ВЛИЯНИЕ СКАНДИЯ НА КИНЕТИКУ И УПРОЧНЕНИЕ ПРИ СТАРЕНИИ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ AL-MG 2SI Текст научной статьи по специальности «Промышленные биотехнологии»

ЛИТЬЕ, КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ, ОБРАБОТКА ДАВЛЕНИЕМ, СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ЛЕГКИХ СПЛАВОВ

УДК 669.715:548.53

ВЛИЯНИЕ СКАНДИЯ НА КИНЕТИКУ И УПРОЧНЕНИЕ ПРИ СТАРЕНИИ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al-Mg2Si*

Л.Л. Рохлин, докт. техн. наук(rokhiin@imet.ac.ru), Н.Р. Бочвар, канд. техн. наук(ИМЕТим. А.А. Байкова РАН), Н.Ю. Табачкова, канд. физ.-мат. наук(НИТУ «МИСиС»), А.В. Суханов (ИМЕТим. А.А. Байкова РАН)

Исследовано влияние добавок Sc и совместно Sc с Zr на поведение при старении деформируемых сплавов системы Al-Mg2Si с различным содержанием Mg и Si. Показано, что в случае закалки с целью получения пересыщенного Al-твердого раствора и последующего естественного старения добавки Sc приводят к упрочнению сплавов при большой продолжительности старения. В случае искусственного старения после закалки добавки Sc и Sc + Zr задерживают упрочнение и уменьшают максимумы твердости, достигаемые при распаде пересыщенного Al-твердого раствора. В соответствии с этим при введении Sc и Sc + Zr возможно некоторое снижение прочностных свойств сплавов системы Al-Mg2Si после определенных режимов старения. Исследование в просвечивающем электронном микроскопе показало, что Sc может быть связан с Si в сплавах в тройное соединение z(Sc2AlSi2), но может существовать также в виде дисперсных частиц ScAl3 с растворенным в них Zr, обычно наблюдаемых в сплавах Al-Sc и Al-Mg-Sc.

Ключевые слова: сплавы системы Al-Mg2Si, Al-сплавы, скандий, распад пересыщенного твердого раствора, механические свойства.

The Effect of Scandium on Kinetics and Strengthening of Al-Mg2Si System Alloys in the Case of Ageing. L.L. Rokhlin, N.R. Bochvar, N.Yu. Tabachkova, A.V. Sukhanov.

The effect of Sc and Sc together with Zr additives on behaviour of wrought Al-Mg2Si system alloys during ageing has been investigated. The alloys had different contents of Mg and Si. Investigation indicated that after solution treatment followed by natural ageing the Sc additives resulted in alloy strengthening in the case of long-term ageing. During artificial ageing the Sc and Sc + Zr additives retarded strengthening of the Al-Mg2Si alloys and diminished hardness maxima. According to this, some decrease in strength properties of the alloys can be observed after ageing carried out under certain conditions. Transmission electron microscopy indicates that Sc can form with Si a ternary compound T(Sc2AlSi2) appeared in a structure, but can exist also in the alloys as dispersed particles ScAl3 with dissolved Zr, which are commonly observed in Al-Sc and Al-Mg-Sc alloys.

Key words: Al-Mg2Si system alloys, Sc-bearing Al alloys, decomposition of supersaturated solid solution, mechanical properties.

Введение

Деформируемые алюминиевые сплавы на основе системы А!-Мд2в1 (6ххх серии) широко используются в промышленности. Эти сплавы

* Работа была поддержана Российским фондом фундаментальных исследований РАН, грант № 12-03-00171-а.

имеют много достоинств, а именно хорошие прочностные свойства, высокую пластичность, хорошую коррозионную стойкость, высокие электропроводность и теплопроводность, возможность легко обрабатываться давлением различными методами и др. Однако их прочностные свойства являются более низкими,

чем те, которые могут быть достигнуты в сплавах на основе системы Al-Cu и сплавах на основе системы Al-Zn с меньшей коррозионной стойкостью [1, 2]. Одним из дополнительных легирующих элементов для алюминиевых сплавов, который начал использоваться в последнее время для улучшения их свойств, является переходный металл -скандий. Добавка последнего в малых количествах оказалась эффективной для сплавов систем Al-Mg, Al-Zn и Al-Mg-Li, приводя к повышению их прочности и других важных характеристик [3-7].

Добавка скандия была также использована для улучшения сплавов на основе системы Al-Mg2Si. Однако результаты проведенных работ оказались противоречивыми. Некоторые исследователи сообщили о возможности улучшения прочностных свойств сплавов на основе системы Al-Mg2Si при введении скандия [8-10]. Однако в некоторых из этих работ наблюдали только незначительное повышение прочностных свойств сплавов на основе системы Al-Mg2Si, а в других случаях их прочностные характеристики даже снижались при введении скандия [11, 12]. Согласно работе [3] кремний, являясь традиционным легирующим компонентом в алюминиевых сплавах, реагирует со скандием и образует с ним фазу, состоящую из кремния, алюминия и скандия [13]. В результате этого упрочняющий эффект от скандия, который обычно объясняется образованием частиц в структуре сплавов, должен исчезать. По мнению [3], нейтрализация упрочняющего эффекта от скандия в алюминиевых сплавах благодаря присутствию кремния должна произойти полностью в случае, если содержание кремния составляет около 0,4 %, и, базируясь на экспериментальных данных, содержание кремния в сплавах со скандием должно быть ограничено 0,15 %. Такое содержание кремния допускается в виде примеси в ряде промышленных алюминиевых сплавов. Таким образом, следуя работе [3], любое ощутимое улучшение сплавов на основе системы Al-Mg2Si добавками скандия невозможно.

Наилучшие прочностные свойства в сплавах на основе системы Al-Mg2Si достигаются после термической обработки, которая

включает в себя нагрев с закалкой, чтобы получить пересыщенный Al-твердый раствор, и последующее старение. Параметры этих операций могут действовать различно на упрочняющий эффект от скандия. Последний может также зависеть от общего содержания магния и кремния в алюминиевых сплавах и от отношения Mg/Si в них. Эти обстоятельства, по-видимому, являются причиной различного упрочняющего эффекта от добавки скандия в сплавах на основе системы Al-Mg2Si, установленные различными исследователями. Цель настоящей работы - выяснить причины того, что упрочняющий эффект от введения скандия может иметь место и отсутствовать в сплавах на основе системы Al-Mg2Si.

Материалы и методы исследования

Исследовали сплавы, приготовленные из металлов высокой чистоты: алюминий марки А99 (> 99,99 %), магний марки Мг96 (99,96% Mg), кремний в форме монокристалла для полупроводников чистотой > 99,999 %, скандий чистотой > 99,875 %. Скандий используется для легирования алюминиевых сплавов также совместно с цирконием. Поэтому в проведенных экспериментах один из сплавов был приготовлен с совместным присутствием скандия и циркония. Чистота циркония составляла > 99,875 %.

Сплавы были приготовлены путем плавки в электрической печи сопротивления в гра-фито-шамотовых тиглях. Сначала в тигле расплавляли куски алюминия, затем в жидкий алюминий вводили кремний, скандий и цирконий посредством лигатур, приготовленных на алюминии такой же чистоты. Магний добавляли в расплав последним без лигатуры. Чтобы предотвратить потери магния при плавке , использовали покровный флюс соста -ва 38-46 % MgCl2, 32-40 % KCl, 3-5 % CaF2, 3-8 % BaCl2, 1,5 % MgO, < 8 % (NaCl + CaCl2). Сплавы отливали в стальную изложницу с получением круглых слитков диаметром около 35 мм и длиной около 120 мм. Слитки подвергали горячей ковке в круглые прутки диаметром 12 мм с температурой начального и промежуточных нагревов 480 °C. Полученные прутки разрезали на образцы, которые закаливали от 525 °С с выдержкой 2 ч и охлажде-

нием в воде комнатной температуры. После закалки следовало старение при комнатной температуре (естественное старение) до 200 ч и более и при 170 или 190 °С (искусственное старение) до 50 ч. Температуры искусственного старения выбрали с учетом режимов старения, которые обычно используют для промышленных сплавов на основе системы Al-Mg2Si, и возможности достигнуть максимального упрочнения в течение разумного времени старения [2, 14].

Составы всех слитков контролировали методом атомно-эмиссионной спектроскопии с применением индукционной плазмы. Используемое оборудование - the Inductivity Coupled Plasma-Atomic Spectrometer of ULTIMA 2C, Jobin-Yvon Firm. Составы сплавов контролировали по химическому анализу.

Макроструктуру слитков исследовали на плоскостях сечений, перпендикулярных осям слитков в верхней их части. Травление отшлифованных плоскостей осуществляли в смеси азотной и соляной кислот в соотношении 3/1 по объему с последующей промывкой в воде.

Микроструктуру сплавов исследовали в световом микроскопе и просвечивающем электронном микроскопе. Для наблюдения в световом микроскопе отполированные образцы травили в растворе, состоящем из азотной (2,5 мл), соляной (1,5 мл), плавиковой кислот (0,5 мл) и воды (195,5 мл). Кроме этого, использовали метод травления, позволяющий выявлять структуру зерен алюминия в поляризованном свете. Этот метод включал в себя электролитическую полировку в электролите, содержащем 40 мл H3PO4 плотностью 1,54 г/мм2, 100 мл H2SO4 плотностью 1,84 г/мм2, 50 г СгОз, 25 мл H2O. Температура электролита во время полировки составляла 343-363 К (70-90 °С), напряжение 15-20 В, плотность тока 0,8 А/см2, время полировки 1-3 мин. Чтобы выявить структуру в поляризованном свете, окисление полированных поверхностей образцов осуществляли электролитическим травлением при комнатной температуре в 1,8 %-м растворе HBF4 в воде при напряжении 13 В и плотности тока ~ 1 А/см2, продолжительность выдержки 3 мин. Протравленные поверхности образцов наблю-

дали в микроскопах Neophot 2 microscope (VEB Carl Zeiss, Jena, Германия) или в микроскопе MeF-24 (Reichert, Австрия).

Электронная микроскопия на просвет осуществлялась на электронном микроскопе JEM-2100 при ускоряющем напряжении 200 кВ. Тонкие фольги для наблюдений шлифовали до толщины около 150 мкм абразивной бумагой с окончательным утонением и получением фольг с отверстиями путем ионной бомбардировки.

Сплавы различного состава после термической обработки характеризовались значениями твердости, удельного электрического сопротивления и механических свойств, определяемых при испытаниях на растяжение. Твердость измеряли по методу Бринелля на приборе IT-5010-01M при диаметре стального шарика 2,5 мм и нагрузке 62,5 кг. Электрическое сопротивление определяли микроомметром BSZ-010-2 с базисной ошибкой < 0,1-0,2 %. Образцы имели форму цилиндров диаметром ~ 6 мм и рабочую длину 24,73 мм. Образцы на растяжение испытывали на машине INSTRON-3382 при скорости растяжения ~ 1 мм/с. Они имели стандартные размеры с рабочей частью диаметром 5 мм и длиной 25 мм.

Результаты экспериментов

Составы исследованных сплавов представлены в таблице, в которой показано совместное содержание Mg и Si, соответствующее реальному присутствию Mg2Si в пределах 0,98-1,28 %* с некоторым излишком Mg или Si. Последние значения также включены в таблицу. Полученные содержания Mg2Si в сплавах находятся в пределах растворимости этого соединения в твердом алюминии согласно диаграмме состояния Al-Mg-Si [1]. Присутствие скандия (если он вводился) оказалось в узких пределах 0,21-0,26 %. Такие концентрации скандия в алюминиевых сплавах используют обычно с тем, чтобы обеспечить хороший упрочняющий эффект. Присутствие 0,15 % Zr вместе со скандием может также рассматриваться как типичное в алюми-

* Здесь и далее % мас., если специально не указывается по-другому.

Состав исследованных сплавов

Номер сплава

Содержание элементов по химическому анализу, % мас.

Б1 Мд Бо

1 0,37 0,62 - - 0,98Мд2Б1 + 0,01Б1

3 0,39 0,95 - - 1,06Мд2Б1 + 0,28Мд

4 0,43 0,95 0,26 - 1,17Мд2Б1 + 0,21Мд

5 0,40 0,66 - - 1,04Мд2Б1 + 0,02Б1

6 0,70 0,81 0,25 - 1,28Мд2Б1 + 0,23Б1

11 0,46 1,25 0,24 0,15 1,26Мд2Б1 + 0,45Мд

Содержание Мд2Б1 с излишком Мд или Б1, % мас.

Примечание. А1 - основа.

ниевых сплавах. Влияние скандия на А!-Мд2Б1-сплавы оценивали путем сравнения поведения сплавов в процессе литья, обработки давлением и старения после закалки при одинаковых режимах с исследованием структуры сплавов, твердости как одной из прочностных характеристик и свойств при испытаниях на растяжение.

Естественное старение. Основные черты распада алюминиевого пересыщенного твердого раствора при естественном старении характеризуются кривыми изменения твердости и удельного электросопротивления, которые можно видеть на рис. 1. Они свидетельствуют о постепенном увеличении твердости и удельного электросопротивления двух А!-Мд2Б1-сплавов без скандия и одного из А!-Мд2Б1-сплавов с небольшим количеством скандия с ростом времени старения. Такое изменение твердости и электрического сопротивления с увеличением времени старения при комнатной температуре является типичным для сплавов системы А!-Мд2Б1 [1, 13]. В общем, формы кривых, которые характеризуют изменения твердости и электросопротивления с увеличением времени старения, являются одинаковыми для всех трех сплавов, свидетельствуя об одинаковости процессов распада твердого раствора в них. Эти процессы должны быть наиболее ранними стадиями процессов распада А!-твердого раствора, аименно образованием зон Гинье-Престона. Твердость и электросопротивление сплавов для каждого времени старения строго повы-

шаются с увеличением в них содержания Мд2Э1, несмотря на малую разницу в Мд2Б1, присутствия или отсутствия Бо и излишка Б1 или Мд. Этот факт подтверждает также ведущую роль выделений, соответствующих Мд2Б1, в А!-твердом растворе в процессе естественного старения.

Хорошо известно, что скандий может также растворяться в А!-твердом растворе и выделяться из него с упрочняющим эффектом. Однако целесообразно все же принять, что в рассматриваемом случае этот процесс во время естественного старения незначителен, так как выделение скандия из А!-пересы-щенного твердого раствора происходит только при значительно более высоких температурах старения, чем Мд2Б1. Кроме того, согласно диаграммам состояния закалка исследованных сплавов с нагревом до 525 °С

1 -+ 0 + 0

Рис. 1. Изменение твердости и удельного электросопротивления сплавов Л—Мд^ без и со скандием при комнатной температуре после закалки:

А! + 0,98 % Мд2Э1 + 0,01 % Э1; 3 - А! + 1,06 % Мд2Э1 + ,28 % Мд; 4 - А! + 1,17 % Мд2Э1 + 0,21 % Мд + ,26% Бо

должна сопровождаться выделением скандия из А1-твердого раствора, оставляя его концентрацию в твердом растворе перед старением до очень низких значений [14].

Искусственное старение. Поведение сплавов при искусственном старении при 190 °С характеризуется кривыми изменения твердости и электросопротивления с увеличением времени старения, которые представлены на рис. 2. Из представленных данных можно видеть, что в сплавах без скандия и с ним при увеличении времени старения происходит значительное упрочнение с достижением максимума твердости. Присутствие скандия не способствует росту упрочняющего эффекта в процессе искусственного старения (разницы между максимальным значением твердости и значением твердости в исходном естественно состаренном состоянии). Более того, добавка скандия уменьшает упрочняющий эффект в этом случае. Следует также отметить, что сплавы 3 и 4, сопоставляемые на рис. 2, очень близки между собой по содержанию магния и кремния, а в сплаве 4, содержащем скандий, в пересчете на Мд2Э1 магния и кремния даже несколько больше. Кроме того, введение скандия замедляет процесс твердения во время распада А1-твердого раствора. Рост значений твердости с увеличением времени старения при введении скандия начинается позже, и позже достигаются максимумы твердости в сплавах. Уменьшение эффекта упрочнения при искусственном старении при легировании сплавов А!-Мд2Э1 скандием наблюдали и при температуре старения 170 °С [15].

В отличие от естественного старения, измерения удельного электросопротивления во время искусственного старения показывают уменьшение этой характеристики сплавов А!-Мд2Э1 (см. рис. 2). Этот факт свидетель -ствует о выделении из А!-пересыщенного твердого раствора частиц, обогащенных магнием и кремнием, и, следовательно, завершении зонной стадии распада.

Испытания на растяжение. На растяжение испытывали образцы сплавов после искусственного старения при одном режиме: 170 °С в течение 16 ч после стабилизации при 150 °С в течение 20 мин, предупреждающей некото-

Рис. 2. Изменение твердости и удельного электросопротивления сплавов А/—Мд2Б/ без и со скандием или Бе + 1г после старения при 190 °С и естественного старения:

1 - А! + 0,98 % Мд2Э1 + 0,01 % Э1; 3 - А! + 1,06 % Мд2Э1 + + 0,28 % Мд; 4 - А! + 1,17 % Мд2Э1 + 0,21 % Мд + + 0,26% Эо

Рис. 3.. Механические свойства при растяжении сплавов А—МдБ без и со скандием или Бе + 1г после закалки 525°С + стабилизации при 150 °С в течение 20 мин + старения при 170 °С в течение 16 ч:

5 - А! + 1,04 % Мд2Э1 + 0,02 % Э1; 6 - А! + 1,28 % Мд2Э1 + + 0,23 % Э1 + 0,25 % Эо; 11 - А! + 1,26 % Мд2Э1 + + 0,45 % Мд + 0,24 % Эо + 0,15 %

рое снижение прочностных свойств, если искусственному старению предшествует длительное естественное старение [13]. Этот режим был выбран как соответствующий максимуму твердости, достигаемому при старении сплава без скандия (рис. 3). Результаты испытаний показали, что присутствие скандия и Бе + в сплавах А!-Мд2Б1 приводит к некоторому снижению предела прочности ств и предела текучести ст0,2 в соответствии с измерениями твердости, отмеченными выше. Между тем значения относительного удлинения сплавов 8 оказались несколько выше, чем в сплаве без скандия и циркония.

Структура, образованная зернами в слитках сплавов, выявлялась при наблюдении их макроструктуры. Типичная макроструктура на плоскостях, перпендикулярных осям слитков, показана на рис. 4. Как можно видеть, макроструктура сплава 5 без скандия характеризуется неоднородностью зерен по размеру с весьма мелкими зернами на периферии слитка и достаточно крупными в центре. Присутствие скандия в сплаве 6 приводит к однородности размеров зерен в слитке, они в центре становятся более мелкими, чем зерна в сплаве без скандия. Присутствие скандия совместно с цирконием (сплав 11) приводит к однородным очень мелким зернам алюминиевого твердого раствора по всему сечению слитка сплава.

Структура, образованная зернами в сплавах после ковки. Структура в сплаве без скандия после горячей ковки была почти полностью рекристаллизованной, хотя определенная вытянутость зерен А!-твердого раствора вдоль осей полученных прутков могла наблюдаться (рис. 5, а). В сплавах, содержащих дополнительно скандий или Бе + 7г, зерна А!-твердого раствора были фактически не рек-ристаллизованными после ковки (рис. 5, б). Большие размеры зерен сплавов без скандия по сравнению с зернами сплавов со скандием после горячей ковки сохранялись. После нагрева до 525 °С при закалке сплавы без и со скандием или Бе + 7г были полностью рекрис-таллизованными с равноосными зернами.

Просвечивающую электронную микроскопию использовали для образцов, подвергнутых старению при 170 °С, 16 ч, соответствующему приблизительно достижению максимума твердости, и старению при 190 °С, 50 ч, соответствующему определенному разупрочнению после достижения максимума твердости. Последовательность фазовых превращений в процессе распада А!-твердого раствора в сплавах А!-Мд2Б1 без добавок переходных металлов установлена в настоящее время, в общем, достаточно хорошо [16]. На стадии, близкой к максимуму твердости, в структуре А!-твердого раствора образуются игольчатые кристаллы фазы Р". Кристалли-

35 мм

Щ ' Щ Сплав 4'- '

^ V 200 мкм 2°0мкм

Рис. 4. Макроструктура слитков сплавов системы Л—Мдд?:

5 - А! + 1,04 % Мд2Б1 + 0,02 % Б1;

6 - А! + 1,28 % Мд2Б1 + 0,23 % Б1 + + 0,25 % Бе;

11 - А! + 1,26 % Мд2Б1 + 0,45 % Мд + + 0,24 % Бе + 0,15 % 2г

Рис. 5. Микроструктура сплавов после горячей ковки на плоскостях вдоль осей полученны^ш прутков. Поляризованнй свет:

3 - А! + 1,0 % Мд2Б1 + 0,28 % Мд;

4 - А! + 1,17 % Мд2Б1 + 0,21 % Мд + + 0,26 % Бе

а

0.5 мкм

ческая решетка этой фазы полностью когерентна с кристаллической решеткой А!-матрицы. На следующей стадии распада, сопровождающейся некоторым разупрочнением после максимума твердости, образуются более крупные стержни следующей фазы в'. Стержни вытянуты вдоль <001 > осей матрицы. Поэтому после старения 170 °С, 16 ч, которое соответствует приблизительно максимуму твердости при распаде А!-пересыщен-ного твердого раствора, должны ожидаться в структуре имеющие форму иголок выделения фазы в''.

В результате исследования в просвечивающем электронном микроскопе в настоящей работе также обнаружили распад А!-пересыщенного твердого раствора после старения 170 °С, 16 ч. Однако форму выделившихся частиц не могли определенно распознать, что можно объяснить очень малыми размерами в''-иголок и когерентностью их с матрицей. Типичные микроструктуры сплавов после старения 170 °С, наблюдаемые в электронном микроскопе, представлены на рис. 6, а, б. Наряду с распадом А!-твердого раствора в сплавах, содержащих скандий (6) и Эо+ 7г (11), видны включения

Р

X

А

Л

2*

л

Ж

в"

I ; . ?

0,5 мкм

0,2 мкм

—• - - ' т (Бе, гг)А13 '

Рис. 6. ПЭМ-структура сплавов, закаленных и состаренных при 170 °С в течение 16 ч (а, б) и при 190 °С в течение 50 ч (в, г):

а, в - А! + 1,28 % Мд2Э1 + 0,23 % Б1 + 0,25 % Эо (сплав 6);

б, г - А! + 1,26 % Мд2Э1 + 0,45 % Мд + 0,24 % Эо + 0,15 % 2г (сплав 11)

других фаз. В сплаве 6с одним только скандием эти включения довольно крупные и округлые (см. рис. 6, а). Локальный спектральный анализ показал, что они состоят из скандия, кремния и алюминия (рис. 7, а). Согласно тройной диаграмме состояния А!-8о-81 имеется только одно тройное соединение т в равновесии с А!-твердым раствором в этой

0 2 4 6

Полная шкала 298 импульсов

0 2 4 6

Полная шкала 459 импульсов

10 12 кэВ

Рис. 7. ЭДС-спектры от включений в структуре сплавов, закаленных и состаренных при 170 °С в течение 16 ч:

а - А! + 1,28 % Мд2Э1 + 0,23 % Б1 + 0,25 % Эо (сплав 6); б - А! + 1,26 % Мд2Э1 + 0,45 % Мд + 0,24 % Эо + 0,15 % 2г (сплав 11)

системе. Его формула Эо2Э12А! [13]. Поэтому есть все основания считать, что довольно крупные округлые включения являются частицами этого соединения.

В сплаве со Эо + 7г (11) подобных крупных округлых включении не наблюдали. В то же время были видны в большом количестве более мелкие включения, окруженные темными полями упругих полей в виде пары полумесяцев (см. рис. 6, б). Включения такого вида являются типичными для А!-Эо- и А!-Мд-Эо-сплавов, и упрочняющий эффект от введения скандия объясняется их присутствием [17]. Они представляют собой частицы соединения ЭоА!3 с ГЦК-кристаллической решеткой, образовавшиеся в А!-пересыщенном твердом растворе. Упругие напряжения вокруг них обусловлены когерентной связью между кристаллическими решетками частиц ЭоА!3 и А!-твердого раствора. Согласно [18] цирконий, введенный в А!-Эо-сплавы, может растворяться в соединении ЭоА^. Таким образом, видимые в структуре сплава (11) со Эо + 7г включения (см. рис. 6, б) можно рассматривать как частицы (Эо1 - х, 7гх)А!3. Это было подтверждено локальным спектральным анализом, который показал присутствие А!, Эо и 7г без Э1 в этих включениях (см. рис. 7, б).

Такие же виды включений могли наблюдать в структуре сплавов, состаренных при 190 °С в течение 50 ч, но совместно со стержнями фазы в', которая известна как следующая фаза в последовательности фазовых превращений при распаде А!-Мд2Э1-пересыщенно-го твердого раствора (см. рис. 6, в, г) [16].

Присутствие в структуре сплава 6 со скандием округлых включений соединения Эо2Э12А! и отсутствие таковых в структуре сплава 11 со Эо + 7г и частицами типа (Эо, Zr)Alз можно объяснить двумя причинами. Первая причина - это то, что фактически при одинаковом содержании в сплавах Мд2Э1 в сплаве 6 имеет место избыток Э1, а в сплаве 11 - избыток магния (см. таблицу). Вторая причина состоит в том, что в сплаве 11 суммарное содержание Эо + Zr (0,39 %) существенно больше, чем содержание одного скандия (0,25 %) в сплаве 6, и, следовательно, в сплаве 11 со Эо + Zr возможно образование частиц типа ЭоА^ в большем объеме.

Обсуждение результатов

Результаты проведенных экспериментов показывают, что в сплавах А!-Мд2Э1, дополнительно легированных скандием, происходят те же процессы распада А!-пересыщенного твердого раствора, как и в сплавах А!-Мд2Э1 без скандия. Эти процессы сопровождаются упрочнением сплавов во время естественного и искусственного старения. Во время искусственного старения эффект упрочнения достигает максимумов с увеличением времени старения при определенных температурах, и эти режимы старения соответствуют наибольшей твердости. По характеру кинетика твердения в процессе старения оказывается одинаковой как для сплавов А!-Мд2Э1 без скандия, так и сплавов, содержащих этот переходный металл. Поэтому можно сделать вывод, что присутствие скандия в сплавах на основе А!-Мд2Э1 не изменяет характера распада А!-пересыщенного твердого раствора, соответствующего на последней стадии образованию частиц Мд2Э1. Наблюдения в просвечивающем электронном микроскопе подтверждают этот вывод. После старения до стадии максимума твердости и стадии разупрочнения после максимума твердости в структуре сплавов со скандием и Эо + Zr наблюдаются такие же типы выделений из А!-твердого раствора, как и в сплавах А!-Мд2Э1 без скандия и Эо + Zr согласно [16].

Однако присутствие скандия в А!-Мд2Э1-сплавах уменьшает эффект упрочнения при старении, что можно видеть по кривым твердости для искусственного старения при сравнении максимумов твердости и разницы между максимальными значениями твердости и твердостью перед старением для каждого сплава (см. рис. 2). Объяснение этих экспериментальных результатов не является простым. Во всяком случае, меньшие максимальные значения твердости и меньшие разницы между максимальными значениями твердости и значениями твердости перед искусственным старением для сплавов, содержащих скандий, при сравнении их со сплавами без скандия, не могут быть объяснены каким-либо влиянием скандия на типы выделений, образующихся при распаде А!-Мд2Э1-

-Ф-

-Ф-

твердого раствора. Это подтверждается тем, что при исследовании в электронном микроскопе никакая связь не обнаруживается между выделениями, которые являются типичными для распада А!-Мд2Б1-твердого раствора, и включениями, содержащими скандий или Бе + 7г, хотя включения в сплаве 6, содержащем один скандий, и включения в сплаве 11, содержащем Бе + 7г, различаются между собой. Однако характер кривых изменения твердости для сплава 3 без добавок скандия и сплава 4 со скандием (см. рис. 2) идентичен. Одинаковое снижение эффекта упрочнения при искусственном старении в случае добавки скандия (сплав 4) по сравнению со сплавом 3 без скандия указывает на незначительную роль типичных упрочняющих частиц богатой скандием фазы для А!-Мд2Б1-спла-вов, подвергнутых обработке на твердый раствор и старению. Незначительная роль типичных упрочняющих частиц, богатых скандием, в прочности А!-Мд2Б1-сплавов может быть вызвана коагуляцией этих частиц при нагреве под закалку до 525 °С.

Наиболее вероятным объяснением меньшего упрочняющего эффекта во время старения в исследованных сплавах при введении скандия может быть то, что Бе или Бе + 7г измельчают зерна алюминиевого твердого раствора. Тем самым в сплавах увеличивается количество границ зерен или субзерен, являющихся местами предпочтительного выделения частиц, образующихся при распаде А!-Мд2Б1-твердого раствора и не связанных когерентно с алюминиевым твердым раствором. Соответственно, количество частиц, образующихся при распаде А!-Мд2Б1-твердого раствора и когерентно связанных с алюминиевым твердым раствором, уменьшается, а именно эти частицы в виде игольчатых выделений обусловливают наибольшее упрочнение А!-Мд2Б1-сплавов при искусственном старении.

Наблюдаемые меньшие максимумы твердости при искусственном старении и сдвиг их в сторону более продолжительных выдержек при старении, когда вводятся скандий и Бе + 7г, может сопровождаться либо понижением, либо увеличением прочностных свойств при испытаниях на растяжение, если сплавы

сравниваются после старения при тех же температурах и продолжительности. Это становится очевидным из рассмотрения кривых изменения твердости для искусственного старения на рис. 2. Очевидно, что эта особенность действия скандия на упрочнение А!-Мд2Б1-сплавов при искусственном старении является причиной неодинаковой оценки его влияния на прочностные свойства этих сплавов различными исследователями.

В отличие от искусственного старения, при естественном старении добавки скандия к А!-Мд2Б1-сплавам приводят к определенному повышению твердости как характеристики прочностных свойств. Однако кривые изменения твердости, а также кривые изменения удельного электросопротивления с увеличением времени естественного старения имеют фактически одинаковую форму для всех сплавов (см. рис. 1), соответствуя независимости распада А!-твердого раствора от присутствия скандия также и на этой стадии.

Настоящая работа показывает, что добавки скандия приводят к уменьшению размера зерен А!-твердого раствора и задержке рекристаллизации при горячей обработке давлением. Такое действие скандия на структуру сплавов должно способствовать определенному повышению их прочностных свойств . Однако сплавы нагреваются затем до высокой температуры (525 °С) перед закалкой, когда рекристаллизация завершается во всех сплавах с дополнительным ростом зерна. Поэтому разумно принять, что разница в величине зерна между сплавами, содержащими и не содержащими скандий или Бе + 7г, после закалки может оказаться недостаточно существенной, чтобы способствовать дополнительному упрочнению их при старении.

В общем, настоящая работа показывает весьма сложное действие скандия на механические свойства сплавов А!-Мд2Б1. В результате этого прочностные свойства сплавов этой системы могут повышаться или понижаться, когда вводится скандий. Очевидно, определенное улучшение свойств сплавов А!-Мд2Б1 может быть достигнуто при введении скандия, но только с учетом особенности его действия на упрочнение при старении , величину зерна в литом состоянии и при рекристаллизации.

Выводы

1. Добавка небольших количеств скандия к деформируемым сплавам системы А!-Мд2Э1 способствует упрочнению их при естественном старении после закалки с целью получения пересыщенного твердого раствора на основе алюминия.

2. При искусственном старении после закалки с целью получения пересыщенного твердого раствора на основе алюминия добавка скандия к сплавам системы А!-Мд2Э1 приводит к некоторому снижению их упрочнения с понижением максимумов твердости и задержке процесса упрочнения. В результате этого может произойти снижение прочностных свойств сплавов при определенных режимах старения.

3. Добавка скандия и Эо + Zr к сплавам А!-Мд2Э1 не влияет на вид метастабильных фаз, выделяющихся при распаде А!-пересы-щенного твердого раствора.

4. Скандий в сплавах системы А!-Мд2Э1 взаимодействует с Э1, образуя тройное соединение т(Эо2А!Э12). В результате этого часть или весь скандий не участвует в упрочнении сплавов системы А!-Мд2Э1 по механизму, который ответственен за повышение прочности алюминиевых сплавов других систем, где скандий выделяется из А!-твердого раствора, образуя дисперсные упрочняющие частицы соединения типа ЭоА^, окруженные упругими деформациями. Однако скандий, например, совместно с цирконием может существовать в сплавах системы А!-Мд2Э1 также в виде дисперсных частиц типа ЭоА^.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Mondolfo L.F. Aluminum alloys. Structure and properties. Butterworth and Co. London-Boston-Sydney-Wellington-Durban-Toronto, 1976. - 972 с.

2. Промышленные алюминиевые сплавы. Справ. 2-е изд. / Ред. Ф.И. Квасов, И.Н. Фридляндер. - М.: Металлургия, 1984. С. 54-83.

3. Davydov V.G., Rostova T.D., Zakharov V.V., Filatov Yu.A., Yelagin V.I. // Mater. Sci. Eng. A. 2000. V. A280. P. 30-36.

4. Филатов Ю.А. Сплавы системы Al-Mg-Sc как особая группа деформируемых алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов. 2014. № 2. С. 34-41.

5. Колобнев Н.И. // Металловедение и термическая обработка металлов. 2002. № 1. С. 30-32.

6. Фридляндер И.Н. // Металловедение и термическая обработка металлов. 1990. № 4. С. 2-8.

7. Захаров В.В. Промышленные алюминиевые сплавы с добавкой скандия // МиТОМ. 1995. № 7. С. 21-23.

8. Watanabe C., Monzen R. Low-cycle fatigue behavior of an Al-Mg-Si alloy with and without a small addition of Sc // Materials Science Forum. 2010. V. 654-656. P. 938-941.

9. Meng Yi, Zhao Zhi-hao, Cui Jian-zhong. Effect of minor Zr and Sc on microstructures and mechanical properties of Al-Mg-Si-Cu-Cr-V alloys // Trans. Nonferrous Met. Soc. China. 2013. V. 23. P. 1882-1889.

10. Колобнев Н.И., Махсидов В.В., Самохвалов С.В., Рябов Д.К. Влияние содержания анти-рекристаллизаторов на структуру и свойства листов из сплава 1370 системы Al-Mg-Si-Cu-Zn // Технология легких сплавов. 2012. № 1. С. 18-24.

11. Litynska-Dobrzynska L. Rola skandu I cyrkonu w procesach tworzenia structur metastabilnych w

stopach Al-Mg-Si-Cu (The role of scandium and zirconium in processes of hardening by the metastable structures in the Al-Mg-Si-Cu alloys). Polska Aka-demia Nauk, Instytut Metalurgii I Inzynierii Materia-lowej im. Aleksandra Krupkowskiego (Polish Academy of Science. A. Krupkovsky Institute of Metallurgy and Engineering Materials Science). Krakov. Poland. 2009. - 110 с. (in Polish).

12. Nakamura T., Matsuo T., Ikeda M., Komatsu S.-Y. Low- cycle fatigue behavior of an Al-Mg-Si alloy with and without a small addition of Sc // Advanced Materials Research. 2007. V. 15-17. P. 7-12.

13. Воронов С.М. Процессы упрочнения сплавов алюминий-магний-кремний и их промышленные композиции. - М.: Оборонгиз, 1946. - 152 с.

14. Суханов А.В., Рохлин Л.Л., Бочвар Н.Р. Построение границ Al-твердого раствора при температурах 550 и 500 °С в системе Al-Sc-Si // Металлы. 2011. № 6. С. 48-52.

15. Рохлин Л.Л., Бочвар Н.Р., Суханов А.В., Леонова Н.П. Исследование кинетики распада пересыщенного твердого раствора в сплавах Al-Mg2Si с добавками скандия, циркония и гафния // Металлы. 2014. № 2. С. 67-72.

16. Thomas G. The ageing characteristics of aluminum alloys. Electron transmission studies of Al-Mg-Si alloys // J. Inst. Metals. 1961-62. V. 90. P. 57-63.

17. Дриц М.Е., Бер Л.Б., Быков Ю.Г., Торопова Л.С., Анастасьева Г.Р. // Физика металлов и металловедение. 1984. Т. 57. С. 1172-1179.

18. Торопова Л.С., Камардинкин А.Н., Кинжиба-ло В.В., Тыванчук А.Т. Исследование сплавов системы Al-Sc-Zr в области, богатой алюминием // Физика металлов и металловедение. 1990. Т. 5. № 12. С. 108-111.