научная статья по теме ОПЫТНЫЕ ЛИГАТУРЫ AL-SC-Y, AL-ZR-Y ДЛЯ МОДИФИЦИРОВАНИЯ И ЛЕГИРОВАНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ Физика

Текст научной статьи на тему «ОПЫТНЫЕ ЛИГАТУРЫ AL-SC-Y, AL-ZR-Y ДЛЯ МОДИФИЦИРОВАНИЯ И ЛЕГИРОВАНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ»

РАСПЛАВ Ы

2 • 201:5

УДК 669.715-154:534.29

© 2015 г. Э. А. Попова, П. В. Котенков1, А. Б. Шубин, Э. А. Пастухов

ОПЫТНЫЕ ЛИГАТУРЫ Л1-8е-У, А1^г-У ДЛЯ МОДИФИЦИРОВАНИЯ И ЛЕГИРОВАНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

Получены лигатуры состава (ат. %) Al-0.45Sc-0.50Y, Al-0.45Sc-0.22Y, Al-0.22Y-0.3^г, Al-0.12Y-0.57Zr для модифицирования и легирования алюминиевых сплавов. Первичные алюминиды опытных лигатур имеют кубическую решетку структурного типа L12. Это обеспечивается перегревом расплава над ликвидусом на 200-500°С, скоростью кристаллизации ~1000 град/с и соотношениями Sc/Y, Zr/Y. Наличие алюминидов с решеткой, кристаллографически сходной с решеткой алюминиевой матрицы, определяет формирование равноосного зерна размером в среднем 20 мкм в опытных лигатурных сплавах. В сплавах с алюминидами, полученных при небольших перегревах (60-100°С) и сохранивших тетрагональную решетку, при той же скорости кристаллизации расплава образуется дендритное разноразмерное зерно.

Ключевые слова: алюминиевые сплавы, первичные и вторичные алюминиды, кубическая и тетрагональная решетки, структурный тип, переходные металлы, тройные лигатуры, измельчение зерна, дисперсионное упрочнение.

Основным направлением дальнейшего улучшения характеристик высоко- и жаропрочных алюминиевых сплавов является введение в алюминиевые сплавы переходных (ПМ) и редкоземельных (РЗМ) металлов [1]. Малыми добавками ПМ и РЗМ можно управлять структурой дисперсионно упрочняемых алюминиевых сплавов. Это становится возможным вследствие образования термически устойчивых дисперсоидов -вторичных выделений интерметаллидных фаз, которые определяют высокий уровень прочностных характеристик алюминиевых сплавов (и тем самым возможность их применения для ответственных конструкций). Степень упрочнения сплавов диспер-соидами зависит от объемной доли последних, степени дисперсности, когерентности с матрицей и собственной твердости.

Введение ПМ и РЗМ в алюминиевые сплавы осуществляется в основном комбинированными добавками бинарных лигатур. При этом достигается хороший уровень дисперсионного упрочнения легируемых ими сплавов. Однако, как показали наши исследования [2-5], предварительная выплавка лигатурных сплавов с двумя ПМ, образующими первичные метастабильные алюминиды с кубической решеткой типа Ь12, и дальнейшее их применение позволяют использовать проявляемый ПМ синергети-ческий эффект и достигать высоких показателей измельчения зерна и дисперсионного упрочнения сплавов. Согласно литературным данным [6], при модифицировании алюминия двумя бинарными лигатурами Al—Ti и Al—Zr (с тетрагональными решетками алюминидов) его зерно измельчается даже в меньшей степени, чем при модифицировании каждым лигатурным сплавом в отдельности. В то же время при использовании малых добавок Zr + И, вводимых с опытными лигатурами Al—Zr—Ti, достигается значительное измельчение зерна алюминиевых сплавов - проявляется синергетиче-ский эффект [5].

Из всех ПМ только скандий образует стабильные первичные алюминиды указанного выше типа. Скандий в качестве легирующей добавки в Л!-сплавы придает им ком-

1р.ко1епко£Г@уапдех.ги.

плекс положительных свойств, таких как прочность, ковкость, трещиностойкость и др. [7—9]. Это обусловлено высокой плотностью выделения в процессе старения сплавов когерентных наноразмерных дисперсоидов А13Бс (Ь12), эффективно блокирующих дислокации и представляющих значительную преграду росту зерна [7]. Однако высокая стоимость скандия определяет поиск других ПМ или РЗМ, которые могут частично или полностью заменить скандий.

Так, добавки циркония вместе со скандием в А1-сплавы оказывают значительно большее влияние на их прочность, чем добавки одного лишь Бс [9]. Повышенная прочность достигается за счет большей объемной доли и меньших размеров выделяющихся дисперсоидов А13(Бс: _ а также в результате уменьшения размерного несоответствия кубических решеток А13(Бс:_ и А1-матрицы. Скорость огрубления частиц А13(Бс:_ по сравнению с частицами А13Бс замедляется, поскольку коэффициент диффузии /г на 4 порядка величины меньше [10, 11], чем у Бс, в результате чего замедляются процессы перестаривания.

На такую же роль может претендовать иттрий, который дешевле Бс и находится в той же группе периодической системы. Влияние малых добавок 0.02У на дисперсионное упрочнение сплава А1—0.08Бс изучалось в работе [12]. Показано, что замена 0.02Бс иттрием не влияет на продолжительность инкубационного периода, на микротвердость и характер разупрочнения сплава при температуре старения 300°С. Среднее измеренное значение микротвердости сплава А1—0.06Бс—0.02У в области максимального упрочнения даже несколько выше, чем сплава А1—0.08Бс. Если же рассматривать влияние добавки 0.02У на дисперсионное упрочнение сплава А1—0.06Бс, то она приводит к сокращению инкубационного периода старения с 3 час до 15 мин при 300°С и к увеличению максимального значения микротвердости с 340 до 660 МПа, что является следствием выделения дисперсоидов А13(Бс: _ ХУХ) с кубической решеткой структурного типа Ь12 [12].

Влияние такой же добавки 0.02У на дисперсионное упрочнение сплава А1—0.09/г изучалось в работе [13]. Авторы сопоставили кинетику упрочнения сплавов А1—0.09/г и А1—0.09/г—0.02У в процессе старения при 500°С в течение от 1 до 24 ч. Добавление У приводит к выделению вторичных алюминидов А13(/г, У) структурного типа Ь12. При этом размер дисперсоидов А13(/г, У) уменьшается, почти на порядок величины возрастает их объемная доля (по сравнению с дисперсоидами А13/г в бинарных сплавах), что приводит к увеличению скорости их выделения, а значит, к сокращению длительности старения. Кроме того, вторичные алюминиды А13(/г, У) проявляют более медленную скорость огрубления при 500° С по сравнению с А13/г, и температура рекристаллизации сплава А1—0.09/г—0.03У повышается примерно на 50°С по сравнению с таковой для сплава А1—0.09/г.

Результаты рассмотренных работ позволяют сделать вывод о преимуществах введения малых добавок иттрия вместе со Бс или /г в алюминиевые сплавы. Эти добавки приводят к выделению в процессах старения вторичных алюминидов А13(Бс: _ ХУХ) или А13(/г:_ хУх) с кубической решеткой типа Ь12. О возможности получения первичных алюминидов А13(Бс:_ ХУХ) с решеткой такого типа свидетельствуют результаты работы [14], в которой алюминиды из двух ПМ (один из них скандий) получали из высокочистых компонентов электродуговой плавкой в атмосфере чистого аргона (с неоднократным переплавом и гомогенизацией при 1200°С) и последующей высокоскоростной кристаллизацией. Кубическая решетка Ь12 первичного алюминида скандия, по данным [14], сохраняется при замещении его иттрием вплоть до х = 0.5.

На основе упомянутых работ и полученных нами ранее данных [4, 5] по лигатурным сплавам А1—Бс—/г, А1—Бс—Т1, А1—Т1—/г с комплексными алюминидами, имеющими

2Здесь и далее приведены ат. %.

Рис. 1. Микроструктура синтезированного сплава Al—3.01% Y: а — общий вид; б — основные структурные составляющие (алюминиды, эвтектические выделения, а-фаза).

кубические решетки, в настоящем исследовании решалась задача получения лигатурных сплавов на основе систем Al—Sc—Y, Al—Zr—Y с такой же решеткой алюминидов Al3(Sc,Y), Al3(Zr,Y). В качестве исходных материалов использовали бинарные лигатуры Al—Sc, Al—Zr промышленного производства и синтезированный из чистых компонентов лигатурный сплав Al—3.01Y Выплавку сплавов проводили в корундовых тиглях в печи угольного сопротивления. Сплав Al—Y был получен при 760°С в атмосфере аргона растворением навески иттрия в алюминии в течение 2 час при периодическом перемешивании расплава. Структура синтезированного сплава, который по данным химического анализа содержит 3.01Y, имеет близкий к эвтектическому состав, характеризуется (в связи с неравновесными условиями кристаллизации) присутствием трех фаз: алюминидов иттрия Al3Y a-фазы (темные дендриты) и большого количества эвтектики (рис. 1а, 1б). Распределение алюминидов (белые полиэдры округлой формы размерами не более 20 мкм) по шлифу равномерное. Рентгенофазовый анализ выявил наличие алюминидов Al3Y с двумя типами решеток [6]: ромбоэдрической, стабильной только при температурах выше 627°С, и гексагональной, являющейся a-модификацией первой и стабильной ниже указанной температуры. По данным микрорентгено-спектрального анализа (МРСА) эвтектика содержит от 2.69 до 3.78Y (по данным диаграммы состояния 3.09% [6]).

Сплавы Al—Y—Sc, Al—Y—Zr готовили при разных (от 60 до 300°С) перегревах расплава над температурой ликвидуса с 30-минутной выдержкой в жидком состоянии и последующей кристаллизацией в бронзовую изложницу, обеспечивающую скорость кристаллизации ~1000 град/с. В образцах алюминиевых сплавов с определенным соотношением Y и Sc, Y и Zr, залитых с температур значительных перегревов над температурой ликвидуса и с высокой скоростью кристаллизации вследствие возникающих внутренних напряжений выделяются метастабильные алюминиды с кубической решеткой Ь12, в то время как образование термодинамически стабильных фаз в таких условиях подавляется.

Металлографический анализ образцов выполняли с помощью инвертированного микроскопа GX-57 (OLYMPUS) при увеличениях от 50 до 1500 и сканирующего электронного микроскопа Carl Zeiss EVO 40. Приставку для рентгеноспектрального микроанализа INCA X-Act фирмы "Oxford Instruments" использовали для определения химического состава матрицы сплавов, эвтектических выделений и алюминидов переходных элементов. Рентгенофазовый анализ (РФА) выполняли на дифрактометре XRD-7000 фирмы Shimadzu с программным обеспечением.

Таблица

Основные характеристики опытных лигатурных сплавов

Лигатурный сплав Перегрев расплава над ликвидусом, град Отношение ат. % ПМ к иттрию Структурный тип решетки алюминидов и их размер, мкм Средний размер зерна, мкм У Бс 7ж

ат. %

А1-У-Бс 290 Бс/У = 0.9 Ь12, от 2 до 10 21 0.50 0.45 -

А1-У-Бс 300 Бс/У = 2.04 Ь12, от 1 до 8 16 0.22 0.45 -

А1-У-& 60 7г/У = 1.74 П023, до 70 35 0.27 - 0.47

А1-У-7г 270 7г/У = 1.41 Ь12, до 10 19 0.22 - 0.31

А1-У-7г 240 7г/У = 3.08 Ь12, до 10 19 0.12 - 0.37

Составы полученных сплавов, условия их получен

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.

Показать целиком

Пoхожие научные работыпо теме «Физика»