CC BY
23
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
УДК 669.715.721.793.782
ИЗУЧЕНИЕ ВЛИЯНИЯ СКАНДИЯ НА ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al-Mg2Si
А.В. Суханов, аспирант, Л.Л. Рохлин, докт. техн. наук, Н.Р. Бочвар, канд. техн. наук (Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН,
e-mail: Aleksander. Sukhanov@gmail.com)
Исследован фазовый состав сплавов в богатой алюминием области диаграммы состояния Д!-Мд231-8с методами микроскопического, дифференциального термического и микрорентгеноспектрального анализов, а также измерения удельного электросопротивления. Установлено, что в равновесии с твердым раствором на основе алюминия находятся фазы Mg2Si, SCAI3 и Sc2Si2Al. Построены политермические сечения диаграммы состояния Al-Mg-Si-Sc в области AI-Mg2Si-Sc и граница области алюминиевого твердого раствора при 525 °С.
Ключевые слова: алюминиевые сплавы, диаграмма состояния, политермическое сечение, фазовый состав, микроструктура.
Investigation of the Effect of Scandium on Phase Composition of Al-Mg2Si System-Base Alloys. A.V. Sukhanov, L.L. Rokhlin, N.R. Bochvar.
Phase composition of the alloys has been investigated in the AI-Mg2Si-Sc aluminium-rich field of the state diagram via microscopical, differential thermal and X-ray microanalysis techniques, as well as via measurement of specific electrical resistance. It has been found that Mg2Si, ScAl3 and Sc2Si2Al phases are at equilibrium with aluminiumbase solid solution. Polythermal sections of the Al-Mg-Si-Sc alloy state diagram in the Al-Mg2Si-Sc field and the border of the solid solution field at 525 °C have been plotted.
Key words: aluminium alloys, state diagram, polythermal section, phase composition, microstructure.
Введение
Сплавы системы А!-Мд-в1 находят применение в промышленности, так как отличаются повышенной пластичностью и коррозионной стойкостью в сочетании с умеренными прочностными свойствами, хорошо свариваются и легко обрабатываются давлением [1]. Содержание магния и кремния в сплавах выбирают таким, чтобы основной упрочняющей фазой являлось соединение Mg2Si. Такие сплавы проявляют способность к существенному упрочнению при старении и, как правило, используются в термически обработанном состоянии, так как псевдобинарное сечение А!-Мд2в1 характеризуется существованием области А!-твердого раствора, которая сужается с понижением температуры [2]. Сечение А!-Мд2в1 (рис. 1, а) - эвтектического типа с температурой эвтектики 595 °С и составом
12,9 %*. Растворимость Мд2в1 в алюминиевом твердом растворе (А!) снижается от 1,8 % при эвтектической температуре 595 °С до 1 % при 500 °С, 0,5 % при 400 °С и 0,27 % при 200 °С. В обзоре [3], базируясь на термодинамическом расчете, было принято, что (Д!)-фаза, участвующая в эвтектическом превращении ^ ^ (А!) + Мд2в1, содержит больше магния, чем кремния, так что сечение А!-Мд2в1 не является строго псевдобинарным и показывает расширенную трехфазную область ^ + (А!) + + Мд2в1 (рис. 1, б).
Путем дополнительного легирования этих сплавов скандием ожидается получить более высокие прочностные свойства при сохране-
* Здесь и далее, если нет специальных пометок, содержание элементов и соединений указывается в массовых процентах.
-Ф-
-Ф-
700 -660 600 4
^ 500 4
^ 400 -I
Ctf
cx
! 300 -
CD I—
200 -100
Л + (Al) 595°
(Al)/1,8
L + Mg2S^
12,9
(Al) + Mg2Si
0
4 8
Mg2Si, % мае.
-r~ 12
о
о
ос
cx ^
cs cx
CD С
S CD
1000
750
500
250 Al
L , + (Al)
(Al)-
L + Mg2Si
Mg2Si
-L + (Al) + Mg2Si-
(Al) + Mg2Si
20 40
Mg, % ат. б
60
Mg 66,67 Al 0,00 Si 33,33
Рис. 1. Псевдобинарное сечение Al-Mg^Si (а) [2] и расчетное сечение Al-Mg^Si (б) [3]
нии их основных достоинств в технологических характеристиках и коррозионной стойкости.
Исследование сплавов А1-Мд2Б1 с добавками скандия было начато с изучения их фазового состава в области А1-Мд281-Бс.
Методика проведения исследований
Для приготовления сплавов использовали алюминий марки А99 (99,99 %), магний марки Мг96 (99,96 %), кремний - монокристаллический полупроводниковой чистоты, скандий (99,875 %). Сплавы для исследования фазового состава выплавляли в электрической печи сопротивления из предварительно подготовленных лигатур и отливали в стальной изложнице слитки диаметром 15 мм и высотой 90 мм, из которых изготавливали образцы для проведения дифференциального термического анализа (ДТА), изучения микроструктуры и измерения удельного электросопро-
тивления. Из каждого отлитого слитка брали стружку для проведения химического анализа, который осуществляли методом атомно-эмис-сионной спектроскопии на приборе Inducti-vity Coupled Plasma-Atomic Spectrometer, ULTIMA 2C, Jobin-Yvon Firm. Используя образцы массой 7 г, ДТА проводили на установке, снабженной планшетным двухканальным потенциометром Н307. Температура контролировалась хромель-алюмелевой термопарой, ошибка в измерении температур нагрева и охлаждения составляла ±2 °С. Скорость изменения температуры при ДТА - около 3 °С/мин. Шлифы для микроструктурных исследований готовили механической шлифовкой, используя бумагу различной зернистости, полировкой на сукне с применением суспензии окиси хрома в воде и травили в реактиве Келлера (водная смесь 2,5 см3 азотной, 1,5 см3 соляной и 0,5 см3 плавиковой кислот). Электросопротивление прутков диаметром 6 мм с рабочей длиной 24,73 мм измеряли на микроомметре БСЗ-010-2. Микрорентгеноспект-ральный анализ проводили на растровом электронном микроскопе LEO-430i с системой энергодисперсионного локального рентгено-спектрального анализатора LINK-ISIS-300.
Результаты исследования и их обсуждение
Для изучения фазового состава сплавов системы Al-Mg2Si-Sc исследовали сплавы, лежащие на двух сечениях, противоположных Al-углу этой системы. Одно сечение проходило через составы двойных сплавов Al-9,8 % Mg2Si и Al-0,3 % Sc. Второе сечение - через составы Al-9,8 % Mg2Si и Al-1,7 % Sc. Составы сплавов по химическому анализу и температурам превращений при охлаждении (точки n 1, П2, П3) приведены в табл. 1. Следует отметить, что содержание магния в сплавах оказалось несколько выше, чем его содержание в Mg2Si; избыток магния в среднем составил около 10 %.
Фотографии микроструктур медленно охлажденных сплавов (рис. 2) показывают более грубую структуру по сравнению с литым в стальную изложницу состоянием. На фотографиях видны дендриты (AO-твердого раствора, между ветвей которых закристаллизова-
-t
L
a
L
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
г—"»г
• У
л
Шт ^ ■
* »_
\ , ч Г
' .4 V . : Я
•.•■:«;. ■ »
"-'> , ' .■ ... Ж?
^-■¿ШГ: , ^
_ Г
- ■ ■--- '_
V да* ЙА;
Рис. 2. Микроструктура медленно охлажденных сплавов (в скобках— номер сплава):
а - А1-9,8 % Мд231 (1); б - А1-5,5 % Мд231-0,09 % Бе (3); в - А1-1,76 % Мд2Б!-0,176 % Бе (5); г - А1-4,36 % Мд2Б1-0,48 % Бе (3Н); д - А1-3,71 % Мд2Б1-0,98 % Бе (4Н); е - А1-1,56 % Мд2Б1-1,17 % Бе (5Н)
лась эвтектика, состоящая, помимо (А!)-твердого раствора, в основном, из темной фазы и небольшого количества серой фазы.
Для установления состава фаз, входящих в эвтектику, был проведен микрорентгеноспектральный анализ на медленно охлажденном сплаве 3Н, результаты которого приведены в табл. 2. Структура этого сплава, полученная в сканирующем электронном микроскопе во вторичных электронах, показана на рис. 3. На фотографии микроструктуры видны три фазы: (А!)-твердый раствор (матрица), а также белая и темная фазы. Белая фаза соответствует серой фазе на микроструктуре образца сплава 3Н в оптическом микроскопе (см. рис. 2, г), а темная фаза -темной фазе на этом же рисунке.
Полученное соотношение компонентов в белой фазе (см. табл. 2) соответствует тройному соединению т (8о2312А!) тройной системы А!—Зо—[4]. При этом в тройном соединении растворяется до ~5 % Мд. Соотношение компонентов в темной фазе соответствует двойному соединению Мд2в1.
б
а
в
г
е
Таблица 1
Составы исследованных сплавов и результаты ДТА
Номер сплава
Состав сплава по химическому анализу, % мас. А1-основа
Мд2 Б! Бе П1 п2 п3
1 6,38 3,40 - 611,8 594,9 553,9
2 4,60 2,40 0,036 623,8 597,3 549,1
3 3,56 1,95 0,09 623,8 587,7 544,3
4 2,17 0,99 0,15 631,1 578,1 537,1
5 1,16 0,60 0,17 643,1 578,1 -
6 - - 0,31 650,3 - -
2Н 5,05 2,75 0,25 603,1 584,2 539,3
3Н 3,52 1,84 0,48 624,3 591,3 548,8
4Н 2,49 1,22 0,98 636,1 586,5 537,0
5Н 1,09 0,47 1,17 650,2 584,2 -
6Н - - 1,69 655,0 - -
Температура превращений в точках, °С
-Ф-
-Ф-
Таблица 2
Результаты локального рентгеноспектрального анализа сплава 3Н
Состав сплава, % мас. Определяемое Содержание элементов в фазах, % ат. Фаза
место Mg Al Si Sc
Al-3,52 Mg-1,84 Si-0,48 Sc (Al-4,36 Mg2Si-0,48 Sc) Белая фаза 3,98 4,69 4,02 5,78 18,86 18,24 18,85 18,87 38,31 38,72 38,77 37,84 38,85 38.35 38.36 37,51 т (Sc2Si2Al)
Темная фаза 61,98 60,68 1,09 2,18 36,93 37,13 - Mg2Si
Рис. 3. Микроструктура сплава А1—4,36 % Мд¿3—0,48% Бе, полученная в сканирующем электронном микроскопе
Небольшое количество алюминия, зафиксированное в этой фазе, имеет место вследствие кристаллизации фазы Мд2в1 в составе эвтектики совместно с алюминием. Таким образом, эвтектика состоит из трех фаз: (А1), Мд2в1, т.
На основе исследования микроструктуры и данных ДТА были построены два политермических сечения диаграммы состояния А1-Мд-81-вс, характеризующие фазовые равновесия в системе в изученных областях концентраций при различных температурах (рис. 4).
Построенные сечения имеют некоторые особенности. Полученные температуры превращений в сплаве 1 (А1-9,8 % Мд2в1) характеризуют последовательно кристаллизацию
700
650
600 -
550
500
450 -
400
Л L + (Al)
\ \ L + (Al) +
(Al)W /--Г+1Д!) + Mg2Si
+ Щ L + (Al) + Mg2Si + т U| / (Al) + Mg2Si
j. (Al) + Mg2Si + т I '/(Al) + ScAl3 + т
I ' I ■ I 1 I ■ l' 1 I 1 I 1 I
0 1 2 3 4 5 6 7 8 9
800
700
600
500
400
0 1 2 3 4 5 6 7 8 9
Al-0,3 % Sc
Mg2Si, % мае. Al-9,8 % Mg2Si Al-1,7 % Sc
Mg2Si, % мае. Al-9,8 % Mg2Si б
Рис. 4. Политермические сечения системы в области Al—Mg2Si—Sc, проходящие через составы двойных сплавов Al-0,3 % Sc - Al-9,8 % Mg2Si (а) и Al-1,7 % Sc - Al-9,8 % Mg2Si (б)
L
a
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
4,5
<2 г
4,0 -
X
ш ^
со ^
I—
о
5 3,5 -
£2 ш
ш >
3,0
2,5
525 °С
Мд281:8с = 5:3 'Мд281:8с = 1:3
0,6'
I ' I ' I ' I ' I ' I ' I 1
0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 (Мд281 + 8с), % мае.
Мд281:8с = 1:3 525 °С
Мд281:8с = 10:1
0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8 2,0 Мд281, % мае. б
Рис. 5. Зависимость удельного электросопротивления от состава сплавов системы М—Мд^—Эо (а); область (Л!)-твердого раствора в системе Л1—Мд^1—Эо при 525 °С (б; • - однофазная область (Л!)-твердого раствора; ■ — многофазные области; + — соответствуют перегибам на кривых электросопротивления)
а
из жидкости (А!)-твердого раствора, начало и конец кристаллизации из жидкости двойной эвтектики (А!) + Мд2в1. Эти температуры соответствуют температурам расчетного сечения диаграммы А!-Мд2в1 (см. рис. 1, б). Ход кривых превращений сплавов 2-4 аналогичен сплаву 1, за исключением конечной стадии кристаллизации, когда в сплавах 3 и 4 кристаллизуется тройная эвтектика (А!) + Мд2в1 + т. Поскольку в этих сплавах конец кристаллизации фиксируется при разных температурах, следовательно, отсутствует нонвариантное равновесие. Поэтому на сечении рис. 4, а представлена область кристаллизации из жидкости тройной эвтектики ^ + (А!) + Мд2в1 + т, имеющая определенный диапазон температур. Существование четырехфазной области в тройной системе говорит о том, что система А!-Мд2в1-8о не является псевдотройной. На рис. 4, а показаны также области существования фазы БоА^, учитывающие то, что в двойной системе А!-во в равновесии с твердым раствором на основе алюминия находится фаза БоА!з. Аналогичные температуры превращений получены и для второго сечения (см. рис. 4, б). Последнее отличается от сечения, представленного на рис. 4, а, где
первично кристаллизуется (А!), наличием двух областей первичной кристаллизации -БоА!з и (А!). Области между составами от 0 до 1 % Мд2в1 построены теоретически, учитывая закономерности строения фазовых диаграмм.
Таким образом, в равновесии с алюминиевым твердым раствором в системе А!-Мд2в1-3о находятся фазы: БоА^, Мд2в1 и т.
Для установления границ области (А!)-твер-дого раствора были исследованы сплавы, лежащие на лучевых сечениях, проходящих из А!-угла системы А!-Мд2в1-8о при соотношении Мд2в1:3о = 1:3, 5:3 и 10:1. Исследование проводили методом измерения удельного электросопротивления. Образцы были закалены в воде после выдержки при температуре 525 °С в течение 100 ч для достижения равновесия. Кривые зависимости удельного электросопротивления от состава сплавов приведены на рис. 5, а. По перегибам на кривых устанавливали границы области однофазного состояния (А!-твердого раствора) с двух- или трехфазными областями. По полученным данным была построена область алюминиевого твердого раствора при 525 °С (см. рис. 5, б).
Форма построенной области алюминиевого твердого раствора при 525 °С свиде-
-Ф-
-Ф-
тельствует о том, что при добавлении Мд2в1 к А!-вс-сплавам растворимость скандия в тройном твердом растворе алюминия сначала несколько увеличивается от 0,07 до 0,1 %, когда содержание Мд2в1 увеличивается до 0,2 %, затем практически не меняется и начинает уменьшаться после того, как содержание Мд2в1 достигает 1 %. При понижении температуры область (А1) будет уменьшаться, поскольку растворимость как скандия, так и Мд2в1, при понижении температуры значительно снижается.
Выводы
1. Установлено, что в богатых алюминием сплавах системы Al-Mg2Si-Sc в пределах до 2 % Mg2Si и 1,7 % Sc в равновесии с твердым раствором на основе алюминия находятся фазы Mg2Si, SCAI3 и тройное соединение SC2SÍ2AI.
2. Построены два политермических сечения диаграммы состояния Al-Mg-Si-Sc в области концентраций AI-Mg2Si-Sc между составами: 1) от AI-9,8 % Mg2Si до AI-0,3 % Sc; 2) от AI-9,8 % Mg2Si до AI-1,7 % Sc, и граница области алюминиевого твердого раствора при 525 °С.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Машиностроение. Энциклопедия. Раздел II. Материалы в машиностроении. Том II. 3. Цветные металлы и сплавы. Композиционные металлические материалы / Редактор-составитель И.Н. Фрид-ляндер. - М.: Машиностроение, 2001. С. 35-36.
2. Диаграммы состояния систем на основе алюминия и магния: Справ. / Под редакцией М.Е. Дри-ца. - М.: Наука, 1977. - 228 с.
3. ChakrabortiN., Lukas H.L., Bodak O., Rokhlin L.
Aluminium-Magnesium-Silicon // Ternary Alloys / Eds. G. Effenberg, F. Aldinger, L. Rokhlin. Stuttgart MSI, GmbH. 1999. V. 16. P. 382-398.
4. Суханов А.В., Рохлин Л.Л., Бочвар Н.Р. Построение границ Al-твердого раствора при температурах 550 и 500 °С // Металлы. 2011. № 6. C.48-52.
