CC BY
24
УДК 669.71.01:669.793
ЭКОНОМНОЛЕГИРОВАННЫЙ СКАНДИЕМ СПЛАВ НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ Al-Mg
В. В. Захаров, докт. техн. наук, И.А. Фисенко (ОАО «Всероссийский институт легких сплавов», e-mail: [email protected])
Показана реальная возможность создания экономнолегированных скандием алюминиевых сплавов на основе системы Al-Mg. Уменьшение количества в сплаве скандия компенсируется увеличением содержания циркония, который растворяется в фазе AI3SC, образуя фазу A^(Sc _ х, Z^). Дисперсные частицы последней, обогащенные цирконием, сохраняют все положительные качества (упрочняющие, антирекристаллизационные) фазы AI3SC. Соотношение между содержанием скандия и циркония в экономнолегированных сплавах следует поддерживать 1:1.
Ключевые слова: экономное легирование; скандий; алюминиевые сплавы; цирконий; механические свойства.
An Al-Mg System-Based Alloy Sparingly Alloyed with Scandium. V.V. Zakharov, I.A. Fisenko.
It is shown that there is a real possibility for creation of AI_Mg system-based aluminium alloys sparingly alloyed with scandium. A reduction in scandium content of the alloy is balanced out with an increase in zirconium which dissolves in A^Sc phase and forms Al3(Sc1 _ x, Zrx) phase. Dispersed particles of the latter, enriched with zirconium, retains all positive properties of the A^Sc phase including strength and antirecrystal-lized ones. Scandium content and zirconium content of the sparingly alloyed alloys should be in a 1:1 ratio.
Key words: spare alloying; scandium; aluminium alloy; zirconium; mechanical properties.
Введение
Одна из актуальных задач, стоящих в настоящее время перед металлургами и конструкторами, работающими с деформируемыми алюминиевыми сплавами - снижение стоимости алюминиевых сплавов, легированных скандием. Очевидным решением этой задачи является уменьшение содержания дорогостоящего скандия. В тоже время именно присутствие скандия обеспечивает получение в сплавах уникального комплекса свойств, и снижение его содержания приводит к снижению характеристик полезных свойств. Поэтому уменьшение количества скандия должно сопровождаться увеличением содержания другого более дешевого компонента, способного заменить часть скандия и обеспечивать сохранение комплекса экс-
плуатационных свойств, а также удовлетворять ряд требований, которые были сформулированы в работе [1]. Наиболее полно этим требованиям по имеющейся на сегодняшний день информации удовлетворяет цирконий.
Компонент, способный частично замещать скандий, должен удовлетворять следующим требованиям:
1. Прежде всего искомый компонент должен иметь высокую растворимость в упрочняющей фазе А^Бс. Цирконий замещает атомы скандия в фазе А^Бс и образует фазу А1з(Бс1 _ х, 7гх), где х может достигать 0,5 [2].
2. Компонент, растворяясь в фазе А^Бс, должен менять параметр ее кристаллической решетки таким образом, чтобы несоответствие кристаллической решетки А1зБс с кристаллической решеткой алюминиевой
матрицы уменьшилось. Уменьшение несоответствия приведет к снижению упругих напряжений на межфазной поверхности аА| - А^Бс, что облегчит зарождение новой фазы в алюминиевой матрице, а в дальнейшем уменьшит движущую силу процесса коагуляции дисперсных частиц типа А^Бс.
Цирконий, растворяясь в фазе А^Бс, уменьшает упомянутое несоответствие с 1,34 до 1,07% при замещении цирконием в фазе А1з(Бс1 _ х, Тгх) 50 % атомов скандия [3].
3. Компонент должен иметь коэффициент диффузии в алюминии меньше, чем коэффициент диффузии скандия. Это дает возможность затормозить процесс коагуляции, процесс огрубления дисперсных частиц и сохранить при неизбежных технологических нагревах их полезные свойства. Коэффициент диффузии циркония меньше коэффициента диффузии скандия на четыре порядка [3], что приводит к заметному снижению скорости распада твердого раствора (скорости коагуляции частиц А^(Бс _ х, Тгх) в случае введения циркония в скандийсодержащие алюминиевые сплавы.
Таким образом, цирконий является тем компонентом, который пока наиболее полно удовлетворяет предъявляемым требованиям. Все существующие промышленные скандийсодержащие алюминиевые сплавы имеют добавку циркония, присутствие которой позволило снизить в них содержание скандия в среднем с 0,4 до 0,2%. Цирконий вводят обычно в количестве 0,1%. Превышение этого количества, особенно в случае литья крупногабаритных слитков, может привести к образованию первичных цирконийсодержащих интерметаллидов. Однако в случае совместного введения скандия и циркония действует сравнительно недавно выявленная закономерность, характеризующая их совместную способность к усвоению алюминиевыми сплавами в зависимости от соотношения между содержаниями скандия и циркония. Суммарное количество скандия и циркония, которое может быть зафиксировано в твердом алюминиевом растворе при литье слитков зависит от соотношения между скандием и цирконием. Максимальная неравновесная растворимость наблюдается при соотношении
скандия к цирконию как 1:1, т.е. когда скандий и цирконий вводят в сплав в равных долях. Склонность к образованию первичных интерметаллидов А13(7г1 _ у, Бсу) и А13(Бс1 _ х, Тгх) в этом случае минимальная. По-видимому, при кристаллизации сплавов А1_Бс_7г с равным содержанием скандия и циркония величина переохлаждения расплава перед началом кристаллизации максимальная вследствие сложности процесса разделительной диффузии, связанной с перераспределением атомов разного сорта (скандия и циркония) в жидкой фазе перед фронтом кристаллизации. Судя по наклону ветвей ликвидуса и солидуса на равновесных диаграммах взаимодействия скандия и циркония с алюминием (и это подтверждается результатами изучения характера дендритной ликвации скандия и циркония), жидкая фаза (алюминиевый расплав) перед фронтом кристаллизации должна обедняться скандием и обогащаться цирконием (см. рисунок). Атомы скандия и циркония перед фронтом кристаллизации находятся в противопотоке. Усложнение процесса переноса атомов, необходимого для получения жидкости требуемого состава для осуществлении кристаллизации, приводит кусилению переохлаждения расплава. Рост переохлаждения обусловливает повышенную скорость охлаждения при кристаллизации и, как следствие, повышенное пересыщение твердого раствора скандия и циркония в алюминии. Это предположение согласуется с экспериментальными данными, полученными в [4] и свидетельствующими о том, что при комплексном легировании алюминиевых сплавов переходными металлами (при сов-
к о
К п
Ч ЕЗ
к 3
ей К
^ 2
° а
3 я
И «
Й к &
§ И
« К
0,15 %
/ Бе
—Расстояние от фронта кристаллизации
Концентрация скандия и циркония в жидкой фазе перед фронтом кристаллизации сплава 2 (схема)
местном, одновременном введении в алюминий сразу нескольких переходных металлов) достигается наибольшее пересыщение твердого алюминиевого раствора при кристаллизации и соответственно при этом меньшая часть переходных металлов, введенных в сплав, выделяется в начале кристаллизации в виде первичных интерметаллидов. Достичь такого пересыщения раствора при введении какого-либо одного переходного металла не представляется возможным.
Цель настоящей работы заключалась в исследовании возможности снижения скандия в алюминиевом сплаве на основе системы А1-Мд без потери прочностных свойств за счет замены части скандия цирконием и поддержания соотношения между скандием и цирконием 1:1.
Исследуемые материалы и методика экспериментов*
Методом непрерывного литья были отлиты слитки 0 134 мм двух составов (табл. 1).
В сплаве 1 содержание скандия и циркония близкое к общепринятому в промышленных сплавах А1_Мд, а соотношение Бс^г составляет 3:1. В сплаве 2 скандия меньше в 2 раза, чем в сплаве 1, и выдержанно соотношение между скандием и цирконием как 1:1.
Выбор соотношения Бс^г как 1:1 в сплаве 2 был сделан не только с целью экономии скандия, но и с учетом также следующих обстоятельств. Концентрация циркония в фазе А1з(Бс1 _ х, Zгх) находится в прямой зависимости от соотношения Бс^г в сплаве и может достигать, как уже упоминалось, 50 % [2].
Судя по экспериментальным данным работы [2], при соотношении содержаний в сплаве Бс^г, близкого 1:1, наступает насыщение цирконием фазы А1з(Бс1 _ х, 7гх). Исходя из этого факта мы полагали, что в сплаве 2 во вторичных частицах фазы А1з(Бс1 _ х, Zгх) атомы скандия будут предельно возможно, по-видимому до 50%, замещены атомами циркония. Соответственно такая замена делает частицы более термически стабильными, менее склонными к коагуляции и дает воз-
* В проведении экспериментов принимала участие Т.Д. Ростова.
Таблица 1
Фактический химический состав
исследуемых сплавов, % вес.
Номер А1 Мд Бс Zr Ре Б1
сплава
1 Основа 6,0 0,з0 0,10 0,01 0,01
2 Основа 6,0 0,16 0,15 0,01 0,01
можность использовать в технологическом процессе производства деформированных полуфабрикатов длительные высокотемпературные нагревы.
С целью выбора режима гомогенизации слитков сплавов 1 и 2 был проведен следующий эксперимент. От слитков были взяты образцы, которые отжигали в течение 10 ч при температурах з00, з50, з75, 400, 450, 500 °С с последующим охлаждением в воде. После отжига замеряли твердость и электропроводимость образцов (табл. 2).
В процессе отжига происходят два основных процесса: растворение частиц алюми-ниймагниевой фазы кристаллизационного происхождения и распад твердого раствора скандия и циркония в алюминии, зафиксированный при кристаллизации в процессе литья слитков. Цель отжига слитков из алюминиевых сплавов , легированных скандием _ растворить включения избыточных алюминий-магниевых фаз , образовавшихся при нерав -новесной кристаллизации, и вызвать регламентированный распад твердого раствора скандия и циркония в алюминии с выделением вторичных частиц А1з(Бс1 _ х, Zrх) оптимальной дисперсности .
Повышение твердости слитков обоих сплавов после их отжига (см. табл. 2) свидетельствует о протекании распада твердого раствора скандия и циркония в алюминии. Наибольшее упрочнение достигается после отжига при з00 °С. Повышение температуры отжига приводит к постепенному снижению уровня твердости за счет укрупнения вторичных частиц А1з(Бс1 _ х, Zrх) по механизму коагуляции. Этот процесс весьма замедленный, о чем свидетельствуют постепенное снижение твердости с повышением температуры и весьма
Таблица 2
Твердость и электропроводимость слитков сплавов 1 и 2 в зависимости от температуры отжига. Длительность отжига 10 ч
Свойство Сплав Без отжига Температура отжига, °С
300 350 375 400 450 500
Твердость, кг/мм2 1 2 72.3 71.4 99,1 92,0 98,1 89,5 97,4 89,2 96,3 87,6 86,5 87,2 81.3 82.4
Электропроводимость, МСм/м 1 2 14,5 14,3 15,05 14,8 15,1 14,9 15,4 15,2 15,45 15,45 15,5 15,5 15,45 15,45
незначительный рост электропроводимости. Процесс распада раствора в слитках сплава 2 обеспечивает меньшее упрочнение, чем в слитках сплава 1, но разупрочнение в слитках сплава 2 происходит с меньшей скоростью. Судя по величине и изменению твердости, отжиг при 300-400 °С в течение 10 ч обеспечит требуемый распад твердого раствора скандия и циркония в алюминии обоих сплавов, необходимый для достижения высокой прочности готовых полуфабрикатов.
Для полного растворения включений алю-миниймагниевой фазы в слитках сплавов 1 и 2 их необходимо нагревать до температуры 450-460 °С, но при таком высокотемпературном нагреве произойдет недопустимое огрубление вторичных частиц А^Б^ _ х, Тгх) и они потеряют свои полезные качества _ упрочняющий и антирекристаллизационный эффект. Поэтому при выборе режимов гомогенизации слитков сплавов, содержащих скандий, обычно принимают компромиссное решение. Выбирают промежуточный вариант отжига, обеспечивающий, с одной стороны, достаточное для дальнейшей обработки давлением растворение избыточных фаз и, с другой стороны, обусловливающий неглубокий распад твердого раствора скандия и циркония (ближе к начальной стадии) с учетом дальнейших технологических нагревов перед обработкой давлением под отжиг или закалку.
С целью выбора режима гомогенизации на основе экспериментальных данныхслитки сплавов 1 и 2 отжигали при температурах 300,350,375,400,450,500 °С в течение 10 ч с последующим охлаждением на воздухе, об-
тачивали на заготовки и прессовали при 400 °С (нагрев в индукционной печи) на полосу 3 х 100 мм. Испытание на растяжение проводили с использованием плоских образцов, взятых в продольном направлении, в горяче-прессованном состоянии и после отжига по режиму 400 °С, 1 ч, охлаждение на воздухе.
Результаты экспериментов и их обсуждение
В табл. 3 представлены результаты испытаний на растяжение продольных образцов из прессованных полос в горячепрессован-ном и отожженном состояниях.
Из табл. 3 видно, что в целом свойства полос из сплавов 1 и 2 близки. Сплав 2, имеющий в своем составе в 2 раза меньше скандия, чем сплав 1, не уступает по уровню прочностных свойств сплаву 1. При низких температурах гомогенизации сплав 1 немного превосходит сплав 2 по прочностным характеристикам, а при высоких (начиная с 400 °С), наоборот, сплав 2 немного превосходит сплав 1. С повышением температуры гомогенизации прочностные свойства полос из сплавов 1 и 2 проходят через пологий, размытый максимум, обусловленный протеканием процесса распада твердого раствора скандия и циркония в алюминии. Для сплава 1 максимум приходится на температуру гомогенизации 350375 °С, а для сплава 2 _ на 400 °С, поскольку твердый раствор скандия и циркония в сплаве 2 более устойчив и распадается с меньшей скоростью из-за меньшей суммы скандия и циркония и иного соотношения.
Таблица 3 Механические свойства прессованных полос 3 х 100 мм из сплавов 1 и 2 в зависимости от режима гомогенизации. Средние значения из пяти испытаний
Режим гомогенизации Сплав Горячепрессованное состояние Отожженное состояние
ств, МПа ст02, МПа 8, % ств, МПа ст02, МПа 8, %
Без гомогенизации 1 2 408 396 315 295 17,2 18,1 394 384 263 256 16,8 17,7
300°С,10ч 1 2 411 404 308 315 16,2 15,6 400 389 264 259 16,0 15,4
350°С,10ч 1 2 415 406 314 316 16,1 15,6 404 391 269 258 15,4 15,8
375°С,10ч 1 2 415 406 316 308 17,7 17,1 408 397 274 269 16.5 15.6
400°С,10ч 1 2 404 409 301 313 18,3 16,6 403 394 274 270 17,7 14,9
450°С,10ч 1 2 400 402 301 308 17,8 17,8 391 394 256 268 16,3 16,6
500 °С, 10 ч 1 2 375 384 254 287 22,1 19,3 366 376 225 238 16,9 19,2
Таблица 4 Механические свойства прессованных полос 3 х 100 мм из сплавов 1 и 2 в зависимости от температуры прессования. Средние значения из пяти испытаний
Температура нагрева Сплав Горячепрессованное состояние Отожженное состояние
перед прессованием, °С ств, МПа ст02, МПа 8, % ств, МПа ст02, МПа 8, %
350 1 2 419 407 324 313 16,6 15,5 406 399 281 273 16,1 15,7
400 1 2 412 404 307 301 17,1 18,4 400 397 274 272 16,3 16,8
450 1 2 413 402 319 294 16,5 19,1 398 388 270 260 16,2 16,7
500 1 2 397 397 287 273 18,5 21,5 387 387 253 260 17,8 16,8
Если сравнивать свойства прессованных полос из сплавов 1 и 2, отпрессованных из слитков, отгомогенизированных при 400 °С (использование более низких температур для гомогенизации нежелательно из-за их малой технологической пластичности), то в этом случае сплав 2 не уступает сплаву 1 по характеристикам прочности.
Для проведения дальнейших экспериментов были выбраны слитки, отгомогенизиро-ванные при 400 °С, так как при использовании более низких температур гомогенизации не осуществляется собственно процесс гомогенизации - устранение последствий неравновесной кристаллизации, и не достигается необходимой полноты распада твердого раствора скандия и циркония в алюминии.
Слитки сплавов 1 и 2 гомогенизировали при 400 °С в течение 10 ч и прессовали при температурах нагрева 350, 400, 450 и 500 °С на полосу сечением 3 х 100 мм. С повышением температуры нагрева от 350 до 500 °С усилие прессования снизилось почти в 2 раза. В табл. 4 представлены механические свойства полос, отпрессованных при разных температурах.
Данные табл. 4 также, как и табл. 3, свидетельствуют о том, что механические свойства сплава 2, имеющего в своем составе в 2 раза меньше скандия, чем в сплаве 1, высокие.
С повышением температуры прессования прочностные свойства полос из сплава 1 и 2 немного снижаются. С учетом фактических значений прочностных свойств полос, а также принимая во внимание сильную зависимость усилия прессования сплавов 1 и 2 от температуры нагрева слитков под прессование, можно рекомендовать температуру нагрева под прессование слитков сплава 2 в интервале 400-450 °С.
Заключение
Результаты проведенного эксперимента свидетельствуют, что существует реальная возможность снизить в 2 раза содержание дорогостоящего и дефицитного скандия в сплавах А1-Мд-8с без потери прочностных свойств. Снижение содержания скандия компенсируется небольшим увеличением содержания циркония. При этом соотношение Бс^г следует поддерживать в соотношении 1:1. В этом случае достигается максимальное пересыщение твердого раствора скандия и циркония в алюминии, а количество интерметаллидов, содержащих скандий и цирконий, минимально. Результатов выполненного эксперимента недостаточно для выбора состава экономнолегированного промышленного сплава А!-Мд-8с. Они только показывают одно из перспективных направлений, в котором следует двигаться для создания экономнолегированных скандием алюминиевых сплавов.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Захаров В.В., Фисенко И.А. О возможности создания экономнолегированных скандием алюминиевых сплавов//Технология легких сплавов. 2015. № 4. С. 40-44.
2. Торопова Л.С., Камардинкин А.Н., Кинджи-бало В.В., Тыванчук А.Т. Исследования сплавов системы А!-8с-2г в области, богатой алюминием // Физика металлов и металловедение. 1990. № 12. С. 108-111.
3. Fuller C.B., Seidman D.N. Temporal evolution of the nanostructure of Al(Sc, Zr) alloys: Part II - coarsening of Al(Sc1 _ x, Zrx) precipitates // Acta Ma-terialia. 2005. № 53. P. 5415-5428.
4. Добаткин В.И., Елагин В.И., Федоров В.М. Быстрозакристаллизованные алюминиевые сплавы. _ М.: ВИЛС, 1995. _ 340 с.
С ЮБИЛЕЕМ!
24 февраля 2016 г. исполнилось 75 лет известному ученому, доктору технических наук, главному научному сотруднику Всероссийского института легких сплавов
ВАЛЕРИЮ ВЛАДИМИРОВИЧУ ЗАХАРОВУ.
Свою трудовую деятельность он начал в ВИЛСе в 1963 году, пройдя за эти годы путь от инженера до начальника лаборатории алюминиевых сплавов. В.В. Захаров - автор более 220 научных публикаций и 30 патентов, посвященных процессам, проходящим в алюминиевых сплавах при деформации и термической обработке.
Коллектив Всероссийского института легких сплавов и редколлегия журнала «Технология легких сплавов» поздравляют Валерия Владимировича с юбилеем и желают ему крепкого здоровья и успехов в работе.
