РАСПЛАВЫ
4 • 20141
УДК 669.715-154:534.29
© 2014 г. П. В. Котенков1, Э. А. Попова, Э. А. Пастухов
ОЦЕНКА МОДИФИЦИРУЮЩЕЙ СПОСОБНОСТИ ОПЫТНЫХ ЛИГАТУР Л1-8е^г, Л1-8е-Т1, Л1-Т1^г
Проведена оценка модифицирующей способности полученных ранее тройных лигатурных сплавов А1— 8е—Zr, А1—8е—'1, А1—'1—Zr, содержащих алюминиды А^^о^^ _ х), А13(8ел:Т11 _ х) и А^С^^ _ х) с кубической решеткой пространственного типа Ы2. Для оценки эффекта модифицирования использовали модельный сплав А1—4 мас. % Си. Определены оптимальные концентрации суммы переходных элементов, при которых максимально эффективно измельчается зерно литого сплава, а также "живучесть" лигатуры — длительность выдержки расплава с лигатурой без ухудшения эффекта модифицирования.
Ключевые слова: лигатурные сплавы, алюминиды, кубические решетки, структурный тип, алюминиевая матрица, модифицирующая способность, "живучесть".
Использование модифицирующих лигатур — необходимое звено процесса производства алюминия и его сплавов. При введении в алюминиевые расплавы лигатур с переходными элементами их первичные алюминиды служат подложками для образования и роста на них матричного сплава. Показателем качества лигатуры является равномерность распределения алюминидов, их морфология и размер. Кроме того, в большой степени модифицирующая способность лигатуры определяется кристаллографическим сходством решеток подложки и зарождающейся на ней фазы, которое обеспечивает образование однородной равноосной макроструктуры. В работе на модельном сплаве А1—4 мас. % Си (здесь и далее использованы мас. %) изучена модифицирующая способность опытных лигатурных сплавов A1—Sc—Zr, A1—Sc—Ti, A1—Ti—Zr.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
Модифицирующую способность полученных ранее [1] опытных лигатур A1—Sc—Zr, А1^с—Т1, A1—Ti—Zr и их "живучесть" оценивали на модельном сплаве А1—4% Си, который готовили из алюминия А97 и прутковой меди марки ЧДА. Для определения оптимальной суммы переходных элементов, при которой максимально эффективно измельчается зерно литого сплава, лигатуры вводили в расчете получения в сплаве от 0.1 до 1.2% суммы переходных элементов, а при определении длительности сохранения эффекта модифицирования — 0.5%. Плавки проводили в шахтной печи в корундовых тиглях в атмосфере аргона; кроме того, использованили флюс (40% №С1, 35% КС1, 15% криолита и 10% ~1% от массы навески. Для перемешивания рас-
плавов использовали покрытую нитридом бора графитовую палочку.
Для оценки модифицирующей способности использовали тигли, вмещающие до 16 г расплава, их размер позволял устанавливать в шахтную печь на огнеупорной подставке до 6 тиглей, т.е. создавались максимально близкие температурные условия модифицирования разными лигатурами. После 30-минутной выдержки расплава под защитным флюсом при 700—720°С вводили соответствующую лигатуру. Через 10 мин расплав перемешивали, выдерживали еще 30 мин, после чего подставку с тиглями доставали и охлаждали на воздухе (скорость охлаждения ~5 К/^. Из полученных образ-
1р.ко1епко£Г@уапдех.ги.
Рис. 1. Распределение (а) и формы роста (б) комплексных алюминидов в опытных лигатурах Al—Sc—Zr, Al - Sc-Ti, Al-Zr-Ti.
цов готовили шлиф для металлографического анализа и отбирали стружку на химический анализ.
Для оценки стабильности эффекта модифицирования в тигли загружали 150 г модельного сплава. Флюс в расплав добавляли только в начальный период эксперимента. После получасовой выдержки расплава при температуре 700-720°С вводили лигатурный сплав. Расплав выдерживали в течение 6 ч с отбором проб через каждые 30 мин. Пробу брали в верхней части тигля и заливали в подогретую до 100°С медную изложницу. Из полученных образцов готовили шлифы для проведения металлографического анализа. Металлографический анализ полученных образцов модифицированного опытными лигатурами модельного сплава проводили с помощью инвертированного микроскопа GX-57 (OLYMPUS).
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Опытные лигатуры Al-Sc-Zr, Al-Sc-Ti, Al-Ti-Zr характеризуются алюминидами Al3(Sc: _ xZrx), Al3(Sc: _ xTix), Al3(Ti: _ xZrx), имеющими ГЦК-решетки структурного типа Z12, распределение и формы роста которых практически одинаковы для всех трех типов лигатур (см. рис. 1). Модифицирующую способность опытных лигатур со скандием состава Al—1.1% Sc—1.1% Zr и Al-0.76% Sc-0.68% Ti сравнивали с промышленной лигатурой Al-2% Sc. Их алюминиды имеют кубическую решетку того же структурного типа, что и алюминиды Al3Sc. Поскольку наибольший эффект модифицирования скандийсодержащей лигатурой проявляется при заэвтектических составах, добавки лигатур постепенно увеличивали до достижения максимального измельчения зерна.
Зависимость среднего размера зерна сплава Al-4% Cu от количества введенных лигатур со скандием приведена на рис. 2. Можно выделить два этапа работы модифицирующей добавки. Первый, когда при концентрации меньшей эвтектической, в соответствии с диаграммой состояния находящиеся в растворе переходные элементы Sc или Sc + Zr, Sc + Ti увеличивают степень переохлаждения расплава и тем самым незначительно влияют на измельчение зерна. Второй, когда при концентрациях, близких к эвтектическим или заэвтектическим, образуются алюминиды Al3Sc или Al3(Sc05Zr05), Al3(Sc05Ti05). Это приводит к резкому увеличению количества центров кристаллизации и тем самым к их эффективному влиянию на процесс затвердевания и размер зерна. Кристаллизация проходит по явно выраженному гетерогенному пути.
Из рис. 2 видно, что при модифицировании опытной лигатурой Al-Sc-Zr наличие в сплаве Zr смещает точку эвтектики в сторону меньшей концентрации Sc, тем самым эффект измельчения зерна наступает при значительно меньшей концентрации Sc. Для системы Al-Sc эвтектическая точка соответствует 0.55% Sc [2] и эффективное из-
0 0.25 0.50 0.75 1.00 с, %
Рис. 2. Влияние количества введенной модифицирующей добавки Sc, (Sc + Zr) и (Sc + Ti) на величину зерна модельного сплава Al—4% Cu.
мельчение зерна наступает по ее достижению; в тройной же системе Al—Sc—Zr этот эффект проявляется при 0.36% Sc + Zr.
Модифицирование лигатурой Al—Sc—Ti, также как и лигатурой Al—Sc—Zr, приводит к дискретному характеру зависимости измельчения размера зерна от концентрации переходных элементов в области эвтектического превращения. Наличие титана в опытной лигатуре Al—Sc—Ti также смещает точку тройной эвтектики в сторону меньшей концентрации Sc. Эффект резкого измельчения зерна сплава Al—4% Cu наступает при концентрации ~0.5% суммы Sc + Ti. Это свидетельствует о проявлении синергетического эффекта при введении в расплав суммы двух переходных элементов. Так, если минимальный размер зерна сплава Al—4%Cu при использовании промышленной лигатуры Al—Sc (на 0.6% Sc) составляет ~60 мкм, то введением только 0.46% Sc + Zr достигается измельчение зерна до ~20 мкм, а введением почти такого же (0.50%) количества Sc + Ti — до 45 мкм (см. рис. 2).
Синергетический эффект добавок Sc + Zr или Sc + Ti можно объяснить тем, что при сохранении структурного типа решетки алюминида скандия замещение в нем части атомов Sc цирконием или титаном уменьшает размерное несоответствие параметров решеток матрицы алюминия и зародышеобразующей фазой. Так, параметр решетки алюминида Al3Sc составляет 0.4103 нм, Al3(Sc05Zr05) — 0.4094, Al3(Sc05Ti05) — 0.4036, а a-Al — 0.4050 нм (параметры соответствуют 20°С). Несоответствие их решеток составляет соответственно 1.31, 1.04 и 0.35%. Хотя минимальное несоответствие с решеткой a-Al имеет алюминид Al3(Sc0 5Ti0 5), максимальный эффект измельчения зерна сплава достигается использованием лигатуры Al—Sc—Zr. Следует отметить, что при расчете коэффициентов несоответствия для получения более достоверных результатов необходимо учитывать как изменение параметра алюминиевой матрицы при растворении в ней различных элементов, так и изменение параметров решеток с температурой (образование и рост aAl начинается при температуре кристаллизации).
с1, мкм
0 0.2 0.4 0.6 с, %
Рис. 3. Влияние количества введенной модифицирующей добавки (П + 7г) с разным структурным типом решетки алюминидов на величину зерна сплава А1—4% Си.
Кроме того, важным фактором при кристаллизации расплавов является рекалесценция [3], которая может значительно уменьшить количество жизнеспособных (активированных) зародышей. Высокая сферическая скорость роста зерна вызывает увеличение скорости выделения скрытой теплоты кристаллизации и уменьшение жизнеспособности зародышей. Для скандия, растворенного в алюминии, фактор сопротивления сферическому росту зерна низкий (2 К), поэтому по данным [3] в бинарном сплаве А1—$с в результате рекалесценции из 50 частиц активными остается одна. В то же время в сплаве А1—0.5% $с— 0.2% Т1 при замещении в алюминиде небольшого количества скандия титаном последний значительно ограничивает скорость сферического роста зародышей (фактор сопротивления росту составляет 80 К), т.е. значительно увеличивается количество жизнеспособных зародышей [3]. Этот пример свидетельствует о необходимости учитывать множество различных факторов при оценке зародышеобразующей способности алюминидов.
Опытные лигатурные сплавы А1-Т1-/г, как отмечалось ранее [4—5], в зависимости от атомного отношения Т1 и /г, могут иметь различный тип решеток комплексных алюминидов: кубическую Ы2 и тетрагональную Б022 или ^023, характерную для А13Т1 или А13/г. Для сопоставления их модифицирующей способности использовали лигатуры А1—0.9% Т1-0.9% /г (Т1/& = 1.9) и А1-0.48% И-1.12% /г (Т1/& = 0.8) с кубическими решетками алюминидов типа Ь12 состава соответственно А13(Т10 60/г0 40) и А13(Т10 42/г0 58) и лигатуру А1-2.8% Т1-0.17% /г (Т1//г = 31) с тетрагональной решеткой типа Б022 алюминидов состава А13(Т10 97/г0 03). Влияние добавок от 0.1 до 0.6% Т1 + /г указанных лигатур на измельчение зерна сплава А1-4% Си приведено на рис. 3. Видно, что лигатуры с зародышеобразующей фазой структурного типа Ы2 оказывают значительно больший модифицирующий эффект по сравнению с лигатурой, имеющей алюминиды с тетрагональной решеткой. Добавка лигатур с алюминидами типа Ы2 только на 0.2% (/г+Т1) измельчает зерно до 210 и 350 мкм, тогда как при т
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.