CC BY
23
УДК 669.715:620.193
ВЛИЯНИЕ ЖЕЛЕЗА И КРЕМНИЯ НА ЛИТЕЙНЫЕ СВОЙСТВА АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ С МАРГАНЦЕМ
О.А. Сетюков, канд. техн. наук (ФГУП ГНЦ ВИАМ, e-mail:[email protected])
Исследовано влияние содержания примесей железа и кремния на литейные свойства слитков алюминиевых сплавов с марганцем. Снижение горячеломкости этих сплавов в присутствии примесей железа и кремния связано с образованием на периферии дендритных ячеек зон твердого раствора алюминия, обедненных в 2-4 раза марганцем относительно центральных зон ячеек и средней концентрации марганца в сплаве. Показано, что присутствие зон, обедненных марганцем, в дендритном скелете облегчает релаксацию усадочных термических напряжений, в результате повышается сопротивление образованию горячих трещин в слитках непрерывного литья .
Ключевые слова: примеси, железо, кремний, алюминиевые сплавы, марганец, линейная усадка, горячеломкость.
The Effect of Ferrum and Silicium on Casting Properties of Manganese-Bearing Aluminium Alloys. O.A. Setyukov.
The effect of ferrum and silicium content on casting properties of manganese-bearing aluminium alloys has been investigated. A reduction in hot shortness index of these alloys due to the presence of ferrum and silicium is related with the formation of aluminium solid solution zones on the periphery of the dendritic cells, with the aluminium solid solution zones being depleted with manganese 2-4 times with respect to central zones of the cells and mean concentration of manganese in the alloy. It is shown that the presence of manganese-depleted zones in dendritic skeleton facilitates relaxation of thermal shrinkage stresses. As a result, resistance to hot cracking formation in ingots produced by the continuous casting technique is improved.
Key words: impurities, ferrum, silicium, aluminium alloys, manganese, linear shrinkage, hot shortness.
В работах В.И. Добаткина [1, 2], И.И. Новикова [3], А.А. Бочвара [4] и др. подробно изучена природа образования кристаллизационных трещин в алюминиевых сплавах. Показано, что горячие трещины образуются в эффективном интервале кристаллизации твердожидкого состояния. Температура появления трещин находится в верхней части эффективного интервала кристаллизации. Одним из критериев оценки чувствительности сплавов к образованию трещин при литье слитков служит горячеломкость, которая отражает склонность сплава к хрупкому, межзе-ренному разрушению. Первопричиной возникновения горячих трещин является затрудненная усадка скелетного строения матрицы при наличии жидких прослоек. Максимальной линейной усадкой обладает сплав с широким эффективным интервалом кристаллиза-
ции [4]. Установлено, что запас пластичности сплава определяется диапазоном температурного интервала хрупкости, величиной относительного удлинения в этом интервале и линейной усадкой. Очень сильное влияние на горячеломкость оказывают примеси, главным образом, через изменение пластичности. Так, например, при добавлении 0,2 % Ре к сплаву алюминия с 1,5 % Мп нижняя граница интервала хрупкости приближается к температуре солидуса, интервал хрупкости сужается с 60 до 20 °С, а показатель горячеломости падает в 2,5 раза [3, с. 229]. Большинство высокопрочных сплавов (например, сплав В95) обладает широким эффективным интервалом кристаллизации и, следовательно, большой линейной усадкой, что обусловливает низкий запас пластичности в твердожидком состоянии. Известно, что легирование алю-
миниевых сплавов марганцем приводит к повышению прочностных свойств, коррозионных характеристик, сопротивления ползучести деформированных полуфабрикатов. Однако при этом литейные свойства, в частности показатели горячеломкости слитков, снижаются. С другой стороны, изменение содержания примесей железа и кремния в алюминиевых сплавах меняет количество и характер распределения эвтектической составляющей, что благоприятно сказывается на литейных свойствах. На рис. 1 представлены результаты определения горячеломкости по кольцевой пробе сплава В95 [3].
Увеличение концентрации марганца в сплаве В95 от 0,2 до 0,35 % сопровождается возрастанием в 6 раз показателя горячеломкости (ПГ). Аналогичный характер происходит от присутствия кремния, тогда как примеси железа дают противоложный эффект (рис. 1, б).
В настоящей работе закономерности изменения литейных свойств алюминиевых сплавов с марганцем рассмотрены с учетом влияния указанных примесей на перераспределение марганца между жидкой и твердой фазами в процессе кристаллизации. Прохождение разделительной диффузии в жидкой фазе и торможение выравнивающей в твердой фазе приводит к возникновению внутри-дендритной ликвации марганца. Ряд авторов
считает, что исходя из эвтектического характера диаграммы состояния А1-Мп марганец должен сильно обогащать периферийные зоны дендритов и дендритных ячеек. Основанием для этого являлись металлографические исследования структур гомогенизированных слитков, вблизи границ дендритных ячеек которых наблюдали вторичные марганцовистые частицы. Однако часто в центре и на периферии дендритных ячеек отожженных слитков промышленной чистоты фиксируются области, лишенные вторичных марганцовистых выделений. Эти области металлографически выглядят более светлыми относительно областей, в которых присутствуют вторичные частицы. Более высокий контраст от этих областей наблюдается в закаленных образцах, когда марганцовистые частицы сохраняются, а выделения, обогащенные медью, магнием и цинком, переходят в твердый раствор. Можно объяснить образование «светлых» периферийных участков вакансионным механизмом по аналогии с образованием зон, свободных от выделений (РР7), когда при охлаждении слитка от температуры отжига происходит сток вакансий к границам и замедляется рост устойчивых зародышей. В дальнейшем эти проблемы были решены с помощью прямого определения локального химического состава твердого раствора алюминия методом микрорентгеноспектрального анализа (МРСА).
Рис. 1. Изменение горячеломкости от содержания марганца (а) и примесей железа и кремния (б) в сплаве В95 [3]
Установлено [5], что в широком диапазоне, реализуемом на практике скоростей охлаждения слитков, степень внутрикристаллитной ликвации марганца в алюминии и сложноле-гированных сплавах незначительна. В большей части дендритных ячеек концентрация марганца составляет 0,85-0,95, а максимальная на периферии - 1,2-1,4 от среднего его содержания в расплаве. При этом на периферии дендритных ячеек возможно образование зон твердого раствора, обедненных в 2-4 раза марганцем, обозначенных как ЗОМ. Эти зоны сохраняются при всех режимах отжига промышленных слитков и наследуются деформированными полуфабрикатами после полной термообработки. Показано, что примеси железа и кремния в алюминиевых сплавах с марганцем являются основными элементами, определяющими:
- объемную долю и ширину ЗОМ на периферии;
- объемную долю избыточных нерастворимых фаз кристаллизационного происхождения;
- характер распределения вторичных марганцовистых частиц по сечению дендритных ячеек.
В качестве примера на рис. 2 показано распределение марганца через сечения ячеек в промышленном слитке сплава АМг6 диаметром 515 мм. Максимальные (0,550,65 %) концентрации марганца соответствуют центральным, а минимальные (0,120,25 %) - периферийным областям дендритных ячеек.
Ш '•//. W „ Л » * «1 *|юо мкм r;
4 A' \
¿С4 _Jr M vt
v^/yvyvnA'
Рис. 2. Распределение марганца через сечения ячеек в промышленном слитке сплава АМг6 диаметром 515 мм
После 24 ч отжига при 500 °С эвтектического сплава Al1,5Mn (Fe+Si<0,01 %) (рис. 3, а) на границах и периферийных зонах ячеек наблюдаются выделения ориентированных, пластинчатых частиц Al6Mn, тогда как цент-
Рис. 3. Микроструктура слитков сплавов Al1,5Mn (Fe+Si<0,01 %) (а), Al1Mn1Si0,1Fe (б), Д1 (0,01 Fe; 0,3 Si) (в), Д16 (Fe+Si<0,01 %) (г), Д16 (0,3 Fe, Si<0,01) (д), Д16 (0,5 Fe, 0,3 Si) (е)
ральные области свободны от них. В сплаве Д!1Мп1810,1Ре (рис. 3, б) марганецсодержа-щие частицы кристаллизационного происхождения окружены ЗОМ.
Микроструктура отожженных при 500 °С слитков сплавов дуралюмин (Д1 и Д16) в отсутствие примесей Ре и Б1 характеризуется узкой ЗОМ и широкой областью приграничного распада (рис. 3, г). Повышенная ширина этих областей обусловлена присутствием в исходном слитке атомов меди, которые ускоряют распад марганца. Высокая плотность вторичных приграничных выделений и пониженная плотность внутри ячейки с небольшим объемом ЗОМ проявляется в Д1 и Д16, если в сплавах присутствуют примеси Б1 (рис. 3, в). Резкое возрастание объемной доли ЗОМ в дуралюминах происходит при увеличении железа или совместном введении Ре и Б1 (рис. 3, д, е). При этом изменяется характер распределения вторичных марганцовистых частиц: максимальная плотность выделений наблюдается в центральных областях ячеек.
Это связано с ограничением совместной растворимости в них Мп, Ре и Б1.
В литом состоянии металлографически ЗОМ не выявляются (рис. 4, а). Однако приграничные ЗОМ проявляются после высокотемпературного отжига с резким охлаждением слитка или закалкой на пересыщенный твердый раствор деформированных полуфабрикатов за счет декорирования их вторичными марганцовистыми частицами (см. рис. 3, 4).
Особенность распределения продуктов марганцовистого распада по сечению ячеек состоит не только в переменной плотности частиц, но и распределении их размеров. Это наглядно видно на примере сплава Д!4Си1Мп, отожженного при 545 °С, 24 ч (рис. 5). В центре ячейки (область а) с концентрацией 0,8-0,85 % Мп продукты распада отсутствуют. По мере приближения к границе (области б) фиксируются укрупненные частицы, при этом «наползание» электронного зонда на частицу сопровождается резким пиком интенсивности. Далее к границе (области в) концентрация
Рис. 4. Микроструктура литого (а) и гомогенизированного при 460 °С, 24 ч (б) слитка сплава В95, штамповки из сплава АК6Т1 (г), катаной плиты из сплава В95пчТ2 (д)
марганца возрастает, но пики интенсивности исчезают из-за снижения размеров выделений. В приграничных зонах (области г) образуются ЗОМ. Небольшой градиент концентрации меди (около 0,25 %) еще сохраняется в твердом растворе.
Рис. 5. Распределение марганца и меди через две дендритные ячейки в отожженном при 545 °С, 24 ч слитке сплава А14Си1Мп (МРСА)
Закономерности изменения внутрикрис-таллической ликвации марганца в двойных, тройных сплавах сохраняются и для промышленных слитков сплавов АМц, Д1, Д16, АК6, АК8, АМг6, В95 и др. Концентрация марганца в большей части дендритной ячейки практически постоянна и не зависит от содержания меди, магния, цинка и примесей железа и кремния. При изменении оговоренного стандартами содержания примесей железа и кремния объемная доля обогащенных марганцем частиц кристаллизационного происхождения изменяется от 0,3 до 2 % об., а ЗОМ - от 2 до 25 %. Устойчивость к вторичному распаду центральных «светлых» областей дендритных ячеек в алюминиевых сплавах с марганцем не связана с пониженной относительно периферийных зон ячеек концентрацией марганца. При одинаковой концентрации примесей с увеличением содержания марганца в сплаве повышается его концентрация в центре ячеек, что не способствует более полному распаду в «светлых» участках. Безусловно, кинетика вторичного распада пересыщенного марганцем твердого раствора алюминия подчиняется диффузии, однако, как показано, огромное влияние оказывают небольшие концентрации примесей железа и кремния. Очевидно, что
они понижают энергию образования устойчивых зародышей через вакансии. Это находится в согласии с тем, что распад марганца усиливается после приложения деформации. С увеличением времени и температуры гомогенизации объемная доля «светлых» центральных областей снижается. В отсутствие примесей облегчается переохлаждение жидкой фазы к концу кристаллизации, что способствует образованию приграничных зон твердого раствора с повышенной концентрацией марганца. В интервале кристаллизации примеси железа и кремния, понижая растворимость марганца в жидкой фазе, зарождают частицы марганцовистых интерметаллидов, которые «высасывают» марганец из жидкости перед фронтом растущего дендрита и приводят к образованию ЗОМ на периферии ячеек дендритов твердого раствора алюминия.
Переменный состав этих интерметалли-дов зависит от соотношения и содержания железа и кремния в сплаве, но ведущая роль в их образовании принадлежит железу. Это, очевидно, связано с быстрым накоплением примесей железа в жидкой фазе. С увеличением концентрации железа и кремния в сплаве при ограничении первичной кристаллизации частиц возрастает их концентрация в жидкой фазе и повышается температура образования марганецсодержащих фаз, что, в свою очередь, приводит к понижению концентрации марганца в жидкой фазе перед растущим дендритом и повышению объемной доли ЗОМ.
Таким образом, снижение горячеломкос-ти алюминиевых сплавов с марганцем в присутствии примесей железа и кремния связано с образованием на периферии дендритных ячеек зон твердого раствора алюминия, обедненных в 2-4 раза марганцем, относительно центральных зон ячеек и средней концентрации марганца в сплаве. Повышая концентрацию и изменяя соотношение железа и кремния в сплаве, можно регулировать объемную долю ЗОМ на периферии ячеек дендритов. Релаксация усадочных термических напряжений дендритного скелета на периферии в присутствии областей, обед-
ненных марганцем, облегчается, что способ- ванию горячих трещин в слитках непрерыв-ствует повышению сопротивления образо- ного литья.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Добаткин В.И. Непрерывное литье и литейные свойства сплавов. - М.: Оборонгиз, 1948.
2. Добаткин В.И. Слитки алюминиевых сплавов. - М.: Металлургиздат, 1960.
3. Новиков И.И. Горячеломкость цветных метал-
лов и сплавов. - М.: Наука, 1966.
4. Бочвар А. А., Добаткин В. И .//Известия АН СССР. ОТН. 1945, № 1-3.
5. Сетюков О.А., Новиков И.И. и др.//Известия
вузов. Цветная металлургия. 1972. № 4. С. 117-120.
