Содержание к диссертации
Введение
1.Обзор Литературы 11
1.1 .Анализ некоторых фазовых диаграмм состояния алюминия с переходными металлами 11
1.1.1.Двойная система Al-Zr 11
1.1.2.Двойная система А1-Мп 12
1.1.3.Двойная система Al-Sc 13
1 Л.4.Двойная система А1-Се 15
1.1.5.Тройная система Al-Ni-Mn 16
1.1 .б.Тройная система Al-Ce-Cu 17
1.1.7.Тройная система Al-Zr-Sc 18
1.1.8 .Тройная система Al-Cu-Mn 19
1.2. Особенности влияния скандия на структуру и упрочнение алюминия 20
1.3.Особенности влияния циркония на структуру и упрочнение алюминия 25
1.4.Особенности совместного влияния циркония и скандия на структуру и упрочнение алюминия 26
1.5.Промышленные литейные алюминиевые сплавы на основе систем Al-SinAl-Cu 28
1.6 .Структура и свойства алюминиевых сплавов с добавкой переходных металлов 31
2. Методика эксперимента 36
2.1 .Объекты исследования, их получение и обработка 35
2.2.0пределение литейных свойств 41
2.3 .Термический анализ 42
2.4. Определение линейного коэффициента термического расширения 43
2.5. Определение механических свойств 43
2.5.1 .Испытания на растяжения и изгиб 43
2.5.2.Измерение твердости по Бринеллю 44
2.5.3.Измерение твердости по Виккерсу 44
2.5.4.Измерение микротвердости 44
2.5.5.Испытания на длительную прочность 44
2.6.Методика структурных исследований 45
2.6.1 .Световая микроскопия 45
2.6.1.1 .Количественная металлография 45
2.6.2.Растровая электронная микроскопия 46
2.6.3.Просвечивающая электронная микроскопия 47
2.7.Микрорентгеноспектральный анализ 48
2.8.Рентгеноструктурный анализ 48
2.9.0пределение коррозионных свойств 50
2. 10.Измерение плотности 50
3. Особенности формирования структуры и упрочнения сплавов системы Al-Zr 51
3.1.Исследование влияния скорости кристаллизации и температуры литья на растворимость циркония 51
3.2. Исследование закономерностей влияния циркония и скандия на структуру и упрочнение сплавов системы Al-Zr-Sc 54
3.3.Влияние кремния и марганца и железа на структуру и свойства сплавов системы Al-Zr 67
3.4.Влияние холодной деформации на структуру и механические свойства сплавов системы Al-Zr 72
4. Исследование структуры и свойств литейных алюминиевых сплавов, легированных никелем 79
4.1.Общие особенности литой структуры сплавов системы Al-Ni-Mn..81
4.2. Исследование влияния никеля на литейные и механические свойства сплавов системы Al-Ni-Mn 83
4 4.3.Иследование влияния режимов отжига на структуру и механические свойства сплавов системы Al-Ni 84
4.4.Влияние железа и кремния на структуру и свойства сплавов системы Al-Ni-Mn 87
4.5.Влияние условий кристаллизации на растворимость циркония в (А1) сплавов системы Al-Ni-Mn 90
4.6.Изучение влияния малых добавок на механические свойства сплавов системы Al-Ni-Mn. Разработка сплава АН4Мц2 90
5. Исследование структуры и свойств литейных алюминиевых сплавов, легированных церием 98
5.1.Исследование структуры и свойств литейных алюминиевых сплавов системы А1-Се-Мп 98
5.1.1.Общие особенности структуры литых сплавов системы А1-Се-Мп 98
5.1.2.Исследование влияния церия на литейные и механические свойства сплавов системы А1-Се-Мп 101
5.1.3.Изучение влияния режимов термообработки на структуру сплавов системы А1-Се-Мп 102
5.1.4.Изучение влияния малых добавок Zr и Sc на структуру и основные свойства сплавов системы А1-Се-Мп. Разработка сплава АЦрб 104
5.2.Исследование структуры и свойств литейных алюминиевых сплавов системы Al-Cu-Ce 107
5.2.1.Выбор и анализ возможных композиций для разработки литейного алюминиевого сплава на базе системы Al-Cu-Ce 107
5.2.2.0птимизация состава предлагаемых литейных сплавов на базе системы Al-Cu-Ce. Разработка сплава АМбЦрЗ 113
6. Исследование структуры и свойств деформируемых сплавов, легированных марганцем и медью 116
5 6.1 .Исследование структуры и свойств деформируемых алюминиевых сплавов системы А1-Мп с добавкой циркония 116
6.1.1 .Влияние добавок железа, кремния и никеля на механические свойства сплава Al-2%Mn-0,5%Zr 116
6.1.2.Исследование структуры и свойств деформируемого сплава на базе системы Al-Мп с добавкой циркония. Разработка сплава MN1..119
6.2.Анализ композиций для разработки жаропрочного деформируемого сплава на базе системы Al-Cu-Mn 122
6.2.1.Исследование влияния малых добавок и примесей на структуру, свойства и технологичность сплавов системы Al-Cu-Mn 124
6.2.2.Изучение влияния циркония и скандия на механические свойства сплавов системы Al-Cu-Mn. Разработка сплава DM1 128
Выводы 135
Список литературы 138
Приложение 146
- Особенности влияния скандия на структуру и упрочнение алюминия
- Определение механических свойств
- Исследование закономерностей влияния циркония и скандия на структуру и упрочнение сплавов системы Al-Zr-Sc
- Исследование влияния никеля на литейные и механические свойства сплавов системы Al-Ni-Mn
Введение к работе
Актуальность работы.
В настоящее время алюминиевые сплавы получили широкое применение благодаря ценному для техники комплексу механических, физических, коррозионных свойств, высокой технологичности, а также благодаря значительным природным запасам алюминия. При этом наилучшие эксплуатационные характеристики существующих алюминиевых сплавов, в большинстве случаев достигаются после использования упрочняющей термической обработки, включающей в себя операцию закалки в воде (или другой жидкости) и последующее старение. Такая термическая обработка усложняет и удорожает технологическую схему и нередко приводит к появлению нежелательного брака, в частности, к нестабильности размеров. Кроме того, существующие термически упрочняемые сплавы не рекомендуется применять при повышенных температурах (свыше 200-250 С), поскольку в этом случае пропадает упрочняющий эффект, связанный с метастабильными продуктами старения фаз.
Поэтому весьма актуально создание принципиально нового класса алюминиевых сплавов (как литейных, так и деформируемых), в которых бы отсутствовала сложная дорогостоящая операция закалки, а требуемое упрочнение обеспечивали бы малые добавки переходных металлов, за счет дисперсионного твердения в процессе гетерогенизационного отжига при относительно высоких температурах (> 300С). В этом случае можно было бы сохранить стабильность полученной структуры и высокую жаропрочность до повышенных рабочих температур.
Известно, что значительный эффект дисперсионного твердения без закалки может быть получен за счет малой добавки скандия (0,2-0,3 %). Однако высокая цена на скандий ограничивает его широкое использование в промышленных алюминиевых сплавах.
Аналогичный эффект может быть получен и при использовании вместо скандия добавки циркония. Работы кафедры металловедения цветных металлов МИСиС показали принципиальную возможность получения пересыщенного алюминиевого твердого раствора в литых сплавах с концентрацией до 0,8 % циркония и абсолютным уровнем упрочнения за счет дисперсионного твердения до 40 НВ.
Кроме того, большую актуальность получила проблема повышения прочностных характеристик термически неупрочняемых низколегированных деформируемых алюминиевых сплавов типа АА 3003, 8111 и 8006. Эти сплавы имеют оптимальное сочетание технологичности (при обработке давлением), коррозионной стойкости, тепло- и электропроводности, благодаря чему они получили широкое применение, в частности для получения упаковки (фольги). Однако их прочностные свойства в отожженном состоянии невысоки, что ограничивает их использование при все более нарастающих объемах потребления. Таким образом, решение данной проблемы за счет дополнительного легирования малой добавкой циркония позволит увеличить область применения, а также приведет к снижению металлоемкости и, следовательно, к снижению расхода первичного алюминия.
Цель работы.
Целью работы является изучение влияния состава и технологических параметров на структуру и свойства алюминиевых сплавов с добавкой циркония в количестве до 1 мае. % и разработка новых литейных и деформируемых сплавов, упрочняемых без закалки за счет образования дисперсоидов фазы Al3Zr (Ll2) при гетерогенизационном отжиге (высокотемпературном старении).
Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:
Изучить влияние температуры литья, скорости охлаждения и режима термообработки на структуру и упрочнение Al-Zr и Al-Zr-Sc сплавов и обосновать оптимальную концентрацию циркония и целесообразность использования этой добавки для литейных алюминиевых сплавов без операции закалки фасонных отливок.
Изучить возможность упрочнения деформируемых алюминиевых сплавов за счет добавки циркония без использования операций гомогенизации слитков и закалки деформированных полуфабрикатов. Предложить композиции с добавкой циркония для разработки на их основе новых литейных и деформируемых сплавов. Провести сравнительный анализ свойств предлагаемых сплавов и промышленных аналогов. Выявить перспективные области применения новых сплавов.
Научная новизна.
1. Обоснована возможность использования добавки циркония в
количестве 0,4-0,6 % для упрочнения (без использования закалки) литейных
и деформируемых алюминиевых сплавов, получаемых традиционными
методами.
Установлено влияние температуры литья и скорости охлаждения на растворимость циркония в алюминиевом твердом растворе двойных сплавов системы Al-Zr в области до 1 % Zr. Построена поверхность ликвидуса сплавов этой системы. Показано, что для получения в сплаве Al-0,5%Zr пересыщенного алюминиевого твердого раствора скорость охлаждения должна составлять не менее 5 К/с, а температура литья быть не ниже 800 С.
Показано, что максимальный упрочняющий эффект при гетерогенизационном отжиге за счет образования вторичных выделений фазы Al3(Sc,Zr) со структурой Ы2 в сплавах с добавками циркония и скандия определяется в основном объемной долей этой фазы и не зависит от соотношения между цирконием и скандием. При этом добавка 0,1 % Sc по эффекту упрочнения соответствует примерно 0,2 % Zr. Однако при
9 содержании более 0,6 % Zr или 0,3 % Sc (или эквивалента при их одновременном присутствии) велика вероятность распада твердого раствора при охлаждении после окончания кристаллизации, что сильно снижает упрочняющий эффект за счет отжига.
Показано, что при содержании циркония 0,4-0,6 % ступенчатый отжиг (до 450 С включительно) холоднокатаных листов, полученных из литых слитков двойных Al-Zr сплавов, позволяет повысить как прочность, так и пластичность. Это обусловлено сохранением нерекристаллизованной (полигонизованной) структуры и наличием дисперсных вторичных выделений фазы A^Zr.
Установлено, что при температурах отжига до 400 С включительно не происходит заметного формоизменения эвтектических фаз Al3Ni, А14Се и А18СеСи4 даже при литье в тонкостенный кокиль, а при нагреве до 500-600 С проявляется их высокая склонность к интенсивному формоизменению (фрагментации, сфероидизации и укрупнению).
Практическая ценность
Предложены два литейных жаропрочных алюминиевых сплава на базе систем Al-Ni-Mn (АН4Мц2), Al-Cu-Ce (АЦрбМЗ) и литейный сплав общего назначения на базе системы А1-Се (АЦрб), а также технологии их плавки, литья и термообработки без операции закалки. Сплавы рекомендованы для замены промышленных литейных жаропрочных сплавов типа АК12ММгН, АМ5 и АК7пч соответственно. Составлены проекты технических условий на эти сплавы и технологические рекомендации на получение отливок.
Предложены два деформируемых сплава на базе систем Al-Mn (MN1) и Al-Cu-Mn (DM1) с добавкой циркония. Первый сплав рекомендуется для получения тонколистового проката, в частности фольги, от которой требуется повышенная прочность по сравнению со сплавами типа АМц. Второй сплав рекомендуется для замены жаропрочных сплавов типа 1201, если рабочие температуры превышают 300 С. Составлены проекты
10 технических условий на эти сплавы и технологические рекомендации на получение деформированных полуфабрикатов. Разработанная технология не требует операции закалки для листов, а для слитков - гомогенизации.
Литейный сплав АН4Мц2 прошел опытно-промышленное опробование при получении фасонных отливок литьем в кокиль в условиях предприятий ОАО "Авиакомплекс им. СВ. Ильюшина" (ИЛ) и ОАО "Воронежском акционерном самолетостроительном объединении" (ВАСО).
Особенности влияния скандия на структуру и упрочнение алюминия
Алюминиевые сплавы с добавкой скандия относятся к классу "дисперсионно твердеющих" сплавов.
В "состаренном" состоянии скандий присутствует в виде дисперсных частиц фазы A Sc с размером менее 10 нм [14,17-25], являющихся продуктами распада твердого раствора скандия в алюминии, образующегося при кристаллизации. Отличительной чертой этих частиц является очень близкое значение параметра решетки к параметру решетки чистого алюминия. Более того, в работе установлено, что при увеличении размера частиц фазы Al3Sc вплоть до 20 нм они полностью сохраняют свою когерентность алюминиевой матрице, что подтверждается отсутствием межфазных дислокаций [17].
Очевидно, что кроме степени пересыщенности существенное влияние на процесс распада пересыщенного скандием алюминиевого твердого раствора оказывает температура отжига и его продолжительность. В работе [17] было проанализировано такое влияние, из которого следует (рис. 1.9), что с увеличением температуры отжига (рис. 1.9 а,б) размер частиц увеличивался, и как следствие снижая плотность выделений. С увеличением концентрации скандия (рис. 1.9 а,в) в (А1) возрастает плотность выделений фазы С, а также уменьшается их размер. Следует отметить косвенное доказательство когерентности дисперсоидов фазы A Sc, на что указывает характерный контраст от полей упругой деформации (рис. 1.9г).
В работе [14] проанализированы два вида распада пересыщенного твердого раствора сплавов системы Al-Sc: 1) прерывистый распад; 2) непрерывный распад (зародышеобразование и их дальнейший рост) пересыщенного твердого раствора.
Прерывистый распад наиболее часто наблюдается в двойных сплавах системы Al-Sc, иногда его называют ячеистым распадом и описывают как распад пересыщенного твердого раствора по движущейся границе. Движущей силой миграции границы зерна является свободная энергия, которая освобождается при распаде. По мере продвижения границы, она оставляет за собой характерный веерообразный след из частиц.
Движущая сила прерывистого распада возрастает по мере увеличения пересыщенности алюминиевого твердого раствора. Поэтому, наиболее часто прерывистый распад отмечался в сплавах с содержанием скандия более 0,4 %. Однако и с меньшим содержанием скандия возможно протекание подобного распада. Так, в сплаве Al-0,2 % Sc прерывистый распад был отмечен после резкого охлаждения с 600 С в широком диапазоне температур старения 370-490 С [14]. Из рис. 1.10 видно, что протекание прерывистого распада характерно при высоких температурах старения, а при более низких температурах непрерывный распад., по своей природе являются грубыми и неоднородно распределенными, что приводит к незначительному упрочнению сплава. Кроме того, такой распад приводит к уменьшению концентрации скандия внутри алюминиевой матрицы, снижая эффект от непрерывного распада. Поэтому прерывистый распад принято считать нежелательным [14].
Непрерывный распад-это процесс распада пресыщенного твердого раствора, для которого характерны следующие стадии: стадия зародышеобразования, стадия роста и стадия огрубления. Следует отметить, что стабильной фазы A Sc при распаде идет сразу из пересыщенного алюминиевого твердого раствора [14] без каких-либо выделений метастабильных соединений.
В большинстве случаев зарождение фазы AI3SC происходит гомогенно, однако известны сведения о гетерогенном зарождении на дислокациях и границах зерен. Гомогенное зарождение преобладает при больших23 концентрациях скандия и при низких температурах старения, а гетерогенное наоборот [17].
Образование когерентных, равномерно распределенных дисперсоидов фазы Al3Sc происходит в сплавах с 0,2-0,5 % Sc при температурах до 350 С. Следует отметить высокую стабильность этих выделений до 300 С [17], в отличие от промышленных дисперсионно твердеющих сплавов 2ххх и бххх серии, содержащих Си, Mg и Si, структуры которых подвержены существенному изменению уже после нагрева до 250 С. При повышении температуры отжига до 400 С заметное огрубление проявляется и в сплавах с добавкой скандия, при этом частицы принимают сферическую морфологию.
Кроме сферических выделений в работах были обнаружены частицы в форме звезд и разного вида многогранников [17]. В работе Е.А. Marquis и D.N.Seidman описано изменение морфологии частиц Al3Sc в процессе термической обработки. Показано, что частицы по мере своего роста могут принимать различные формы в зависимости от температуры и времени выдержки. На основе исследований было сделано заключение, что равновесная форма частиц Al3Sc в сплаве Al-0,3 % Sc, состаренного при температуре 300 С в течении 350 ч, является форма большого многогранника представленного на рис 1.11 [14,17].
При определенном (критическом) размере компенсация искаженности решетки будет более выгодна за счет введения межграничной дислокации на границе (Al)/Al3Sc, чем увеличение напряжения в матрице. Этот критический
Основной эффект, связанный с добавкой скандия, является существенное повышение прочностных характеристик.
Упрочнение с помощью частиц при комнатной температуре может происходить по двум механизмам. Первый механизм - механизм перерезания, который работает для маленьких частиц и зависит от следующих факторов: химического состава, когерентности, модуля упругости, модуля несоответствия и вклада в упрочнение антифазной границы. Второй механизм-механизм Орована, при котором дислокации оставляют петли вокруг частиц. Этот механизм работает для относительно крупных частиц.
В работе [14] проведен анализ влияния температуры отжига на упрочнение сплава А1-0,3 % Sc (рис. 1.13). На кривых изменения микротвердости автор выделил 4 различных участка: инкубационный период; короткий период, при котором происходит резкое увеличение твердости; участок при котором достигается максимум упрочнения и последний участок медленного снижения прочности. Из анализа этих кривых следует, что увеличение температуры отжига приводит к уменьшению инкубационного периода, кроме того время до достижения максимальногозначения твердости также
Определение механических свойств
Механические свойства некоторых образцов оценивали по значениям временного сопротивления (ав), условного предела текучести (00,2) и относительного удлинения (8), которые определяли стандартным методом испытаний на одноосное растяжение цилиндрических образцов с размерами: рабочая длина 25 мм, диаметр рабочей части 5 мм. Испытания проводили по ГОСТ 1497-84 [60].
С целью сокращения количества изготовляемых цилиндрических образцов, свойства термообработанных слитков и отливок размерами 20 10 мм определяли при испытаниях по схеме трехточечного изгиба [60], получая значения предела прочности (ав) и угла загиба образцов (у), ф имеющих достаточно высокую корреляцию с соответствующими показателями при испытаниях на растяжение. Испытания проводили на универсальной машине ИР 5057-50 со скоростью деформирования 4 мм/мин. В данной работе применялись стандартные измерения твердости по Бринеллю. Для измерения твердости использовался твердомер ТШ-2 при диаметре стального шарового индентора 5 мм. На индентор подавалась нагрузка в 2500 Н [60]. Измерения твердости на образцах с небольшими размерами, а также на листах проводились методом Виккерса. Испытания проводились в соответствии с ГОСТ 2999-75 на приборе ТП-2 [60]. . Метод определения микротвердости предназначен для оценки твердости очень малых (микроскопических) объемов материалов. Метод стандартизирован (ГОСТ-9450-76) [60]. В данной работе в качестве индентора использовалась правильная четырехгранная алмазная пирамида с углом при вершине 136 . Эта пирамида может вдавливаться в образец при нагрузках 0,05-5 Н. Испытании на длительную прочность проводили по схеме растяжения на цилиндрических и плоских образцах в соответствии с ГОСТ 10145-81 [60] в условиях ОАО "ИЛ". Значения механических свойств рассчитывали как среднее из 3—10 измерений на точку. Для оценки значимости результатов механических Ф испытаний рассчитывали среднеквадратичное отклонение и доверительный интервал. Структурные исследования проводились с помощью светового (СМ), и сканирующего (СЭМ) и просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ).
Металлографические исследования сплавов проводились на световом микроскопах МЕТАМ-РВ22, Neophot - 30 с увеличениями 200 - 1000 крат.
Объектами исследования служили шлифы, которые вырезались из центральной части литых и термообработанных слитков сплава. Шлифы приготавливались методом электролитической полировки. Для этого использовался электролит, содержащий: 6 частей С2Н5ОН, 1 часть НСЮ4 и 1 часть глицерина. Температура электролита не превышала 15 С. Электрическая полировка проводилась при напряжении 12,5 В. Схема электролитической полировки приведена на рис.2.4.46 (секущих) известной длины. Затем подсчитывалось число точек пересечения секущей с границами зерен и дендритных ячеек. Средняя линейная величина зерна или дендритной ячейки определялась как отношение длины секущей к числу пересечений с зерном или дендритной ячейки. где L - средний размер зерна (дендритной ячейки); L - длина секущей; nL - число пересечений с зерном [61]. В некоторых случаях измерялась длина отдельных участков (хорд) внутри отдельных фаз. По полученным размерам дендритной ячейки литых образцов оценивалась скорость охлаждения в соответствии с формулой: где, А и В - коэффициенты; d - размер дендритной ячейки; R- скорость охлаждения [61]. Для определения объемной доли дисперсодов на фотографиях фольг полученных методом просвечивающей микроскопии рассчитывалось количество частиц, приходившихся на участке фотографии известных размеров. Для расчета количества частиц в единице объема Qv использовали формулу: где N - количество частиц на выбранном участке фотографии; S - площадь рассматриваемого участка; 250 - толщина фольги, нм . Структуру сплавов изучали на электронном сканирующем микроскопе (JSM-35CF). Объектами исследования были те же шлифы, что и те которые использовались в световой микроскопии. Использовались режимы отраженных электронов и вторичных электронов. Траектория отраженных электронов носит прямолинейный характер. Число отраженных электронов зависит от атомного номера элементов вещества объекта. Чем больше атомный номер зондируемого вещества, следовательно, тем больше электронов содержат атомы, и тем интенсивнее обратное рассеяние быстрых электронов, и тем светлее будут выглядеть эти участки [62]. Таким образом, при этом режиме микроскопа достигается максимальный фазовый контраст. Энергия вторичных электронов невелика (порядка 10 эВ). Поэтому вторичные электроны, образующиеся на значительной глубине, рекомбинируют с ионизированными атомами, и область объекта, которая дает эффект вторичной электронной эмиссии, имеет глубину менее 500 А и диаметр, лишь немного превышающий диаметр электронного зонда. Поэтому изображение во вторичных электронах имеет гораздо лучшее разрешение, чем изображение в отраженных электронах (с увеличением до 100000 крат). В работе исследовалась тонкая структура сплавов. Исследования проводились на ПЭМ (JEM 2000-ЕХ) с ускоряющим напряжением 160 кВ. Порядок анализа объекта в просвечивающем электронном микроскопе в общем случае состоит из следующих этапов [62]: 1) подготовка объекта, достаточно прозрачного для электронов. 2) съемка электронно-микроскопического изображения при определенных условиях в световом поле (т.е. прямом пучке) и в темном поле, переход от светлого поля к темному достигается путем наклона осветительной системы, при этом дифрагированный пучок проходит через апертурную диафрагму, а прямой - задерживается. В качестве объектов исследования в данной работе использовались фольги. Для получения фольг из термообработанных слитков вырезали пластинки толщиной 0,8-1,2 мм, и шлифовали их до толщины 0,2-0,25 мм. Из полученных пластин вырубали диски диаметром Змм, в которых с двух сторон с помощью струйной электрополировки 25 % раствором HNO3 в воде при напряжении 75 В создавали конические углубления. Окончательно электролитическое утонение проводили в электролите следующего состава: 85 % С2Н5ОН и 15 % НСЮ4 при напряжении 12 В и температуре электролита 0-4 С. После окончания электрополировки фольги промывали в дистиллированной воде, а сплавы содержащие медь, кроме того, в концентрированной азотной кислоте.
Исследование закономерностей влияния циркония и скандия на структуру и упрочнение сплавов системы Al-Zr-Sc
Кроме того, значительное влияние на упрочнение оказывает режим термообработки [26,28,65,66]. Как следует из рис.3.3 максимальное упрочнение достигается за более короткое время в сплавах, имеющих предварительный нагрев, в то время как в сплавах без него рост твердости продолжался и после 20 часового отжига. Вероятнее всего это связано с предвыделениями, образующимися на первой низкотемпературной стадии нагрева, которые являются подложками для частиц, выделяющихся при более высокой температуре отжига [26].
Таким образом, существенное ускорение процесса дисперсионного твердения может быть получено при использовании двухступенчатого режима нагрева. Кроме того, использование такого режима позволит получать более равномерную плотность выделений.
Как показано выше, для упрочнения оптимальное содержание циркония в алюминиевом твердом растворе, которое можно получить в традиционных условиях металлургического производства должно находится на уровне 0,4-0,6 %. Однако сплавы, содержащие такое количествоциркония, имеют существенный недостаток - высокая температура литья, что в некоторых ситуациях является крайне нежелательным.
Известно, что существенный эффект дисперсионного твердения без закалки может быть получен за счет малой добавки скандия, введение которой не требует повышенной температуры приготовления расплава [14,17-25]. Упрочнение в этом случае достигается за счет образования вторичных выделений фазы Al3Sc при 300-350 С. Однако недостаточная термическая стабильность к высокотемпературному нагреву (свыше 350 С), снижает эффект от его положительного влияния. В этом случае, для повышения стабильности к нагреву фазы A Sc вводят небольшую добавку циркония, атомы которого частично замещают атомы скандия, а продуктами распада являются частицы фазы Al3(Sc,Zr) [26]. Так практическое применение получили деформируемые сплавы на базе системы Al-Mg-Sc (типа 1570), содержащие 0,3 % Sc и 0,15 % Zr. Однако высокая цена на скандий сильно ограничивает широкое применение таких концентраций в промышленных алюминиевых сплавах.
В связи с этим в работе исследована возможность совместного введения циркония и скандия с целью поиска оптимального сочетания этих элементов, при котором бы концентрация скандия не превышала бы 0,1 %. Кроме того, большой интерес представляет изучение стабильности аномально пересыщенного твердого раствора во время охлаждения после кристаллизации.
Исследование проводилось на слитках двойных Al-Zr, Al-Sc и тройных Al-Zr-Sc сплавов, полученных при разных скоростях охлаждения после кристаллизации табл.3.1. Составы экспериментальных сплавов и экспериментально полученная поверхность ликвидуса и распределение фазовых областей при 450 и 640 С представлены на рис.3.4.
Анализ структуры всех экспериментальных сплавов показал отсутствие первичных кристаллов, что не гарантирует, как будет показано ниже полную растворимость циркония и скандия в алюминиевом твердом растворе.
Изучение процессов распада пересыщенного твердого раствора проводили путем измерения твердости при ступенчатом режиме нагрева сплавов со скандием в интервале от 250 до 640 С, а без него - от 300 до 640С с выдержкой 3 ч на каждой ступени (табл.3.2). Полученные зависимости представлены на рис.3.5.
Из полученных кривых твердости следует, что наилучший эффект дисперсионного твердения для сплавов системы Al-Sc наблюдается в интервале 250 - 350 С, а для сплавов систем Al-Zr и Al-Zr-Sc в интервале 350 - 450 С. Кроме того, следует отметить более быстрое упрочнение тройных Al-Zr-Sc сплавов по сравнению с двойными Al-Zr в интервале 300 - 350 С. Это особенно заметно при сравнении композиций Al-0,4 % Zr и А1-0,4%Zr-0,l%Sc, где продуктами распада являются дисперсоиды Al3Zr и Al3(Sc,Zr) соответственно. Такая разница в скорости упрочнения связана с тем, что атомы скандия обладают большей диффузионной подвижностью, чем атомы циркония, поэтому при распаде пересыщенного алюминиевого твердого раствора они образуют предвыделения (кластеры), которые являются центрами для последующего образования фазы Al3(Sc,Zr) [26-28]. Кроме того, периферийная часть выделений Al3(Sc,Zr) обогащена цирконием, что делает сплавы системы Al-Zr-Sc более устойчивыми к
Анализ влияния скорости охлаждения показывает, что значения твердости одного сплава, полученного с разными скоростями охлаждения (7 К/с и 20 К/с) могут иметь значительную разницу в литом состоянии. Значения твердости в сплавах двойной системы Al-Zr меняются незначительно (рис.3.5а), в отличие от сплавов системы Al-Sc, в частности у сплава А1—0,5 % Sc твердость в литом состоянии может различаться более чем в два раза (рис.3.56). Такой сильный прирост можно объяснить только тем, что распад пересыщенного твердого раствора с образованием выделений в значительной мере происходит уже в процессе охлаждения. Главным следствием такого влияния является возможность получения упрочнения при охлаждении, без дополнительного отжига, уже в литом состоянии.
Кроме того, последующее упрочнение при нагреве зависит от исходного состояния слитков. В двойной системе Al-Zr до 0,4 % Zr не наблюдается заметной разницы в кривых упрочнения сплавов, охлажденных с разными скоростями. Однако при концентрации 0,6 % Zr, а также в двойной системе Al-Sc максимальное упрочнение сплавов, полученных с меньшей скоростью, оказывается меньше, чем сплавов, охлажденных с более высокой скоростью (рис.3.5а,б).
Аналогичные эффекты влияния скорости охлаждения на литую твердость и последующее упрочнение проявляются в полной мере и в тройных сплавах системы Al-Zr-Sc (рис.3.5в).
Для более полной оценки влияния состава и скорости охлаждения по экспериментальным данным для трех наиболее характерных состояний были рассчитаны модели (в виде полиномов) зависимости твердости от концентрации циркония и скандия (рис.3.6), соответствующие литому состоянию, максимально упрочненному состоянию и состоянию после отжига при 500 С.Анализ представленных моделей показывает, что цирконий и скандий не оказывает существенного влияния на литую твердость при высокой
Исследование влияния никеля на литейные и механические свойства сплавов системы Al-Ni-Mn
Анализ литой микроструктуры и значений твердости исследуемых сплавов (рис.4.2) показал, что для создания литейного сплава наибольший интерес представляют сплавы, лежащие в доэвтектической области. На основании фазового анализа, а также определения концентрации марганца в (А1) в этих сплавах были выявлены следующие структурные составляющие: алюминиевый твердый раствор - (А1) и двойная эвтектика Al+AbNi. На отсутствие тройной эвтектики в доэвтектической области указывает неизменный состав (А1), поскольку концентрация марганца в нем практически не изменялась. 6 Ni, мас.% Рис.4.2.3ависимость твердости от содержания марганца и никеля в системе Al-Ni-Mn в литом состоянии. 4.2.Исследование влияния никеля на литейные и механические свойства сплавов системы Al-Ni-Mn.
Поскольку одним из основных назначений никеля является обеспечение хорошего уровня литейных свойств, то на следующем этапе исследовали его влияние на показатель горячеломкости (ПГ). В качестве базовой композиции был выбран сплав А1-2%Мп, который отличался относительно низким значением (ПГ) несмотря на весьма узкий интервал кристаллизации. В процессе исследования установлено (рис.4.3), что существенное улучшение показателя горячеломкости начинается уже с 1 % Данный факт может иметь большое значение при разработке новых литейных алюминиевых сплавов, которые в отличие от силуминов могут иметь хорошие литейные свойства уже при небольшом количестве эвтектической фазы.
На следующем этапе исследовали влияния никеля на механические и коррозионные свойства (склонность к межкристаллитному растрескиванию) (табл.4.1). Следует отметить, что испытание проводилось на "отдельно отлитых" образцах, полученных литьем в металлическую форму. Поскольку данные образцы могли иметь множество дефектов литейного происхождения, то в таблице приведены наилучшие значения. Сплавыиспытывали в литом состоянии до и после выдержки по ускоренной методике в водном растворе 5,7 % NaCl - 0,3 % Н2О2 в течение суток.
Из полученных результатов следует, что с увеличением концентрации никеля предел прочности возрастает, а пластичность резко снижается. Однако даже такое снижение оставляет ее на достаточно высоком уровне.области, а именно 3—4 % Ni, дополнительно легированные 2 % Мп, представляются наиболее оптимальными для создания нового литейного сплава. Однако уровень прочностных характеристик недостаточен, что требует дополнительного исследования.
Присутствующая в исследуемых сплавах эвтектическая структурная составляющая (Al+AbNi) имеет высоко дисперсное строение с размером дендритных ветвей фазы А1з№ порядка 0,1 мкм, поэтому обладает повышенной свободной энергией из-за большой межфазной поверхности [65]. Стремление к минимуму этой энергии должно привести к структурным изменениям. Поскольку формоизменение эвтектической составляющей является диффузионным процессом, то его протекание возможно лишь при нагреве. Очевидно, что такие структурные изменения приведут к изменениюи механических свойств исследуемых сплавов. Для дополнительного упрочнения сплавов системы Al-Ni-Mn предполагается введение небольшого количества элементов в количестве, достаточном для дисперсионного твердения при гетерогенизационном отжиге [68]. Одним из таких элементов является цирконий. Таким образом, при нагреве возможно протекание двух процессов: фрагментация эвтектической составляющей и/или выделение дисперсоидов фазы Al3Zr. Однозначно трудно ответить в какой степени эти два процесса будут влиять на конечные свойства.
Исследование проводили на модельном сплаве Al-6%Ni-0,5%Zr, полученном в графитовую изложницу, со скоростью кристаллизации достаточной для полного растворения циркония и получения дисперсной структуры, способной к фрагментации. Изучение структурных изменений проводили при разных режимах отжига: 1) без предварительной первой ступени при 400, 430 и 460 С; 2) те же температуры отжига, но с предварительной первой ступенью 350 С 1 ч. Наиболее интересные микроструктуры представлены на рис.4.5.
Анализ микроструктуры и кривых изменения твердости показывает, что до 400 С в структуре исследуемых сплавов (рис.4.4) не происходит никаких изменений, кроме процесса дисперсионного твердения. Причем, как и было показано ранее, более быстрое упрочнение происходит в сплавах с дополнительной первой ступенью.
При нагреве до 430 С кроме процесса дисперсионного твердения в сплаве активируется еще и диффузионный процесс приводящий к изменению структуры. Следует отметить, что в первые часы отжига преобладает процесс выделения дисперсоидов и на кривых изменения твердости наблюдается существенный прирост упрочнения, однако с увеличением продолжительности отжига преобладающим становится процесс фрагментации, что сопровождается снижением твердости. Нагрев до 460 С еще сильнее активизирует диффузионный процесс, приводящий к все болееранним структурным изменениям, влекущих за собой более сильное снижение НВ.
Для более наглядного представления влияния температуры отжига на структурные изменения в работе определены механические свойства для наиболее характерных состояний (табл.4.2)Из полученных результатов следует, что наилучшее сочетание прочности и пластичности наблюдается при двухступенчатом режиме с несколько фрагментированной структурой.87
