрице сплава растворяется приблизительно 0.60% Sc.
Тройные лигатуры Al—Ti—Zr. Лигатурные сплавы Al—Ti—Zr [6,7], полученные в результате проведенных экспериментов, можно разделить на две группы. В первую входят сплавы с высоким содержанием титана (2.64—3.0%) и низким циркония (0.10— 0.20%), с отношением (ат. %) Ti/Zr от 20 до 60. При кристаллизации расплавов этой группы, перегретых над температурами ликвидуса на 80—230 град, образуются алюминиды Al3Ti, форма роста которых представляет собой раздробленные иглы длиной до
Рис. 2. Формы роста комплексных алюминидов A1з(Sco 47И0 53) и алюминидов A1зTi в лигатурном сплаве A1—0.99% Sc—1.24% ТС.
400 мкм и отдельные крупные дендриты с длиной вторичных ветвей до 50 мкм. Алю-миниды имеют тетрагональную решетку структурного типа Бй22. В некоторых алюми-нидах цирконий замещает до 0.85% Б.
Во вторую группу входят сплавы, в которых атомное отношение Б^г находится в пределах от 0.2 до 3.0. При кристаллизации расплавов этой группы, полученных как с применением обработки НЧК, так и без нее, образуются комплексные алюминиды A13(ZrxTi1_:) [6, 7]. Они имеют кубическую решетку структурного типа Ь12 и характеризуются дендритными формами роста. На рис. 3а, б приведены распределение и формы роста комплексных алюминидов в опытной лигатуре A1—0.9% Б—0.9% Zr с атомным отношением 'П^г 1.90, полученной с применением обработки расплава НЧК. Интерметаллиды имеют состав A13(Ti0.6Zr0.4). В лигатурах A1—0.58% ^—0.68% Zr и A1—0.48% ^—1.12% Zr с атомным отношением И^г, равным 1.65 и 0.82, образуются алюминиды, в которых атомная доля циркония составляет соответственно 0.47 и 0.58. Формы роста алюминидов A13(Ti0 5^г0 47) в сплаве A1—0.58% ^—0.68% Zr приведены на рис. 3в.
В лигатурных сплавах, в которых содержание Zr значительно превышает содержание Ti, соответственно увеличивается доля циркония в алюминидной фазе. На рис. 4(а—в) приведены общи
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.