CC BY
71
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
УДК 669.715
ОБ ЭКОНОМИИ СКАНДИЯ
ПРИ ЛЕГИРОВАНИИ ИМ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
В. В. Захаров, докт. техн. наук, И.А. Фисенко
(ОАО ВИЛС, e-mail: [email protected])
Алюминиевые сплавы, легированные скандием, находятся все более широкое применение в различных отраслях промышленности. Расширение использования этих сплавов сдерживается рядом причин, в том числе нехваткой лигатуры Al-Sc. Предлагаются пути более экономного использования скандия при легировании алюминиевых сплавов: частичная замена скандия цирконием, легирование малыми добавками скандия, усовершенствование технологии получения лигатуры Al-Sc с целью оптимизации ее структуры и облегчения введения в алюминиевые сплавы.
Ключевые слова: алюминиевые сплавы, легирование, скандий, цирконий, скорость охлаждения при кристаллизации.
On Scandium Saving in Case of Making Scandium Alloying Addition to Aluminium Alloys. V.V. Zakharov, I.A. Fisenko.
Aluminium alloys alloyed with scandium find a wide application in various industries. However further use of these alloys is hindered by a number of causes including the Al-Sc master alloy deficiency. Some ways for more thrifty use of scandium in case of aluminium alloy alloying are proposed: partial substitution zirconium for scandium,
making small scandium additions, an improvement in Al-Sc master alloy production "(i?)-
technology to optimize a master alloy structure and promote making the master alloy to aluminium alloys.
Key words: aluminium alloy, alloying, scandium, zirconium, cooling rate during solidification.
Введение
Скандий является самым эффективным легирующим компонентом алюминиевых сплавов. Небольшая добавка скандия (около 0,2-0,3 %) повышает прочностные характеристики деформированных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов на 100-150 МПа, предельно измельчает литое зерно (вплоть до формирования недендритной структуры), заметно улучшает свариваемость и увеличивает сопротивление различным видам коррозии [1-6]. К настоящему времени отсутствует информация о каком-либо другом компоненте или даже о группе совместно вводимых компонентов, которые бы могли приблизится к скандию по эффективности воздействия на структуру и свойства алюминиевых сплавов.
В России работы по изучению влияния добавок скандия на структуру и свойства алюминиевых сплавов начались в 70-е годы прошлого столетия, и как логическое завершение этих работ исследователями были созданы промышленные алюминиевые сплавы, содержащие скандий, и разработана промышленная технология производства деформированных полуфабрикатов из этих сплавов [7, 8].
Добавки скандия оказывают сильное, но не одинаковое по степени воздействия влияние на разные марки алюминиевых сплавов. Наиболее заметное влияние на структуру и свойства наблюдается при легировании скандием сплавов на основе системы А1-Мд [7]. На основе системы А!-Мд-Бс разработан ряд промышленных сплавов , наиболее известными из которых являются сплавы 01570 [9], 1570С [10],
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
1545К [11]. Полуфабрикаты из упомянутых сплавов выпускают металлургические заводы для использования в изделиях ракетно-космической техники. Благоприятное и сильное влияние добавки скандия оказывают на структуру и свойства полуфабрикатов из высокопрочных сплавов на основе системы А!-7п-Мд-Си, использование которых в дальнейшем в таких высокотехнологичных отраслях, как авиастроение, атомное машиностроение, судостроение,позволит значительно улучшить технические показатели изделий, выпускаемых этими отраслями.
Расширение масштабов и областей использования алюминиевых сплавов, легированных скандием, сдерживается рядом причин, в том числе нехваткой лигатуры Л!-Бс. В настоящей статье предлагаются пути решения этой проблемы, направленные на более экономное и более эффективное использование скандия при легировании алюминиевых сплавов.
Частичная замена скандия цирконием
Скандий вводят в алюминиевые сплавы вместе с цирконием, который стабилизирует и усиливает благоприятное действие скандия [12]. На основе результатов исследований и накопленного практического опыта сложилось мнение, что оптимальным содержанием скандия и циркония, по крайней мере, в сплавах системы Л!-Мд, Л!-7п-Мд является 0,22-0,24 % и 0,10-0,12 % соответственно. При таком содержании деформированные полуфабрикаты приобретают наиболее благоприятный комплекс служебных и технологических свойств. При превышении указанных концентраций скандий и цирконий образуют первичные интерметаллиды Л!з(Бс, 7г), ухудшающие служебные характеристики сплавов. При меньших содержаниях скандия и циркония их потенциал, их возможности используется не полностью.
Природа благоприятного влияния скандия на структуру и свойства алюминиевых сплавов связана с уникальными особенностями интерметаллида А^Бс. Добавка циркония, вводимая вместе со скандием, растворяется в интерметаллиде А^Бс, замещая атомы скандия и сохраняя (и даже стабилизируя и уси-
ливая) все его уникальные свойства. В работе [12] было предложено с целью экономии и усиления действия добавки скандия изменить соотношение между скандием и цирконием в пользу циркония, не меняя суммарного содержания этих компонентов. Это предложение было основано на результатах следующих экспериментов.
Методом непрерывного литья были получены слитки диаметром 92 мм сплавов Л!-Бс-7г с постоянным суммарным содержанием скандия и циркония (1,5 %) и разным соотношением этих элементов.
Условия плавки и литья слитков были выбраны таким образом, чтобы получить слитки с максимальным пересыщением твердого раствора скандием и цирконием. На рис. 1 представлена зависимость электропроводимости литых сплавов от соотношения содержаний скандия и циркония. Кривая имеет четко выраженный минимум, соответствующий равному количеству скандия и циркония (по 0,75 %). Сплавы с таким или близким соотношением скандия и циркония наиболее склонны к образованию пересыщенных растворов. Оценка объемной доли частиц избыточных фаз кристаллизационного происхождения, содержащих скандий и цирконий, подтверждает сделанный вывод. В слитке сплава с равным соотношением скандия и циркония объемная доля избыточных фаз, содержащих скандий и цирконий, минимальна и составляет 2,4 %. По мере отклонения от соотношения Бс и 7г от 1:1 в ту или иную сторону объемная доля фаз
0 0,5 1,0 1,5 гг, %
Рис. 1. Зависимость электропроводимости слитков сплавов Л—Эс-Ег с постоянным суммарным содержанием скандия и циркония, равным 1,5 %, от соотношения между содержанием скандия и циркония
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
возрастает до 3,5-4,5 %. Таким образом, изменение соотношения содержания скандия и циркония сильно влияет на их совместную метастабильную растворимость в алюминии: минимальной растворимостью обладают двойные сплавы А!-Бс и А!-7г, максимальной -сплавы с равным содержанием скандия и циркония.
На рис. 2 представлены кинетические кривые изменения электропроводимости и микротвердости А!-Бс-7г-сплавов с постоянным суммарным содержанием Бс и 7г (1,5 %) и их разным соотношением в процессе изотер-
Рис. 2. Зависимости электропроводимости (а) и микротвердости (б) слитков Л—вс—г-сплавов от длительности изотермической вьщержки при 400 °С:
X - 1,5 % Бс; о - 1,0 % Бс-0,5 % 2г; А - 0,75 % Бс-0,75 % 2г; • - 0,5 % Бс-1,0 % 2г; □ - 0,5 % 2г
мической выдержки при 400 °С. Исходная электропроводимость слитков, как уже упоминалось, зависит от соотношения между скандием и цирконием. Однако после длительной выдержки при 400 °С в течение 277 ч распад твердого раствора проходит практически полностью и электропроводимость слитков приближается к электропроводимости технически чистого алюминия за исключением сплава с одинаковым содержанием скандия и циркония (рис. 2, а). В этом сплаве после выдержки 277 ч сохраняется заметная остаточная концентрации скандия и циркония в твердом алюминиевом растворе из-за сильного пересыщения в исходном (литом) состоянии.
Кинетика распада раствора, характеризуемая изменением электропроводимости, зависит от соотношения скандия и циркония в сплаве. Наиболее быстро распад протекает в сплаве А!-1,5 % Бс и самая малая скорость распада характерна для сплава А!-1,5 % 7г. Следует отметить, что сплав А!-1,5 % 7г имеет большой инкубационный период, составляющий почти сутки. Остальные сплавы занимают промежуточное положение по скорости распада раствора.
Практический интерес при анализе кривых изменения электропроводимости представ -ляет степень распада раствора, определяемая по разности значений электропроводимости в конце распада (после выдержки 277 ч) и в начале распада (в литом состоянии). Этот показатель характеризует количество выделившегося из твердого раствора скандия и циркония в алюминии или, другими словами, объемную долю выделившихся вторичных частиц, определяющих устойчивость сплавов против рекристаллизации и влияющих на упрочнение алюминиевой матрицы. С этой точки зрения наиболее предпочтительными опять же являются сплавы с одинаковым или близким содержанием скандия и циркония. В этих сплавах распад протекает с выделением наибольшего количества скандия и циркония из твердого раствора и соответственно образованием максимального количества дисперсных частиц типа А!з(Бс, 7г). Очевидно, в этих сплавах следует ожидать максимального упрочнения.
Кривые изменения микротвердости слитков в процессе изотермической выдержки при
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
400 °С подтверждают это предположение (рис. 2, б). Максимальной степенью упрочнения в исследованном диапазоне выдержек обладают слитки сплава с равным содержанием скандия и циркония (по 0,75 %). Именно этот сплав характеризовался самой большой пересыщенностью твердого раствора в литом состоянии. По мере отклонения соотношения скандия и циркония в сплавах от оптимального (1:1) общий уровень упрочнения и способность сохранять упрочнение после длительных выдержек снижаются.
Обобщая полученные результаты, можно сделать вывод о том, что оптимальными свойствами обладает алюминиевый сплав, содержащий скандий и цирконий в соотношении 1:1. Сплав максимально склонен к пересыщению твердого раствора скандием и цирконием при литье слитков непрерывным методом, упрочнению при распаде пересыщенного твердого раствора и сохранению этого упрочнения после высокотемпературных нагревов, имитирующих технологические нагревы. Кроме того, можно предполагать, что полуфабрикаты из этого сплава будут характеризоваться высокой устойчивостью против рекристаллизации.
Сплав с соотношением скандия к цирконию 1:1, имеющий оптимальные свойства, находится на тройной равновесной диаграмме А!-Бс^г в фазовой области а + Л!з (Бс1 _ х, Zгх) на границе с тройной областью а + Л!з (Бс1 _ х, Zrх) + Л^г. Частицы фазы Л!з (Бс1 _ х, Zrx), судя по диаграмме состояния, максимально насыщены цирконием, который обладает более низким коэффициентом диффузии в алюминии, чем скандий. Это обеспечивает высокую термическую стабильность дисперсных частиц (малую скорость процесса коагуляции). Возможно также, что цирконий, растворяясь в фазе Л!зБс, уменьшает удельную поверхностную энергию границы раздела частиц фазы Л!з (Бс1 _ х, Zrx) и алюминиевой матрицы. Это также способствует уменьшению склонности частиц к коагуляции за счет уменьшения движущей силы коагуляции - избыточной поверхностной энергии.
Таким образом, максимальный эффект упрочнения после длительных высокотемпературных выдержек имеют сплавы с соотноше-
нием содержания скандия к цирконию 1:1. Однако воспользоваться этой закономерностью на практике можно только при наличии в технологической цепочке производства алюминиевых полуфабрикатов высоких скоростей кристаллизации расплава, обеспечивающих фиксацию скандия и циркония в пересыщенном твердом растворе. Такие скорости достигаются при использовании гранульной технологии, бесслитковой прокатки и непрерывного литья слитков малого размера.
Следовательно, для экономии дефицитного скандия и улучшения свойств алюминиевых сплавов рекомендуется их легировать небольшими добавками скандия совместно с цирконием в равных количествах. В этом случае дисперсные частицы Л!з (Бс1 - х, Zrx) максимально стабильны и минимально склонны к коагуляции. К тому же достигается максимальная совместная растворимость скандия и циркония в алюминии при литье слитков и, как следствие этого, максимальное упрочнение при последующем распаде твердого раствора. Кроме того, фаза Л^Бс максимально насыщается цирконием. Оптимальными свойствами обладают фазы Л!з (Бс1 - х, Zrx), в которых скандий предельно возможно замещен цирконием.
Легирование малыми добавками скандия
В предыдущем разделе была показана реальная возможность снизить содержание скандия в алюминиевых сплавах путем частичной замены его цирконием. В настоящем разделе будут приведены экспериментальные данные, свидетельствующие о возможном уменьшении содержания скандия в сплавах без существенного снижения его положительного влияния.
На рис. з приведена кривая, иллюстрирующая зависимость температуры рекристаллизации алюминия и сплава системы Л!^п-Мд от концентрации скандия. С увеличением содержания скандия температура рекристалли-заций сильно повышается и наиболее резко при введении первых малых добавок скандия. При дальнейшем увеличении его содержания рост температуры рекристаллизации происходит с затуханием. Другие характеристики
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
т °С тр, С
550
450
350
250
0
0,6 Бе, %
Рис. 3. Зависимость температуры рекристаллизации (50 % рекристаллизации) холоднокатаных листов из сплавов системА/—вс (о) и А—Еп-Мд-вс (•) от содержания скандия
у алюминиевых сплавов, в частности предел прочности, предел текучести, твердость, изменяются в зависимости от концентрации скандия аналогично. Таким образом, снижение содержания скандия в несколько раз не приведет к такому же сильному снижению предела прочности или каких-либо других характеристик. Приведенные выше рассуждения явились основанием для проведения экспериментов.
Методом непрерывного литья отливали слитки диаметром 97 мм сплавов системы Л!—7п—Мд с добавками переходных металлов, химический состав которых указан в табл. 1. Масса каждой плавки составляла 30 кг.
Слитки отливали с подшихтовкой скандия при заданном среднем содержании других легирующих компонентов. Однако фактическая концентрация основных компонентов
Таблица 1
Фактический химический состав отлитых сплавов (% мас.)
Номер сплава 2п Мд Мп Бс 2г И Си
1 5,4 1,7 0,36 — 0,07 0,03 0,26
2 5,3 1,7 0,32 0,03 0,07 0,03 0,27
3 5,2 1,6 0,32 0,07 0,07 0,04 0,27
4 5,0 1,6 0,36 0,12 0,07 0,04 0,28
цинка и магния по мере введения и увеличения количества скандия снижалась, что явилось следствием разбавления расплава алюминием при введении лигатуры Л!-2 % Бс, а также выгорания и испарения этих элементов при перегревах расплава, проводимых после введения в печь очередной порции лигатуры.
Слитки гомогенизировали, механически обрабатывали на заготовки под прессование и прессовали квадратный пруток сечением 30 х 30 мм и полосу сечением 3 х 80 мм. Закалку прутков и полос осуществляли с температуры 450 °С в холодной воде. После правки растяжением полуфабрикаты резали на заготовки под образцы и подвергали искусственному старению по режиму: 100 °С, 20 ч + + 160 °С, 10 ч.
Автоматическую аргонодуговую сварку прессованных полос выполняли на автомате АСТВ-ГМ с использованием источника питания УДГ-500. Скорость сварки 18 м/ч, ток сварки 190 А, использовали присадочную проволоку диаметром 2,0 мм из сплава Св1557.
Структура слитков мелкозернистая. Средний размер зерна в слитках для сплавов 1-4 соответственно 250, 166, 245, 202 мкм. Зерен-ная структура всех слитков имеет дендритное строение.
Тип структуры прессованных прутков и полос зависит от содержания скандия. Так, прессованный пруток из сплава 1, содержащий только цирконий (0,07 %) без скандия, имеет нерекристаллизованную структуру и крупнокристаллический ободок, а тонкая прессованная полоса из этого сплава - полностью рекристаллизованную структуру. Добавка к сплаву всего лишь 0,03 % Бс приводит к резкому уменьшению толщины ободка. Прессованная полоса имеет нерекристаллизованную структуру при наличии рекристаллизованного ободка глубиной 0,15 мм. Введение в сплав скандия в количестве 0,07 % и 0,12 % обеспечивает получение в полуфабрикатах после их закалки стабильной нерекристаллизованной структуры (сплавы 3-4).
Механические свойства полуфабрикатов представлены в табл. 2. Структура рабочей части образцов, взятых из прессованных прутков всех сплавов, была полностью нерекрис-
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Таблица 2
Механические свойства
в долевом направлении прессованных полуфабрикатов
Закалка + 30 сут. Закалка + 100 °С, 20 ч +
Номер ест. старения +160°С,10ч
сплава МПа ст02> МПа 8, % МПа ст02, МПа 8, %
Пруток 30 х 30 мм
1 498 387 12,9 559 520 12,3
2 508 400 12,9 563 525 11,7
3 513 412 11,3 550 513 13,3
4 519 404 14,7 547 514 12,8
Полоса 3 х 80 мм
1 371 269 17,2 478 456 10,5
2 467 333 11,9 541 501 10,3
3 472 345 12,0 530 488 10,0
4 482 343 14,3 541 500 10,5
таллизованной. Поэтому влияние скандия на механические свойства полуфабрикатов незначительное: временное сопротивление колеблется в пределах 547-563 МПа, предел текучести - 513-525 МПа, относительное удлинение - 11,3-13,3 %. Колебания свойств скорее всего обусловлены колебаниями химического состава по основным легирующим компонентам - цинку и магнию.
В естественно состаренном состоянии прослеживается некоторая тенденция к росту прочностных свойств с увеличением содержания скандия, однако при этом сказывается влияние содержания основных легирующих компонентов, которое уменьшается по мере повышения количества скандия. Это нивелирует упрочняющее действие скандия.
Содержание скандия оказывает заметное влияние на механические свойства прессованных полос за счет изменения типа структуры. Так, прочностные свойства полосы с полностью рекристаллизованной структурой из сплава 1, не содержащего скандий, на 50-100 МПа ниже, чем полосы из сплава 2, содержащего всего 0,03 % Бс, но имеющего нерекристаллизованную структуру. Дальнейший рост содержания скандия от 0,03 до 0,12 % не меняет типа структуры, и повышение прочностных характеристик невелико (см. табл. 2).
В целом, в искусственно состаренном состоянии полуфабрикаты из сплава с комплексной добавкой Бс + имеют временное сопротивление 530-550 МПа, предел текучести 480-520МПа, относительное удлинение 10,0-13,5 %.
В табл. 3 приведены некоторые ресурсные характеристики прессованных полуфабрикатов. Прессованные прутки обладают высоким сопротивлением зарождению и развитию трещин, о чем говорят очень высокие значения ударной вязкости и вязкости разрушения, мало зависящие от содержания скандия. Эти значения соответствуют лучшим современным алюминиевым сплавам повышенной чистоты аналогичной прочности. Сопротивление малоцикловой усталости является структурно чувствительной характеристикой. Так, при испытании на МЦУ (стмах = 160 МПа) образцы из полосы сплава 1 (без скандия), имеющие рекристаллизованную структуру, выдержали до разрушения 75 кциклов, а образцы из сплавов с добавкой 0,03-0,12 % Бс с нерекристал-лизованной структурой - более 200 кциклов. Изменение типа структуры с рекристаллизо-ванной на нерекристаллизованную резко повышает сопротивление усталостным нагрузкам.
Свойства сварных соединений из прессованных полос после сварки и одного месяца естественного старения представлены в табл. 4. Временное сопротивление сварных соединений из сплавов со скандием весьма высокое (460-500 МПа). Коэффициент прочности
св . осн
сварных соединений ств /ств из сплавов, содержащих 0,07-0,12 % Бс, больше 0,9.
Таблица 3 Ресурсные характеристики прессованных полуфабрикатов
Номер сплава Пруток 30 х 30 мм Полоса 3 х 80 мм
кси, кДж/м2 К1с, МПаТм МЦУ, кцикл, при стмах = 160 МПа
1 2 3 4 38 36 40 44 85,3 77.8 77,1 85.9 75 277 209 277
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Таблица 4
Свойства сварных соединений
из прессованных полос 3 х 80 мм
ст™ , МПа св , осн ств /ств
395 0,83
466 0,84
476 0,9
459 0,95
Наиболее сильное влияние оказывает первая малая добавка скандия.
На основе представленных результатов исследований и с учетом результатов более ранних работ был выбран состав нового высокопрочного свариваемого алюминиевого сплава системы Л!-7п-Мд с добавками переходных металлов, включая малую добавку скандия. Сплаву была присвоена марка 1975.
Несмотря на малое содержание скандия (0,11 % Бе и 0,11 % 7г), сплав 1975 обладает прекрасным комплексом свойств (табл. 5).
Анализ табл. 5 показывает, что сплавы Л!-7п-Мд с малым содержанием скандия (0,11 %) могут обладать прекрасным комплексом механических свойств.
Вместе с тем при снижении расчетного содержания скандия меньше 0,2 % необходимо проявлять определенную осторожность. Этот способ экономии скандия более приемлем для сплавов системы Л!-7п-Мд и в меньшей степени для сплавов Л!-Мд, как более склонных к рекристаллизации.
Таблица 5 Механические свойства плиты толщиной 32 мм из сплава 1975
Направление вырезки образцов МПа ст0,2, МПа 8, % % Ъс, МПа*/м МЦУ, кцикл, при ст, МПа
160 180
Долевое Поперечное Высотное 445 450 460 394 390 396 17,1 15,3 11,3 52 44 28 67,5 51,7 313 253
Введение скандия в алюминиевые сплавы
Скандий относится к тугоплавким металлам. Температура плавления скандия составляет 1541 °С и его введение в легкоплавкие алюминиевые сплавы представляет известные трудности. Для облегчения усвоения алюминиевым расплавом скандий вводят в виде лигатуры Л!-2 % Бс. Процесс усвоения алюминиевым расплавом скандия заключается в переходе скандия из лигатуры в жидкий алюминиевый раствор путем расплавления и растворения всех структурных составляющих лигатуры Л!-2 % Бс. Большая часть скандия в лигатуре находится в виде первичных ин-терметаллидов Л^Бс, которые обладают высокой термической стабильностью и крайне медленно растворяются в алюминиевом расплаве. Для ускорения этого процесса расплав перегревают. Перегрев расплава является вынужденной и нежеланной процедурой, так как за время перегрева происходит интенсивное окисление расплава и насыщение его водородом. Кроме того, при этом наблюдается потеря скандия за счет его выгорания, окисления или осаждения на подину печи. Например, при шихтовке скандия на 0,220,23 % обычно теряется его 0,01-0,03 %. Поэтому используемый сейчас процесс введения скандия в алюминиевые сплавы нельзя назвать совершенным и экономным.
Лигатура Л!-2 % Бс представляет собой отливку в виде пластины - 20 х 150 х 500 мм весом около 5 кг [13]. Структура отливки лигатуры Л!-2 % Бс представлена на рис. 4. Видны крупные, по-видимому, первичные частицы Л!зБс. Объемная доля 8 %. Микрорент-геноспектральный анализ подтверждает наличие скандия в наблюдаемых частицах. В алюминиевой матрице концентрация твердого раствора скандия колеблется в пределах 0,41-0,75 %.
Интерметаллидов Л^Бс эвтектического происхождения, залегающих по границам зерен, выявлено не было.
Для анализа и лучшего понимания структуры лигатуры следует воспользоваться диаграммой состояния Л!-Бс. Базируясь на исследованиях российских и зарубежных ученых,
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Рис. 4. Структура лигатуры А1—2 % во:
сканирующий электронный микроскоп, изображение во вторичных электронах
изучавших равновесную диаграмму А1-Бс, в области богатой алюминием, можно констатировать, что скандий взаимодействует с алюминием по диаграмме эвтектического типа [14]. Температура эвтектического превращения жидкость ^ а(А|) + А13БС составляет 655-659 °С, состав эвтектической точки около 0,6 %, равновесная растворимость скандия в алюминии при температуре эвтектической горизонтали около 0,35 %. Следует учитывать, что формирование структуры отливки лигатуры А1-2 % Бс происходит в неравновесных условиях и для более корректного анализа следует пользоваться диаграммой метастабильного равновесия, соответствующей фактической скорости охлаждения при кристаллизации отливки лигатуры. Эта скорость составляет приблизительно 100 град/с. Принимая во внимание результаты работы [15], была построена диаграмма метастабильного равновесия для скорости охлаждения 100 град/с (рис. 5). Судя по этой диаграмме, максимальная концентрация твердого раствора скандия в алюминии в лигатуре А|-2 % Бс должна быть около 0,7-0,8 %.
С учетом дендритной ликвации средняя концентрация твердого раствора скандия в алюминии будет меньше, что соответствует полученным нами результатам 0,41-0,75 %. В среднем в твердом растворе должно находиться около 0,6 % Бс, а оставшиеся 1,4 % в виде интерметаллидов А^Бс с объемной
долей -8 %, что соответствует результатам замера объемной доли частиц интерметал-лида А13Бс.
Одним из критериев качества алюминиевых лигатур является легкость и полнота усвоения легирующего компонента алюминиевым расплавом. При введении в расплав лигатуры А1-2 % Бс наиболее легко будет усваиваться скандий, находящийся в твердом алюминиевом растворе. Эта часть скандия легко переходит в жидкий алюминиевый раствор вместе с расплавлением алюминиевых зерен. Другая часть скандия, которая может находиться в интерметаллидах А^Бс эвтектического происхождения и залегать по границам зерен, также сравнительно легко будет растворяться в алюминиевом расплаве вследствие малой объемной доли и небольших размеров частиц интерметаллидов. Наиболее тяжело усваивается скандий, находящийся в первичных интерметаллидах А13Бс, из-за их больших размеров и их медленного растворения в алюминиевом расплаве. Процесс растворения первичных интерметаллидов является наиболее узким звеном и сдерживает весь цикл усвоения скандиевой лигатуры алюминиевым расплавом. Поэтому для облегчения усвоения и уменьшения длительности цикла следует уменьшить размеры и количество первичных интерметаллидов А^Бс в лигатуре.
Наиболее рациональным и надежным способом уменьшения количества и размеров первичных интерметаллидов является повышение
г, °е
700
660
620
а + БеА13 \_I_
0
А1
0,5
1,5
2,0 2,5 Бе, % мас.
Рис. 5. Диаграммы состояния А—во:
1 - равновесная диаграмма; 2, 3 - диаграммы метастабильного равновесия для скоростей охлаждения 102 град/с и 103 град/с соответственно [15]
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
скорости охлаждения при кристаллизации отливки лигатуры. Например, при бесслитковой прокатке в водоохлаждаемых валках полосы толщиной 10 мм скорость охлаждения в интервале температур кристаллизации составит около 103 град/с [16]. Судя по диаграмме метастабильного состояния, соответствующей скорости охлаждения 103 град/с при кристаллизации лигатуры Л!-2 % Бс в водо-охлаждаемых валках в виде полосы толщиной 10 мм, около 1 % Бс будет зафиксировано в твердом растворе и еще 1 % Бс будет находится в виде интерметаллидов Л^Бс. При этом размеры первичных интерметаллидов должны быть заметно меньше и соответственно лигатура с такой структурой будет лучше усваиваться алюминиевым расплавом. Получение
лигатуры Л!-2 % Бс с помощью бесслитковой прокатки привлекательно не только с точки зрения повышения качества лигатуры, которое позволит не только избежать перегрева при ведении плавки (или снизить их интенсивность), но и резко повысить производительность процесса.
Заключение
Учитывая дефицит и высокую стоимость лигатуры Л!-Бс, в статье рассматриваются некоторые варианты, позволяющие экономить скандий при легировании алюминиевых сплавов (разработке сплавов), выборе расчетного состава и при введении скандия в алюминиевые сплавы.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Пат. 3.619.181 США / Lowell A. Willey. 9 ноября 1971.
2. Дриц М.Е., Торопова Л.С., Быков Ю.Г. Влияние РЗМ на механические свойства сплава Al-6,5 % Mg // Металловедение и термическая обработка металлов. 1980. № 10. С. 35-37.
3. Дриц М.Е., Торопова Л.С., Быков Ю.Г., Елагин В.И., Филатов Ю.А. Структура и свойства сплавов Al-Sc и Al-Mg-Sc // В кн.: Металлургия и металловедение цветных сплавов. - М.: Наука, 1982. С.213-223.
4. Елагин В.И., Захаров В.В., Ростова Т.Д. Перспективы легирования алюминиевых сплавов скандием // Цветные металлы. 1982. № 12. С. 96-99.
5. Филатов Ю.А. Промышленные сплавы на основе системы Al-Mg-Sc // Технология легких сплавов. 1996. № 3. С.30-35.
6. Синявский В.С., Вальков В.Д., Титкова Е.В. Влияние добавок скандия и циркония на коррозионные свойства Al-Mg-сплавов // Защита металлов. 1998. Т. 34. № 6. С. 613-619.
7. Филатов Ю.А. Деформируемые сплавы на основе системы Al-Mg-Sc и перспективы их применения в автомобилестроении // Цветные металлы. 1997. № 2. С. 60-62.
8. Елагин В.И., Захаров В.В., Филатов Ю.А., Ростова Т.Д. Разработка перспективных алюминиевых сплавов, легированных скандием // В кн.: Перспективные технологии легких и специальных сплавов. - М.: Физматлит. 2006. С. 181-193.
9. Пат. 2081934 РФ, С1. Деформируемый термически неупрочняемый сплав на основе алюминия / Елагин В.И., Захаров В.В., Филатов Ю.А., Торопова Л.С., Доброжинская Р.И., Андреев Г.Н., Зо-
лоторевский Ю.С., Чижиков В.В. Зарегистр. 20.06.1997.
10. Пат. 2233345 РФ, С1. Конструкционный деформируемый термически неупрочняемый сплав на основе алюминия / Филатов Ю.А., Давыдов В.Г., Елагин В.И, Захаров В.В., Швечков Е.И., Панасю-гина Л.И., Доброжинская Р.И. Зарегистр. 27.07. 2004.
11. Пат. 2343218 РФ, С1. Криогенный деформируемый термически неупрочняемый сплав на основе алюминия / Филатов Ю.А., Елагин В.И., Захаров В.В., Панасюгина Л.И., Доброжинская Р.И., Елисеев А.А., Додин Г.В., Звонков А.А., Петро-ковский С.А., Молочев В.П. Зарегистр. 10.01.2009.
12. Давыдов В.Г., Елагин В.И, Захаров В.В., Ростова Т. Д. О легировании алюминиевых сплавов добавками скандия и циркония // Металловедение и термическая обработка металлов. 1996. № 8. С.25-30.
13. ТУ 11-01-01-2001. Лигатура алюминий-скандий.
14. Roset and N. Ryum. Scandium in aluminium alloys // International Materials Reviews. 2005. V. 50. № 1. Р. 19-44.
15. Дриц А.М., Торопова Л.С., Быков Ю.Г., Гущина Ф.Л., Елагин В.И., Филатов Ю.А. Метаста-бильная диаграмма состояния Al-Sc в области, богатой алюминием // Известия АН СССР. Металлы. 1983. № 1. С.179-182.
16. Борисов В.Г. Совмещенное литье и прокатка на алюминиевых заводах // В кн.: Непрерывные и совмещенные методы литья и прокатки цветных металлов и их сплавов. - Л.: ВАМИ. 1973. С. 131-138.
