РАСПЛАВЫ
2 • 2013
УДК 669.715-17
© 2013 г. Э. А. Попова, П. В. Котенков1, Э. А. Пастухов, Л. Е. Бодрова, А. Б. Шубин
ВЛИЯНИЕ МАЛЫХ ДОБАВОК ТРОЙНОЙ Al-Ti-Zr И БИНАРНЫХ Al-Ti, Al-Zr ЛИГАТУР НА ДИСПЕРСИОННОЕ ТВЕРДЕНИЕ
СПЛАВОВ Al-4 мас. % Cu
Выявлено влияние на дисперсионное твердение сплавов Al—4% Cu малых добавок
2
промышленных Al—Ti, Al—Zr и опытной Al—Ti—Zr лигатур , алюминиды которых имеют различные типы решеток: тетрагональные структурного типа DO22 и DO23 и ГЦК-решетку типа L12 соответственно. Показано более высокое дисперсионное твердение сплава Al—4% Cu, модифицированного опытной лигатурой Al—Ti—Zr.
Ключевые слова: алюминиевые сплавы, модифицирующие лигатуры, комплексные алюминиды, процессы старения, дисперсионное твердение.
Наряду с основными легирующими элементами (такими как медь), способными упрочнить алюминиевую матрицу, малые добавки (десятые доли процента) переходных элементов, титана и циркония способствуют ее дополнительному существенному упрочнению благодаря образованию в условиях неравновесной кристаллизации пересыщенных твердых растворов, обеспечивающих при их распаде в процессе старения дисперсионное твердение. Основными структурными составляющими бинарных лигатур Al—Ti и Al—Zr являются твердый раствор a-Al и стабильные алюминиды Al3Ti или Al3Zr с тетрагональными решетками DO22 и DO23 соответственно, характерные формы роста которых — ограненные вытянутые пластины и иглы. При использовании этих лигатур для модифицирования алюминиевых сплавов нельзя ожидать высокой модифицирующей способности, так как их решетки имеют соответствие с ГЦК-ре-шеткой a-Al лишь отдельными кристаллографическими плоскостями. В полученных нами ранее опытных лигатурах Al—Zr—Ti [1] комплексные метастабильные алюминиды Al3(ZrxTi1 _ x) имеют ГЦК-решетку структурного типа L12, совпадающую с ГЦК-ре-шеткой алюминия. При использовании для модифицирования алюминия опытной лигатуры Al—Zr—Ti минимальное структурное и размерное несоответствие решеток зародышеобразующих алюминидов и a-Al обеспечивает значительное измельчение зерна [2] что, в конечном счете, должно привести к улучшению литейных и механических свойств модифицируемых сплавов. В работе выявлено влияние на дисперсионное твердение сплава Al—4% Cu малых добавок промышленных Al—Ti, Al—Zr и опытной Al—Ti—Zr лигатур, различающихся структурным типом решеток их алюминидов.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
Для проведения экспериментов были использованы гранулированный алюминий A99, синтезированный сплав Al—11% Cu, промышленные лигатуры Al—3% Ti, Al—2% Zr и полученная нами ранее опытная лигатура Al—0.48% Ti—1.12% Zr [1]. Плавки проводили при 700°С в лабораторной шахтной печи в корундовых тиглях с использованием покровного флюса (40% NaCl, 35% KCl, 15% криолита и 10% NaF) в количестве 2% от
1 P.kotenkoff@mail.ru.
2Здесь и далее мас.%, если не будет дополнительных указаний.
. S ' . Ti- ^ v с • ^ • ч . ; v; . J -w.s х- v ,j ■__л.* . ' — • f :■ r . t J* ■ . 1 _ " __ , - % • 1 , • , — • : - * -i * ' ■ /1 fV r >■- - •>■ X ' - : . г ■ i. S „• i. . . \ : ■ * Ji^ffZ-^ . > X ' VT i ■- ■ Ч- ■ . ' ■ t li .. i-V i "N ? ' '' 4
а 100мкм а 1 1 6 ш мкм 100 мкм e i i
Рис. 1. РСМА-снимки микроструктуры литых сплавов: Al—4% Cu (а), Al—4% Cu—0.6% Zr (6), Al—4% Cu— 0.6% Ti (e).
веса сплава. После расплавления алюминия добавляли сплав Al—11% Cu в расчете получения в сплаве 4% Cu и указанные лигатуры в расчете на 0.6% Ti, Zr или (Ti + Zr). Расплав выдерживали при 700°С в течение 30 мин периодически перемешивая, затем заливали в плоскую стальную форму, скорость кристаллизации в которой составляла ~103—104 град/с. Получали слитки размерами 80 х 70 х 9 (мм), каждый разрезали на четыре части, отжигали при температуре 530°С в течение 5 ч с закалкой в воде, затем проводили старение образцов при температурах от 150 до 300°С с шагом 50 град в течение от двух до 19 ч. Стружку для определения химического анализа брали из литого слитка. На всех стадиях готовили шлифы для металлографических исследований сплавов. Металлографический анализ полученных образцов проводили с помощью инвертированного микроскопа GX-51 (OLYMPUS) при увеличениях от 50 до 1500 и сканирующего электронного микроскопа Carl Zeiss EVO 40. Приставку для рентгено-спектрального микроанализа (РСМА) INCA X-Act фирмы "Oxford Instruments" использовали для определения химического состава матрицы, эвтектики и алюминидов. Твердость сплавов в литом состоянии, после отжига с закалкой и в процессе старения измеряли по Бринеллю при нагрузке 250 кгс и диаметре шарика 5 мм.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Микроструктуру полученных литых сплавов Al—4% Cu, Al—4% Cu—0.6% Zr, Al—4% Cu—0.6% Ti можно видеть на рис. 1а—е, а сплава Al—4% Cu—0.6% (Ti + Zr) — на рис. 2а. Основной структурной составляющей сплавов является твердый раствор на основе алюминия, дендритные ячейки которого окружены выделениями избыточной фазы Al2Cu (9) или вырожденной эвтектики, образующейся в результате неравновесной кристаллизации сплавов. Легирование алюминия 4% Cu приводит к повышению твердости в литом состоянии с 245 МПа (для технического алюминия) до 475 МПа. В сплавах с 0.6% Zr или Ti (рис. 16, e) наблюдаются отдельные первичные алюминиды Al3Zr или Al3Ti (с размерами игл до 100—200 мкм, которые в дальнейшем могут отрицательно влиять на свойства сплавов). Твердость этих сплавов оказывается даже меньше твердости сплава Al—4% Cu и составляет соответственно 455 и 446 МПа. При введении же в исходный расплав опытной лигатуры выделяются первичные комплексные алюминиды Al3(ZrxTi: _x) (рис. 2а), равномерно распределенные в объеме сплава, размеры которых не превышают 20 мкм. Формой их роста являются многогранники, образующие в двухмерных координатах квадраты, звезды, треугольники и иероглифы. В результате твердость литого сплава Al—4% Cu—0.6% (Ti + Zr) возрастает до 496 МПа. В целом добавки всех лигатур оказывают модифицирующие действие: ~в 2—3 раза уменьшаются размеры дендритных ячеек и выделений избыточной фазы Al2Cu.
Отжиг сплавов с последующей закалкой приводит к получению пересыщенных твердых растворов соответствующих элементов в алюминии. В результате происходит
50 Э. А. Попова, П. В. Котенков, Э. А. Пастухов и др.
Рис. 2. РСМА-снимки микроструктуры сплава А1—4% Си—0.6% (Т1 + 7г): а — в литом состоянии, (б—г) — после отжига под закалку; в — формы роста алюминидов А13(7го 7Т10 3); г — зерно с остатками вырожденной эвтектики по его границам.
почти полное растворение в сплавах неравновесной эвтектики (рис. 2б, г), однако остается некоторое количество нерастворившихся первичных алюминидов. Растворение меди, титана и циркония в алюминии привело к повышению твердости всех сплавов и особенно к значительному возрастанию для сплава с добавкой опытной лигатуры. Твердость сплава А1—4% Си возросла до 530 МПа, сплавов А1—4% Си—0.6% /г, А1—4% Си—0.6% Т1 и А1—4% Си—0.6% (Т1 + /г) - до 624, 595 и 724 МПа соответственно.
С помощью РСМА были определены химические составы матрицы, выделений вырожденной эвтектики, алюминидов в литых сплавах А1-4% Си, А1-4% Си—0.6% /г, А1—4% Си—0.6% Т1 и в сплаве А1—4% Си—0.6% (Т1 + /г) до и после отжига с закалкой. Результаты приведены в табл. 1.
Микроанализ не выявил медь в матрице литого сплава А1—4% Си, в то время как в сплавах с добавками Т! и Т1 + /г содержание меди в а-А1 колеблется от 0.52 до 0.77%. По-видимому, точность метода РСМА не достаточна для определения малого содержания элементов. В вырожденной эвтектике содержание меди составляет 25.60— 31.36%, что с учетом размеров ее прожилок и точности определения метода близко к предельной концентрации меди в эвтектической точке 33.2%. Когда прожилки становятся более тонкими (литой сплав А1—4% Си—0.6% /г), точность определения состава эвтектики уменьшается или становится невозможным его определение (литой сплав А1—4% Си—0.6% (Т1 + /г)). На неявно выраженных выделениях эвтектики (под слоем алюминия) содержание меди колеблется от 3.77 до 4.93%.
В сплавах после отжига, как и следовало ожидать, РСМА показывает увеличение содержания меди в твердом растворе алюминия. Так, в сплаве А1—4% Си—0.6% (Т1 + /г) в твердом растворе алюминия может быть более 4% меди (табл. 1). Цирконий практиче-
Таблица 1
Результаты РСМА сплавов
Характеристика сплава В матрице, мас. % Си в эвтектике, мас. % Составалюминида, ат. %
Си 7г Т1 А1 Т1 7г
А1—4% Си — 26.40
(М14) литой
А1—4% Си—0.6% Т1 0.77 1.11 25.60 76.40 23.60
(М17) литой 31.36 73.51 26.44
А1—4% Си—0.6% 7г 0.62 - 19.81 72.92 27.08
(М15) литой
А1—4% Си—0.6% (Т1 + 7г) 0.52 - 0.46 - 77.39 6.12 16.49
(М22) литой
А1—4% Си—0.6% (Т1 + 7г) - - - 75.31 6.40 18.29
(М22) после отжига и 4.84 - - 75.45 8.63 15.92
закалки 4.41 - 0.58 75.70 6.62 17.68
4.28 - - 76.34 7.04 16.62
ски весь сосредоточен в крупных алюминидных частицах, поскольку он не обнаружен в матрицах сплавов А1—4% Си—0.6% /г и А1—4% Си—0.6% (Т1 + /г) ни до, ни после отжига. В то же время содержание титана в матрице сплавов А1—4% Си—0.6% Т1 и А1—4% Си—0.6% (Т1 + /г) достигает соответственно 1.11 и 0.46%. Такое различие в поведении титана и циркония (с учетом высокой скорости охлаждения сплавов) согласуется с данными их различной предельной растворимости при перитектических температурах: 1.3 и 0.28% соответственно [3]. Отметим, что титан обнаруживается не во всех точках матрицы сплава А1—4% Си—0.6% (Т1 + /г) после отжига. Это соответствует полученным нами ранее данным [4], согласно которым неравновесные условия кристаллизации сплава А1—0.5% Т1 приводят к неоднородному распределению титана в алюминии, характеризующемуся наличием зон, обогащенных и обедненных титаном, соответственно 1.3—2.1 и 0.02—0.03% Т1.
Составы алюминидов в сплавах (литых и отожженных) близки к равновесным (25 ат. % одного или суммы двух переходных элементов). Результаты определения состава комплексных алюминидов методом РСМА для четырех наиболее крупных частиц приведены в табл. 1. Средний химический состав алюминидов составил (ат. %): цирконий — 17.13, титан — 7.17, алюминий — 75.7. То есть состав алюм
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.