CC BY
35
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Научный редактор раздела докт. техн. наук, профессор Е.Б. Качанов
УДК 669.715
ФОРМИРОВАНИЕ МЕТАСТАБИЛЬНЫХ ФАЗ ПРИ РАСПАДЕ ТВЕРДОГО РАСТВОРА В ПРОЦЕССЕ ИСКУССТВЕННОГО СТАРЕНИЯ А1-СПЛАВОВ*
Е.Н. Каблов, докт. техн. наук, академик РАН, Е.А. Лукина, канд. техн. наук, С.В. Сбитнева, Л.Б. Хохлатова, канд. техн. наук, Д.В Зайцев
(ФГУП «Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов», e-mail: admin@viam.ru)
Исследованы последовательности фазовых превращений при старении сплавов систем Al-Mg-Li, Al-Cu-Li, Al-Cu-Li-Mg, Al-Mg-Si-Cu. Высокоразрешающими методами исследовано строение основных упрочняющих фаз и установлены тем-пературно-временные области их существования. По результатам проведенных исследований построены диаграммы фазовых превращений при старении (ДФПС) для промышленных сплавов: 1424 системы Al-Mg-Li-Zn; 1441 системы Al-Cu-Li-Mg, В-1461 системы Al-Cu-Li-Zn-(Mg), В-1469 системы Al-Cu-Li-Ag-(Mg), 1370 системы Al-Mg-Si-Cu.
Ключевые слова: Al-сплавы; старение; фазовые превращения; упрочняющие выделения; диаграммы фазовых превращений (ДФПС).
Formation of Metastable Phases during Solid Solution Decompositin in the Pro- T^
cess of Artificial Ageing of Aluminium Alloys. Ye.N. Kablov, Ye.A. Lukina, S.V. Sbitneva, L.B. Khokhlatova, D.V. Zaitsev.
Sequences of phase transformations which take place during ageing of Al-Mg-Li, Al-Cu-Li, Al-Cu-Li-Mg and Al-Mg-Si-Cu alloys have been investigated. Structures of the main strengthening phases have been examined via high-resolution techniques and temperature-time fields of phase existence have been found. Based on the studies carried out ageing phase transformation diagrams have been plotted for the following commercial alloys: 1424 Al-Mg-Li-Zn system, 1441 Al-Cu-Li-Mg system, B-1461 Al-Cu-Li-Zn-(Mg), B-1469 Al-Cu-Li-Ag-(Mg), 1370 Al-Mg-Si-Cu.
Key words: Al alloys; ageing; phase transformations; strengthening phase; phase transformation diagrams.
Введение
Все промышленные сплавы систем А!-Мд-Ы^п, А!-Си-1_1-7п-(Мд), А1-Си-1_1-Мд, А!-Си-Ы-Мд-(Ад), А!-Мд-Б1-Си характеризуются высоким легированием и сложностью
* Работа выполнена в рамках реализации комплексного научного направления 2.1 Фундаментально-ориентированные исследования («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [1].
фазовых превращений при старении [2—4]. На формирование той или иной структуры в сплавах данных систем особенно сильное влияние оказывают температура обработки на твердый раствор и скорость закалочного охлаждения, а также режим искусственного старения (ИС). Учитывая сложный фазовый состав, морфологию и характер выделения упрочняющих фаз при распаде пересыщенного твердого раствора (ПТР) в сплавах сис-
-Ф-
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
тем Al-Mg-Li-Zn, Al-Cu-Li-Zn-(Mg), Al-Cu-Li-Mg, Al-Cu-Li-Mg-(Ag), Al-Mg-Si-Cu довольно трудно найти режим ИС, обеспечивающий оптимальное сочетание прочности, пластичности, вязкости разрушения и коррозионной стойкости. Таким образом, для разработки и оптимизации режимов старения необходимо знать температурно-временные области существования различных фаз, образующихся при старении. Для этого удобно использовать температурно-временные диаграммы фазовых превращений при старении (ДФПС). В сочетании с температурно-вре-менными картами механических свойств (ств, ст0,2> 8) ДФПС позволяют проанализировать соответствие фазового состава и свойств изученных сплавов в широком диапазоне температур и длительностей старения.
Методика проведения исследований
Исследования проводили на образцах из промышленных листов сплавов (% мас.): 1424 (Al - 5,4Mg - 1,66Li - 0,7Zn) системы Al-Mg-Li-Zn; 1441 (Al - 1,7Li - 1,6Cu - 0,7Mg) системы Al-Cu-Li-Mg; В-1461 (Al - 1,7Li - 3,1Cu -0,5Zn - 0,6Mg) системы Al-Cu-Li-Zn-(Mg); В-1469 (Al - 3,4Cu - 1,2Li - 0,46Ag - 0,66Mg) системы Al-Cu-Li-Mg-(Ag); 1370 (Al - 1,1Mg -0,9Si - 1,0Cu) системы Al-Mg-Si-Cu.
ДФПС и карты свойств строили в координатах Т - lg(t) (t - длительность одноступенчатого старения). Фазовый состав определяли с применением различных методов, из которых основными были рентгеновский фазовый анализ (РФА) и просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ).
РФА проводили на дифрактометре D/MAX-2500 фирмы RIGAKU в монохроматическом Cu^-излучении. Диапазон сканирования находился в интервале углов 29 от 20° до 70°. Морфологию и характер выделяющихся фаз изучали с применением ПЭМ JEM 200CX фирмы JEOL при ускоряющем напряжении 160 кВ. Образцы для исследований представляли собой тонкие фольги, полученные методом струйной полировки в спиртовом электролите на установке TENUPOL5 фирмы STRUERS.
Кристаллическая структура и обозначения фаз, формирующихся при старении алюминиевых сплавов
Диаграммы состояния, устанавливающие взаимосвязь между составом сплава и температурой фазовых превращений, описывают равновесное состояние для сплавов различных систем легирования. Формирующийся при старении алюминиевых сплавов фазовый состав отличается от равновесного. Полуфабрикаты из рассматриваемых в данной работе промышленных алюминиевых сплавов, как правило, используют в конструкциях в закаленном и состаренном состоянии. В ходе старения из закаленного ПТР при последующем старении выделяются неравновесные фазы с различной степенью когерентности относительно матрицы. Сочетание объемных долей, размера, морфологии и характера зарождения (гомогенного и гетерогенного) таких фаз определяет эксплуатационные характеристики сплавов. Поскольку для неравновесных фаз характерно изменение размеров и объемной доли в процессе старения, важной задачей для алюминиевых сплавов является разработка режимов старения, в частности ступенчатых, обеспечивающих не только благоприятное сочетание прочностных и конструкционных характеристик, но и стабильность этих характеристик при эксплуатации. Особенно остро проблема стабильности стоит для алюминиевых сплавов с литием, имеющих очень сложный фазовый состав.
В двойных модельных сплавах А1-Ы в соответствии с равновесной диаграммой состояния системы при распаде ПТР и в алюминии выделяется 8-фаза состава А1Ы с кубической объемно-центрированной кристаллической решеткой типа N аТа и периодом а = 0,638 нм. Эта решетка представляет собой две решетки типа №С1, вставленные друг в друга так, что атомы одной из решеток находятся в центрах ячеек другой. Выделения 8-фазы обычно имеют форму пластин с плоскостью габитуса {111}а [5]. Ориентационное соотношение (о.с.) 8-фазы с матрицей имеет вид [6]:
(100)8 11(110)а; (011)8 | | (111)а I (011 >8 I IС112)«*.
Существует 12 различных кристаллографически эквивалентных ориентаций 8-фазы
в матрице. Для 8-фазы характерно зарождение на высокоугловых границах зерен [7] при температурах выше 240-250 °С [5].
Однако до ее образования возникает промежуточная, изоморфная матрице (а-фаза) 8'-фаза (А^Ы) со структурой Ь^СизАи), являющаяся одной из основных упрочняющих фаз в А!-сплавах с литием.
В сплавах системы А!-Мд-Ы-Еп в соответствии с тройной диаграммой фазовых равновесий [8] в системе А!-Мд-Ы равновесная кубическая в^фаза (А^ЫМд) (а = 2,02 нм), которая имеет следующие о.с. с матрицей:
(110)51 II (110)а ; [110]51 II [111]а [9, 10].
Промежуточная в^-фаза представляет собой несколько фаз, кристаллические решетки которых немного отличаются от решетки равновесной в^фазы. Морфология частиц зависит от режима старения и содержания в сплаве лития и магния. При весовом содержании Ы 1 2 %, Мд 1 1 % и температуре старения 1 200 °С на начальной стадии образования частицы в^-фазы имеют примерно равноосную форму, в дальнейшем часть из них приобретает форму вытянутых вдоль <110>а стержней. Образование в^-фазы сопровождается растворением 8'-фазы в близлежащих объемах.
Упрочнение сплавов системы А!-Си-Ы-Мд при старении в заметной мере связано с образованием промежуточных выделений, для которых равновесной является фаза в^^СиМд). Последняя имеет орторомбическую решетку, пространственную группу 017 - Стст, 16 атомов в элементарной ячейке и периоды кристаллической решетки (нм): а = 0,4; Ь = 0,924; с = 0,714 [11]. О.с. в-фазы с матрицей:
[100]5 || [100]; [100]5 || [100]а; [001]5 || [01 2]а.
При высокотемпературном старении образуются рейки упрочняющей в'-фазы, уплощенные в плоскостях типа {120}а и вытянутые в направлениях <100>а. Рейки часто сгруппированы в характерные конгломераты.
Распад ПТР в сплавах А!-Си-Ы-7п-(Мд) сопровождается выделением зон ГП и фаз 9'(9''), Т1, 8' [12]. В двойных сплавах А!-Си когерентная 9''-фаза имеет тетрагональную решетку с а = 0,404 нм, с = 0,79 нм, а частично когерентная 9'-фаза (А^Си) имеет тетраго-
нальную решетку с периодами а = 0,404 нм, с = 0,79 нм.
Добавление более 1 % мас. Li подавляет образование фазы 9" и способствует выделению 9'-фазы [12]. Частицы 9'-фазы зарождаются гомогенно в объеме зерна и являются довольно сложными для визуализации методом ПЭМ. Удобными дифракционными условиями для наблюдения этих фаз является ось зоны <100>а. Так как 9'-фаза представляет собой пластинчатые частицы с габитусом {001 }а, то на дифракционных картинах ей соответствуют диффузные тяжи, вытянутые вдоль направления [100] [13, 14]. Темнопольные изображения частиц 9'-фазы наблюдаются при положении апертурной диафрагмы между рефлексами (100)g' и (200)g', в центре диффузного тяжа вдоль направления [ 100]* .
При уровне лития больше 1,5 % мас. 9'-фаза выделяется в низкотемпературном интервале. В этом интервале на поверхности пластин 9'-фазы S'-фаза образует характерные оболочки (композитные частицы) [4].
В 1972 г. Noble и Thompson [15] методом ПЭМ установили, что Т^А^иС^-фаза выделяется в виде тонких пластинок по плоскостям {111}а с ориентационным соотношением, определенным Silcock [12]:
[ 1120 ]t1 || [ 211]а ; (0001 )T1 || (111)а;
(1110)T1 || (110)а .
Фаза Т1 имеет гексагональную решетку с пространственной группой Р6/ттт, 12 атомами в элементарной ячейке (6А1 + 3^ + 3Li) и периодами а = 0,4965 нм, с = 0,9345 нм. В работе [13] определены координаты атомов и показано, что структура фазы четырехслой-ная. Из анализа дифракционных эффектов на электронограммах авторы [14] пришли к выводу о существовании промежуточной T.J-фазы, которая зарождается равномерно в объеме зерна и гетерогенно на субграницах. Присутствие «штриха» в обозначении этой неравновесной фазы указывает на то, что она является сверхтонкой пластиной с габитусом (111)а. Темнопольные изображения частиц Т1-фазы наблюдаются при положении апертурной диафрагмы в участке диффузного тяжа вдоль направлений <111>а.
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Noble и Thompson предложили следующий механизм образования пластин Т1-фазы: при малых пересыщениях по меди Т1-фаза образуется при расщеплении полных матричных дислокаций а/2(110)а на две частичные дислокации Шокли а/6(112)а с последующим обогащением медью и литием образовавшегося дефекта упаковки типа вычитания. Вообще, зарождение частиц происходит конгломератами из сверхтонких пластин (толщиной «1 нм, практически совпадающей с размером элементарной ячейки фазы Т1), которые возможно визуально разделить при использовании определенной геометрии съемки методом ПЭМ [13, 16].
При легировании сплавов системы А1-Си-Li небольшим количеством Mg и Ag (<0,6% вес.) возможно выделение Q-фазы. В работе [17] предположили, что Q-фаза является моноклинной модификацией 9(А12Си)-фазы. Она представляет собой тонкие шестиугольные пластины в плоскости {111}а, выделяющиеся внутри зерна и по субграницам. Гексагональные пластинчатые частицы Q-фазы имеют когерентные границы вдоль плоскостей габитуса (001)q || (111)а и в зависимости от толщины пластины -когерентные либо полукогерентные межфазные границы по торцам пластин. Когерентность плоских межфазных границ (001)q || (111)а обеспечивается упорядоченными сегрегация-ми атомов Mg и Ag на второй и первой крис -таллографических плоскостях, примыкающих к решетке алюминия, соответственно [18]. Благоприятное выделение фазы Q также обеспечивается высоким соотношением Cu/Mg, после короткого ИС при 150-270 °С, максимальное содержание Q-фазы наблюдается после распада ПТР сплава с « 4% мас. Си и « 0,3-0,8% мас. Mg.
Сплавы системы Al-Mg-Si-Cu, содержащие 0,8-1,0% мас. Си и обладающие уникальным сочетанием прочностных, эксплуатационных и технологических свойств, в отличие от сплавов с литием являются коррозионно-стойкими, однако после ИС на максимальную прочность они проявляют склонность к межкристаллитной коррозии (МКК). Чтобы получить в этих сплавах сочетание высокой прочности с отсутствием склонности
к МКК, нужно найти закономерности формирования при старении упрочняющих выделений с благоприятным фазовым составом и морфологией и разработать соответствующие режимы старения.
Для сплавов этой системы характерно выделение двух равновесных фаз: в (Мд2Б1) и 0(А!5Си2Мд831б) [19, 20].
Фаза в (Мд2в1) с кубической структурой РтЗт типа Сар2 (а = 0,639 нм). В сплавах с содержанием 0,5-1,1% Си формируются выделения когерентной фазы в'', которые имеют форму игл с равноосным сечением, вытянутых вдоль направлений <100>А|. Частицы полукогерентной в'-фазы имеют форму стержней с более толстым сечением, чем у частиц в''-фазы. Частицы в'- и 0'-фаз зарождаются гетерогенно на дислокациях,введенных правкой, и на поверхности дисперсо-идов, содержащих марганец.
Фаза 0 (А!5Си2Мд831б) с гексагональной структурой (а = 1,032 нм; с = 0,405 нм). Согласно [21] частицы равновесной 0-фазы расположены параллельно <001>д|, имеют форму реек с габитусом {510}д| и о.с. <001>д| || [0001]о. Данная фаза может образовываться в различных метастабильных модификациях. Частицы 01 -фазы имеют форму стержней, ориентированных вдоль <100>д|; частицы 02-, 03-, 04-фаз имеют форму реек, вытянутых вдоль направлений <001>д| с габитусом {320}д|.
Данные о строении и кристаллографических характеристиках фаз основных систем легирования д|-сплавов позволили визуализировать каждую из фаз и, систематизируя полученные результаты, построить диаграммы фазовых превращений при старении (ДФПС) для следующих промышленных сплавов: 1424 системы д^Мд-Ы^п; 1441 системы д|-Си-и-Мд, В-1461 системы ^-Си-Ы^п-(Мд), В-1469 системы ^-Си-Ы-дд^Мд) и 1370 системы д^Мд-Б^Си.
В сплаве 1370 системы А1-Мд-Б1-Си после закалки и ИС установлена следующая последовательность распада пересыщенного твердого раств°ра: (а(твердый раствор) + ГП); (а(твердый раствор) + ГП + в ); (а(твердый раствор) + + в' + 01); (а(твердый раствор) + в' + + 02); (а(твердый раствор) + °1 + 02 + 03; (а(твердый раствор) + 01 + 02 + 03 + 04).
Применение темнополь-ных дифракционных методик позволили получить изображения частиц в'-фа-зы и различных метаста-бильных модификаций 0-фазы (рис. 1). Совместный анализ данных РФА и ПЭМ позволил построить ДФПС сплава В-1370, на которой впервые нанесены темпе-ратурно-временные области существования фаз 0-типа с определенной кристаллической структурой (рис. 2).
Сопоставление карт механических свойств с ДФПС позволило определить, какой фазовый состав упрочняющих выделений является оптимальным с точки зрения сочетания высокой прочности с отсутствием склонности к МКК.
Требуемый фазовый состав и благоприятная морфология выделений упрочняющих фаз в объеме и на границах зерен (ГЗ) достигается с помощью режимов ступенчатого старения. С использованием ДФПС найдены оптимальные режимы старения на первой низкотемпературной ступени, при которых в объеме зерен и на ГЗ выделяются мелкодисперсные выделения низкотемпературных фаз (в данном случае в''- и в'-фаз). В случае оптимальных режимов старения на второй высокотемпературной ступени основная часть выделений, образовавшихся на первой ступени, не растворяется, а наследуется. «Наследование» означает сохранение мелкодисперсной морфологии выделений (причина повышенной прочности). При этом фазовый состав выделений на второй ступени старения меняется, происходит его выравнивание в объеме и на ГЗ (повышение сопротивления МКК) [22, 23].
Структурные исследования режимов старения показали, что максимальные величины
Рис. 1. Темнопольные изображения частиц фаз О-типа, после режима старения 230 °С, 32 ч:
а, б, в, г - частицы 0-[ -, 02 -, 03 -, 04 -фаз соответственно.
Ось зоны <100>д|
Т, °С 230
210
190
170 "
150
130 -
32 ч
Рис. 2. ДФПС при одноступенчатом старении сплава 1370[24]
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Рис. 3. Характерные выделения частиц 8' -фазы в А—Ы-сплавах В-1461 (а, б), 1424 (в). Темное поле в дифракционных условиях g = 1/2 [200]а
ств И ст0 2 соответствуют фазовой области
(в'' + в' + 01).
Сплавы 1441, В-1461, В-1469 и 1424 принадлежат к А!-Ы-сплавам. Одной из упрочняющих фаз для всех сплавов является 8'(А1зЫ)-фаза, которая в зависимости от состава сплава и режима старения может выделяться гомогенно, местами образуя скопления и цепочки (рис. 3, а) и гетерогенно на дислокациях и субграницах (рис. 3, в). Также 8'-фаза может входить в состав композитных частиц 8'/0' (рис. 3, б) и выделяться в качестве
•. '. • >1 ЩС ^
500 пт ' / V - ' : Л 5 / 500/Ьт # -Я?
Рис. 4. Темнопольные изображения медесодержащих пластинчатых выделений:
а - гомогенное выделение 6'-фазы, сплав В-1461; б - гомогенное выделение 6 '-фазы, сплав В-1469; в - гомогенное выделение Т.[-фазы, сплав 1441; г - выделение Т'-фазы на субграницах, сплав В-1461
оболочки на композитных частицах, ядром которых является фаза А!з(7г, Бе) (рис. 3, а, в).
Для А!-Ы-сплавов, в состав которых входит медь, характерно выделение пластинчатых медесодержащих фаз 6' и Т^. Фаза 6' является низкотемпературной и выделяется гомогенно в объеме зерна в сплавах с содержанием меди « 3 % вес. в температурном интервале до 140 °С для сплава В- 1461(рис. 4, а) и до 125 °С для сплава В-1469 (рис. 4, б) при длительностях старения, превышающих 32 ч. Пластины Т^-фазы выделяются как гомогенно, так и гетерогенно по границам субзерен (рис. 4, в). Данная фаза выделяется в широком диапазоне температур ИС и является одной из основных упрочняющих для сплава В-1461 (рис. 4, г).
В сплаве В-1469 при старении выделяется пластинчатая фаза О' -фаза, схожая по морфологии и характеру выделения с Т^-фазой [25]. Картины дифракции электронов для этих фаз также идентичны. Темнопольные исследования морфологии пластинчатых выделений в сплавах В-1461 и В-1469 показали, что форма пластин в сплаве В-1461 близка к правильной шестигранной, а пластины в сплаве В-1469 в плоскости габитуса не имеют четкой формы (рис. 5).
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Эффект упрочнения определяется соотношением длины и ширины пластины, кроме того, частицы О'- и Т.|'-фаз могут выделяться в виде пакетов из двух и более отдельных пластин, повторяя строение самой пластины (рис. 6).
Для сплавов В-1461 и 1441, содержащих магний, характерным является выделение в'-фазы. Наиболее существенный вклад в формирование комплекса свойств данная фаза вносит при старении сплава 1441. Зарождение в'-фазы происходит гетерогенно на дислокациях и субграницах. По этим причинам распределение реек в'-фазы часто неоднородно, вместе с тем может наблюдаться и однородное распределение в'-фазы [9]. Темнопольные исследования удобно проводить, соблюдая дифракционные условия д = 1 /4[420], где д -расстояние от нулевого рефлекса до рефлекса фазы (рис. 7).
На основе структурных данных для сплавов 1441, В-1461 и В-1469 установлены последовательности фазовых превращений и построены ДФПС.
В сплаве 1441 системы Л1-и-Си-Мд после ПТР: (а(твердый раствор)+8 ); (а(твер-дый раствор)+ 8 + в + Т2гетеро.);
(а
+Т
(твердый раствор)
2гетеро.
+
Т1')
(а
^ + Ь* г
Щ)пт
Рис. 5. Темнопольные изображения пластинчатых выделений О' -фазы (а) в сплаве В-1469 и Т1 -фазы (б) в сплаве В-1461
Рис. 6. Электронно-микроскопические изображения пластин Т1 -фазы:
а - темнопольное изображение пакета пластин Т.[-фазы; б - прямое разрешение пластины Т1 - фазы,ось зоны <110>а
рш^ЯДРЩ 000
500 нм
+ в' + 8 ' +
(твердый
Рис. 7. Электронно-микроскопические исследования выделений в' -фазы:
а - изображения частиц в'-фазы д = 1/4[420] ; б - дифракционная картина с рефлексами различных фаз
раствор) + в + Т1 + Т2гетеро. + + Т1гетеро.) (рис. 8).
На основе построенной ДФПС и сопоставления ее с картами свойств показано, что в'-и 8'-фазы благоприятным образом влияют на свойства сплава. Падение пластичности (8)
связано с интенсификацией образования Т^-фазы по границам зерен и субзерен. При выборе ступенчатых режимов ИС необходимо учитывать, что максимальное выделение фаз
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Т".
Т1
1 ■ °0,2шах
Т 1
4 8 16 32 64 Длительность старения, ч
128
256
Рис. 8. ДФПС при одноступенчатом старении сплава 1441 [26]
О' + 6 ' (Тв) О ' + 6 ' (Тв) + Т1 О ' + 6 ' (Тв) + Т1 +Т2
о
225 200 175 150 125 100
§ 85 Н 75
О
5
Т1 +Т2 + Тв
Т, +т2 + в'(Тв)
5 ' + 6 ' (А12Си)
4 8 16 32 64 Длительность старения, ч
128
256
Рис. 9. ДФПС при одноступенчатом старении сплава В-1469 [27]
О
230 220 210 200 190 180
р 170 а
I 160
а
е
Н 150 140 130
с >
Т2 N
\ 1 ч ч
\ Т 1 \ я' 5 ' + Т1 + Т + 5 '
\ х \ \ 5 N + Т 1 +
?ч
л л
\\ \ \ч ^ \ч 1 ^
°0,2
ч Ч ( 5 ' + Т 1 + 6 ' + 5 '
5 V ч Ч. Ч
ч ^^ ^ ч ^Ч* Ч
Т2 6
1 2 4 8 16 32 64 128 256 Длительность старения, ч
Рис. 10. Диаграмма фазовых превращений при одноступенчатом старении сплава В-1461 [28]
+ Т2 + Т2гетеро. + Т1 + Т1гетеро +
в' (А!2Си Мд) и 5' (А!31_1) и минимизация гетерогенного зарождения на границах зерен приводит к повышению прочности и пластичности и благоприятно влияет на ресурсные характеристики.
В сплаве В-1469 системы А1-Си-и-Ад после закалки и ИС установлена следующая последовательность распада пересыщенного твердого раствора: (а(твердый раствор) + 5 ); (а(твердый раствор) + 5 + + 9' (А!2Си)); (а(твердый раствор)+ + 5 + ° ); (^(твердый раствор) + О , Т2гетеро. + Т1гетеро. + 6 (Тв)); (а(твердый раствор) + Т2гетеро. + + Т1гетеро.); (а(твердый раствор) + 1
+ Тв) (рис. 9).
По построенной диаграмме фазовых превращений при старении (ДФПС) определено, что области существования О и 5 -фаз различны и пересекаются только в узком температурно-временном интервале, что является особенностью сплава В-1469 по сравнению с другими алюминиевыми сплавами с литием. В сплаве существуют низкотемпературная и высокотемпературная области, для которых свойства материала формируются по-разному. Сочетание прочности и пластичности определяется закономерностями образования О'-фазы.
В сплаве В-1461 системы А!-Си-Ы-Еп-(Мд) после закалки и ИС установлена следующая последовательность распада ПТР: (а(твердый раствор) + 5 ); (а(твердый раствор) + 5 + + 6 ' (А!2Си)); Цтвердый раствор) +
1
2
1
2
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
+ 5' + 6' + Т' + в'), (<5(Твердый раствор)+5'+Т'+ в'), (а(твердый раствор) + 5 + Т ); (а(твердый раствор) +
+ 5' + Т2гетеро. + Т1гетеро. + в). Построена ДФПС сплава В-1461 (рис. 10).
Анализируя характеристики неравновесных фаз, выделяющихся при старении сплава В-1461, можно сделать вывод, что для получения необходимых сочетаний прочностных свойств и ресурсных характеристик целесообразно сформировать следующий фазовый состав упрочняющих выделений: максимальное содержание 5' + 6' + Тоднсф + в'-фаз и подавление гетерогенного зарождения Тгет-фазы [28].
Для сплава В-1424 системы А1-Мд-Ы-Еп на основе данных РФА и дифференциально-сканирующей калориметрии (ДСК) построена ДФПС [29]. В работе [30] изучены особенности строения 5'-фазы на начальных стадиях старения сплава 1424 (образование рыхлых конгломератов и гетерогенное зарождение). С учетом этих особенностей проведено уточнение известной ранее ДФПС в области температур старения от 85 до 150 °С на основе РФА, а также температурно-вре-менных карт удельного электросопротивления, плотности и периодов кристаллической решетки (рис. 11).
Начальная стадия формирования 5'-фазы обозначена на ДФПС как А. Стадия В на ДФПС
225 -
О 200
175
150 -
а р
125 -
н
100 -
85
Область растворения неравновесных структур
1 2 4 8 16 32 64 128 256 Длительность старения, ч
Рис. 11. Уточненная ДФПС при одноступенчатом старении сплава 1424[28]
соответствует температурно-временной области существования 5'-фазы со сверхструктурой И2. Поздняя стадия старения (стадия С) связана с началом гетерогенного распада ПТР с выделением и снижением прочностных характеристик. Для сплава 1424 в случае старения в области А может оставаться остаточное пересыщение твердого раствора литием после упрочняющего стабилизирующего старения. В процессе последующих эксплуатационных нагревов это приводит к дополнительному распаду ПТР с образованием 5'-фазы.
Фазовые превращения в ходе длительных низкотемпературных нагревов (ДНН) исследованы с применением методик анализа профиля интенсивности рентгеновского малоуглового рассеяния измерения, периодов решеток фазы и матрицы, а также темно-польных методик ПЭМ. Анализируя особенности изменения периодов решеток 5'-фазы и матрицы, показано, что 51 , образованная в процессе упрочняющего стабилизирующего старения, и 52, образованная в ходе дополнительного распада 5'-фазы, могут различаться концентрацией легирующих элементов, в данном случае - магния. Показано, что в сплаве 1424 в ходе ДНН твердый раствор обогащается магнием за счет растворения 5^-фазы, что интенсифицирует гетерогенное зарождение в^фазы на границах зерен [31]. Это может служить объяснением падения на 20 % вязкости разрушения после 4000 ч ДНН.
Заключение
Проанализирована кристаллическая структура и характер сопряжения с матрицей основных упрочняющих фаз, образующихся при старении промышленных А!-сплавов.
1. Построены диаграммы фазовых превращений при старении сплавов 1441 системы А!-Си-и-Мд, В-1469 системы А!-Си-Ы-Ад-(Мд), В-1461 системы А!-Си-Ы-7п-(Мд).
2. Для сплава 1370 системы А!-Мд-Б1-Си построена ДФПС, на которой нанесены темпе-ратурно-временные области существования конкретных фаз 0-типа. Образование выделений 0-типа соответствует значительно более высоким температурам и длительностям, чем образование выделений в''- и в'-типа.
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Определен фазовый состав упрочняющих выделений, который является оптимальным с точки зрения сочетания высокой прочности с отсутствием склонности к МКК.
3. Для системы A!-Mg-Li-Zn уточнена ДФПС в низкотемпературной области и установлено, что на ранних стадиях старения
существуют две разновидности 8 -фазы, имеющие разный химический состав и период решетки. Показано, что в сплаве 1424 в процессе ДНН выделяется 8 '-фаза, имеющая содержание магния, отличное от содержания магния в 8'-фазе, образовавшейся в ходе упрочняющего старения.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации // Авиационные материалы и технологии. 2015. № 1 (34). С. 3-33.
2. Илларионов Э.И., КолобневН.И., Горбунов П.З., Каблов Е.Н. Алюминиевые сплавы в авиакосмической технике. - М.: Наука, 2001. - 192 с.
3. Каблов Е.Н. Авиационное материаловедение: итоги и перспективы // Вестник Российской академии наук. 2002. Т. 72. № 1. С. 3-12.
4. Чуистов К.В. Старение металлических сплавов. -Киев: Наук. думка, 1985. - 230 с.
5. Noble B. and Thompson G.E. Precipitation Characteristics of Aluminium- Lithium Alloys // Metal Science J. 1971. 5. Р. 114-120.
6. Silcock J.M. The Structural Ageing Characteristics of Aluminium-Copper-Lithium Alloys // J. Inst. Metals. 1959-60. 88. Р. 357-364.
7. Tosten M.H., Vasudevan A.K., Howell P.R. Grain boundary precipitation in Al-Li-Cu alloys // Zs. Metallkunde. 1959.50. Р. 409-495.
8. Ananiev V.N., Lukina E.A. Diagrams of phase transformations in matrix and on grain boundaries on ageing in Al-Li-Cu and Al-Li-Cu-Mg alloys // Scripta Met. 1989. V. 3.
9. Gayle F.W. The icosahedral Al-Li-Cu phase // Materials Science and Technology. 1986. 2. Р. C3-481-488.
10. Gerold V., Haberkorn H. Rentgenographische Untersuchung der Kältaushärtung von Aluminium- Magnesium-Kupfer und Aluminium-Magnesium-Zink-Legirungen // Zs. Metallkunde. 1959. 50. Р. 568-576.
11. Radmilovic V., Thomas G. Atomic Resolution Imaging in Al-Li-Cu Alloys // Materials Science and Technology. 1987. Р. 385-396.
12. Hardy H.K., Silcock J.M. The Phase Sections at 500 °C and 350 °C of Aluminium-Rich Aluminium-Copper- Lithium Alloys // J. Int. Metals. 1955-56. 84. Р.423-428.
13. Huang J.C., Ardell A.J. Crystall structure and stability of T1 precipitates in aged Al-Li-Cu alloys // Materials Science and Technology. 1987. 3. Р. 176-188.
14. Rioja R.J., Ludwiczak E.A. Identification of metasta-ble phases in Al-Cu-Li alloy (2090) // Aluminium Alloys (ICAA 3), GB London, 1986. P. 471-482.
15. Noble B. and Thompson G.E. // Metal Science J. 1972. 6. Р. 167-174.
16. Алексеев А.А., Ананьев В.Н., Бер Л.Б., Дриц А.М., Крымова Т.В., Прохоровский В.Ю., Тарытина И.Е. Старение сплава Al-2,5 % Li-3 % Cu // В сб.: Металловедение и обработка цветных металлов. 1992. С. 197-207.
17. Muddle B.C., Polmear I.J. The precipitate Q phase in Al-Cu-Mg-Ag alloys // Acta Metall Mater. 1989. № 37. P. 777-789.
18. Газизов М.Р. Влияние литья и термомеханической обработки на структуру и механические свойства сплава Al-Cu-Mg-Ag // Дис. на соис. уч. степ. канд. техн. наук. 2015.
19. Ehlers F.J.H., Wenner S., Andersen S.J., Marmara C.D., Lefebvre W. Phase stabilization principle and precipitate-host lattice influences for Al-Mg-Si-Cu alloy precipitates // J. Mater Sci. 2014. Р. 6413-6426.
20. Holmestad R., Marioara C.D., Ehlers F.J.H. et al. Precipitation in 6XXX Aluminum Alloys // Proceedings of the 12th International Conference on Aluminium Alloys. 2010, Yokohama. Р. 30-39.
21. Chakrabarti D.J. Automotive Alloys II Edited by S.K. Das. 2002. V. 369-402. Р. 947-952.
22. Колобнев Н.И., МахсидовВ.В., Самохвалов С.В., Сбитнева С.В., Попов В.И., Курс М.Г. Влияние деформации после закалки и режимов старения на механические и коррозионные свойства сплава системы Al-Mg-Si-Cu-Zn // Авиационные материалы и технологии. 2011. № 1. С. 12-15.
23. Махсидов В.В., Колобнев Н.И., Каримова С.А., Сбитнева С.В. Взаимосвязь структуры и коррозионной стойкости в сплаве 1370 системы Al-Mg-Si-Cu-Zn // Авиационные материалы и технологии. 2012. № 1. С. 8-13.
24. Сбитнева С.В., Алексеев А.А., Журавлева П.Л., Колобнев Н.И. Образование неравновесных фаз в сплавах системы Al-Mg-Si-Cu, стареющих
-Ф-
-Ф-
-Ф-
по Q(Al5Cu2Mg8Si6)-TMny // Цветные металлы. 2016. № 6. С. 85-90.
25. Алексеев А.А., Лукина Е.А., Клочкова Ю.Ю.
Кристаллическая структура сверхтонких пластинчатых выделений // ФММ. 2013. Т. 114. № 3. С. 1-7.
26. Лукина Е.А., Алексеев А.А., Антипов В.В. и др.
Применение диаграмм фазовых превращений при старении для оптимизации режимов старения в AI—Li-сплавах В-1469, 1441 // Металлы. 2009. № 6. С. 60-67.
27. Хохлатова Л.Б., Колобнев Н.И., Оглодков М.С., Лукина Е.А., Сбитнева С.В. Изменение фазового состава в зависимости от многоступенчатого старения и структуры полуфабрикатов сплава В-1461 // МиТОМ. № 6. 2012. С. 20—24.
28. Оглодков М.С., Хохлатова Л.Б., Колобнев Н.И., Алексеев А. А., Лукина Е.А. Влияние термоме-
ханической обработки на свойства и структуру сплава системы Al-Cu-Mg-Li-Zn // Авиационные материалы и технологии. 2010. № 4. С. 7-11.
29. Davydov V.G., Ber L.B., Kaputkin E.Ya., Ko-mov V.I., Ukolova O.G., Lukina E.A. TTP and TTT diagrams for quench sensitivity and ageing of 1424 alloy // Materials Science and Engineering. 2000. Р. 76-82.
30. Лукина Е.А., Алексеев А.А., Хохлатова Л.Б., Оглодков М.С. Закономерности формирования основных упрочняющих фаз в сплавах 1424 системы Al-Mg-Li-Zn и В-1461 системы Al-Cu-Li-Zn-Mg // МиТОМ. 2013. № 9. С. 12-17.
31. Лукина Е.А., Алексеев А.А., Антипов В.В. и др. Фазовые превращения в процессе длительных низкотемпературных выдержек для сплавов 1424, В-1469 и 1441 // ФММ. 2011. Т. 112. № 3. С. 253-261.
-Ф-
-Ф-
