Study of minor Sc and Zr additions effect on silicon rich Al–Mg–Si aluminum alloy microstructure during Sc multistage thermal treatment

全文:

ВВЕДЕНИЕ

Алюминиевые сплавы находят все более широкое применение в различных отраслях современной промышленности благодаря высокой пластичности, коррозионной стойкости, свариваемости и приемлемому уровню прочности [1–3]. Одним из наиболее популярных типов алюминиевых сплавов, называемых авиалями, является система Al–Mg–Si (6ххх) [4–6]. Основное упрочнение в сплавах данного типа достигается за счет выделения высокодисперсной метастабильной βꞌꞌ-фазы (Mg₅Si₆), являющейся модификацией стабильной фазы β (Mg₂Si) [6]. При соотношении Mg/Si = 1.73 магний с кремнием полностью реагируют друг с другом, образуя Mg₂Si. Большее содержание кремния приводит к улучшению прочностных свойств за счет возрастания количества и более равномерного распределения частиц βꞌꞌ [7]. Кроме того, избыток кремния ускоряет процесс их формирования, уменьшая тем самым время старения [8].

С помощью легирования скандием и цирконием можно дополнительно улучшить прочностные свойства алюминиевых сплавов, в том числе и принадлежащих к системе Al–Mg–Si [9]. Добавки скандия в алюминиевые сплавы способствуют значительному повышению удельной прочности, свариваемости, коррозионной стойкости и деформируемости [10]. Высокие механические свойства алюминиевых сплавов с добавками Sc объясняются тем, что в ходе их термической обработки выделяются наноразмерные частицы типа Al₃Sc. Кроме того, скандий является наиболее эффективным модификатором литой структуры [8, 11]. Для термостабилизации частиц Al₃Sc добавляют цирконий [8], который так же уменьшает содержание скандия, необходимое для эффективного измельчения литой структуры [11]. Однако легирование скандием сплавов системы Al–Mg–Si – непростая задача [12]. Это связано с тем, что кремний и скандий склонны к образованию τ-фазы AlSc₂Si₂, которая не является упрочняющей [12]. Образование данной фазы способствует снижению количества скандия, необходимого для формирования упрочняющих частиц Al₃Sc. В [13] сделано предположение, что при содержании Si свыше 0.4 мас.% скандий перестает оказывать упрочняющее воздействие. Однако в сплавах Al–Mg–Si с большим содержанием кремния при добавлении в них скандия и циркония наблюдались частицы типа Al₃Sc, Al₃ScZr и (AlSi)₃ScZr, когерентные и полукогерентные алюминиевой матрице. Кроме того, в результате легирования скандием и цирконием наблюдалось повышение механических свойств [14, 15, 16, 17]. Отчасти это можно объяснить тем, что в Al–Mg–Si при соотношении Mg/Si≥1.73 магний реагирует с большей частью кремния, поэтому последнего становится недостаточно для образования фазы AlSc₂Si₂. Упрочняющие наночастицы указанного типа наблюдались в том числе и в сплавах с сильным избытком кремния [14, 16, 17, 18]. Также они были найдены в литом состоянии в сплавах с соотношением Mg/Si=0.3 [18]. Это позволяет полагать, что в сплавах с подобным соотношением Mg/Si возможно формирование частиц (AlSi)₃ScZr уже в процессе последующей термической обработки. Таким образом, существуют предпосылки получения повышенных прочностных свойств за счет скандиевых добавок даже при избытке в сплаве кремния. Однако для этого необходима специальная многоступенчатая термическая обработка, позволяющая сначала выделить частицы (AlSi)₃Sc, а затем – фазу βꞌꞌ. Например, в [19] для этого предложена четырехступенчатая схема термической обработки. Первый её этап – высокотемпературный отжиг с целью растворения частиц Mg₂Si и (AlSi)₃ScZr. Второй этап – отжиг с целью выделения скандия и циркония в виде частиц (AlSi)₃ScZr. Третий этап – кратковременный высокотемпературный отжиг для растворения, образовавшихся на предыдущем шаге частиц Mg₂Si. Заключительный этап – искусственное старение для выделения частиц фазы βꞌꞌ (Mg₂Si).

Особенно интересны для такой многоступенчатой термической обработки сплавы с содержанием Sc меньше 0.07 мас.%. При такой концентрации скандия в процессе высокотемпературного нагрева его можно полностью растворить в алюминиевой матрице. Это дает возможность растворить скандиевокремниевые интерметаллиды, которые могут появиться в результате неравновесной кристаллизации или в ходе прерывистого распада пересыщенного твердого раствора. Таким образом, снижение концентрации скандия увеличит эффективность его применения. Это очень важно, учитывая высокую стоимость данного металла [11].

Цель данной статьи – изучение влияния многоступенчатой термической обработки на формирование микроструктуры и свойств в авиалях с соотношением Mg/Si=0.3 при добавках скандия ≤0.07 мас.%.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА

Для изучения были выбраны сплавы Al0.3Mg1Si0.05Sc0.15Zr и базовый Al0.3Mg1Si (далее сплав AlMgSiScZr и AlMgSi соответственно). Исследование химического состава проводили методом атомно-эмиссионной спектрометрии при помощи детектора ARL 3460 в диапазоне энергий 0–10 кэВ (энергетическое разрешение детектора составляет 122 эВ), испытания проводили по ГОСТ 25086. Химический состав отражен в табл. 1, погрешность измерений составляла от 0.002 до 0.03 мас.% в зависимости от содержания элемента. Образцы сплавов были отлиты в стальной кокиль для обеспечения скоростей кристаллизации и охлаждения слитка, близких к реальным промышленным условиям [20]. Масса отлитых слитков составила 4.5 кг. В качестве шихты для сплава использовали следующие материалы: алюминий марки А85, магний марки МГ90, лигатура Al12Si, лигатуры Al–Sc2 и Al–Zr5. Температура литья составляла 720–740 °C. Перед заливкой расплавленного металла в изложницу, его рафинировали карналлитовым флюсом, добавляемым из расчета 5 г на 1 кг шихты. Затем с поверхности расплавленного металла удаляли окалину и разливали металл в стальную форму. После кристаллизации слиток извлекали из формы и охлаждали в воде и разрезали на кубики размером 20 × 20 × 20 мм.

 

Таблица 1. Химический состав исследуемых сплавов

Сплав	Химический состав, мас. %
	Mg	Si	Sc	Zr	Fe	Al
AlMgSiScZr	0.32	1.01	0.05	0.16	0.06	Осн.
AlMgSi	0.29	1.02	–	–	0.05	Осн.

 

Литой металл подвергали многоступенчатой термической обработке. После каждого её этапа проводили охлаждение в воде для фиксации структуры. Для сплава AlMgSiScZr термическая обработка включала в себя отжиг с целью растворения магния и кремния в твердом растворе при температуре 550 °C в течение 8 ч выдержки. Последующий отжиг – при температуре 440 °C в течение 8 ч для выделения частиц Al₃(Sc, Zr) из алюминиевого твердого раствора. Кратковременный отжиг – при температуре 500 °C в течение 30 мин с целью повторного растворения, выделившихся на предыдущем шаге кремния и магния. Заключительное старение – при температуре 180 °C в течение 5 ч для выделения βꞌꞌ-фазы. Для сплава AlMgSi проводили отжиг в течение 8 часов при температуре 550 °C с целью растворения магния и кремния в пересыщенном твердом растворе и старение при температуре 180 °C в течение 5 ч для выделения частиц βꞌꞌ.

Параметры термической обработки сведены в табл. 2.

 

Таблица 2. Режимы многоступенчатых отжигов сплавов AlMgSiScZr и AlMgSi

Сплав	Этапы термической обработки
	№ 1	№ 2	№ 3	№ 4
AlMgSiScZr	550 °C 8 ч	440 °C 8 ч	500 °C 30 мин	180 °C 5 ч
AlMgSi	550 °C 8 ч	–	–	180 °C 5 ч

 

Измерение микротвердости сплавов в литом состоянии и после упрочняющей термической обработки проводили на цифровом стационарном твердомере модели HV-1000 по методу Микро-Виккерса (испытательное усилие 0.2452 Н). Для исключения влияния границ зерен и крупных интерметаллидов измерения проводили в теле зерна.

Зеренную структуру сплавов в литом состоянии исследовали на оптическом микроскопе CarlZeiss Axiovert-40 MAT. Подготовка микрошлифов включала вырезку образцов, механическое шлифование, полирование, а также электрополирование во фтороборном электролите состава: борная кислота – 11 г, фтористо-водородная кислота – 30 мл, вода дистиллированная – 2200 мл. Для каждого образца методом секущих измеряли средний размер зерна.

На образцах, обработанных по режимам, представленным в табл. 3, с помощью сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) JEOL 6390A определяли размер и изучали химический состав крупных интерметаллических соединений (r > 1 мкм). Методика подготовки образцов состояла из механической шлифовки, полировки и электрополировки. Электрополировку проводили при температуре 85–110 °C и напряжении 10–30 В в электролите следующего состава: 500 мл H₃PO₄; 300 мл H₂SO₄; 50 г CrO₃; 50 мл Н₂О. Изучение химического состава структурных составляющих методом энергодисперсионной (EDS) спектроскопии при помощи детектора X–Max 80T в диапазоне энергий 0–10 кэВ (энергетическое разрешение детектора составляет 122 эВ). Для каждой обнаруженной частицы измерения проводили 3 раза, после чего определяли усредненное значение.

 

Таблица 3. Образцы, исследуемые при помощи СЭМ

Сплав	Термическая обработка
AlMgSi	Литое состояние 550 °C 8 ч
AlMgSiScZr	Литое состояние
	550 °C 8 ч + 440 °C 8 ч + 500 °C 0.5 ч

 

Изучение тонкой микроструктуры сплавов после режимов обработки, приведенных в таблице 4, проводили методами электронной просвечивающей микроскопии (ПЭМ) на оборудовании ЦКП ИФМ УрОРАН на микроскопе высокого разрешения Tecnai G2 30 Twin, оснащенном системой энергодисперсионного рентгеновского анализа EDAX, при ускоряющем напряжении 300 кВ с использованием стандартных методик: светлопольных, темнопольных изображений и электронной микродифракции. Линейные размеры элементов структуры определяли прямыми измерениями в плоскости наблюдения. Пробоподготовку проводили на аппаратах Metaserv 250, TenuPol-5, UltratonicDiskCutter, PIPS II инструментальными методами.

 

Таблица 4. Образцы, исследуемые при помощи ПЭМ

Сплав	Термическая обработка
AlMgSiScZr	Литое состояние
	550 °C 8 ч
	550 °C 8 ч + 440 °C 8 ч
	550 °C 8 ч + 440 °C 8 ч + 500 °C 0.5 ч + 180 °C 5 ч
AlMgSi	Литое состояние
	550 °C 8 ч + 180 °C 5 ч

 

РЕЗУЛЬТАТЫ

Литое состояние

Структура сплава AlMgSi (рис. 1а) из крупных, дендритных зёрен, средний размер которых составляет 1380 мкм. Легирование Sc и Zr позволяет значительно уменьшить средний размер зерна, до 373 мкм (рис. 1б). В тоже время образование недендритной равноосной структуры не происходит. Следует отметить, что для её появления при совместном легировании с цирконием необходима концентрация скандия не менее чем 0.2 % [11]. Поэтому содержания скандия 0.05 % недостаточно для формирования равноосной структуры.

 

Рис. 1. Изображения зёренной структуры сплавов, полученные с помощью оптической микроскопии: а – AlMgSi; б – AlMgSiScZr.

 

В то же время уменьшение размера зерен можно связать в первую очередь с действием циркония, который, согласно [21], при концентрации больше, чем 0.11 %, образует в жидкости первичные интерметаллиды Al₃Zr и служит достаточно эффективным модификатором литой структуры [22].

На рис. 2 представлены результаты, полученные с помощью сканирующей электронной микроскопии. В литом сплаве AlMgSi (рис. 2а) обнаружены железокремниевые частицы, которые, исходя из результатов анализа химического состава, можно отнести к Fe₂Mg₇Si₁₀Al₁₈ (табл. 5, рис. 2в) [23]. Это первичные интерметаллиды, которые образуются в процессе кристаллизации и являются типичными для сплавов системы Al–Mg–Si. Обнаруженные частицы характеризуются формой, близкой к равноосной, с диаметром около 20 мкм. Второй тип обнаруженных выделений – частицы, имеющие округлую форму, размером 5–10 мкм, содержащие магний и кремний. Они близки по своему химическому составу к Mg₂Si (табл. 5, рис. 2г) [24, 25].

 

Рис. 2. Результаты СЭМ-исследований сплавов в литом состоянии: а, б – изображения микроструктуры сплавов, полученные в обратно рассеянных электронах: а – AlMgSi; б – AlMgSiScZr; в, г, д – EDS-анализ обнаруженных частиц (энергодисперсионная рентгеновская спектрограмма).

 

Таблица 5. Химический состав предполагаемых частиц, согласно СЭМ

Сплав/ Состояние	Предполагаемая частица	Хим. состав, мас.%
		Mg	Si	Fe	Sc	Zr	Al
AlMgSi/ Литое состояние	Fe2Mg7Si10Al18	10.3	16.49	2.67	–	–	Остальное
	Mg2Si	32.02	39.34	0.21	–	–
AlMgSiScZr/ Литое состояние	Fe2Mg7Si10Al18	10.45	24.03	2.49	0.36	0.03
	(AlSi)3(ScZr) или τ(AlSc2Si2)	0.71	21.52	0.15	12.19	5.63
AlMgSi/550 °C 8 ч	Al9Fe2Si2	0.13	16.22	8.02	–	–
AlMgSiScZr/ 550 °C 8 ч + 440 °C 8 ч + 500 °C 0.5 ч	Al9Fe2Si2	0.16	15.15	11.18	0.79	0.43

 

В сплавах, дополнительно легированных Sc и Zr, также обнаружены крупные интерметаллиды, содержащие железо и кремний (рис. 2б). Они представлены двумя типами морфологии. Первая, шарообразная, характерна для частиц с размером до 30 мкм, находящихся в центре зерна. Второй тип морфологии представлен расположенными на межзеренных границах частицами вытянутой формы длиной до 50 мкм с толщиной 5 мкм. Согласно химическому составу, их с определённой долей вероятности можно отнести к Fe₂Mg₇Si₁₀Al₁₈. Кроме того, были обнаружены частицы, содержащие в себе Sc, Zr и Si: они могут быть как первичными (AlSi)₃(ScZr) [26], так и принадлежать к уже упоминавшейся τ(AlSc₂Si₂) фазе (рис. 2д). Данные частицы характеризуются вытянутой формой, с длиной 100 мкм и толщиной, варьирующейся от 1 до 5 мкм. Данные интерметаллиды не способны к модификации зеренной структуры, так как образуют ободок около межзеренных границ. В тоже время интерметаллиды способствующие измельчению зерна при литье должны быть расположены в центре кристаллитов [22].

В сплаве, содержащем скандий и цирконий, отсутствуют частицы типа Mg₂Si. Этот факт можно объяснить тем, что свободный кремний в первую очередь участвует в образовании частиц типа (AlSi)₃(ScZr) и τ(AlSc₂Si₂). Можно предположить, что частицы Mg₂Si просто не успевают образовываться. Это происходит из-за того, что слиток находится в благоприятном для их формирования температурном интервале довольно короткое время. Необходимо отметить, что частицы Al₃Zr не были выявлены c помощью методов сканирующей микроскопии. Причина этому может заключаться в том, что данные интерметаллиды имеют большие размеры 30–110 мкм [22], поэтому площадь, на которой проводили сканирование, может быть для их обнаружения недостаточной.

Данные просвечивающей микроскопии показывают, что в исходном литом состоянии структура сплава AlMgSiScZr в объеме зерен является однофазной (рис. 3а). Однако по границам кристаллитов алюминиевого твердого раствора выявляются крупные интерметаллидные частицы кристаллизационного происхождения размером до нескольких микрон (рис. 3б). Энергодисперсионный анализ химического состава включений позволил установить, что в большинстве своем они представляют собой фазы на основе Si. Также было обнаружено, что некоторые из них обогащены атомами Zr и Sc (рис. 3в). Эти данные хорошо коррелируются с теми, что были получены с использованием СЭМ. На микроэлектронограммах, полученных в объеме зерен, рефлексов, соответствующих выделениям вторых фаз, обнаружено не было (рис. 3г). На электронно-микроскопических изображениях структуры сплава визуализируются только единичные дислокации и дислокационные сетки.

 

Рис. 3. Электронно-микроскопические изображения микроструктуры сплава AlMgSiScZr в литом состоянии: а – светлопольное изображение; б – светлопольное изображение в режиме сканирования на просвет (STEM); в – спектр характеристического излучения в точке 2 на рисунке 3б; г – микроэлектронограмма, ось зоны [001]Al (с области обозначенной кружком на рис. 3а).

 

После отжига 550 °C, 8 ч

На рис. 4 представлены результаты СЭМ-исследования для AlMgSi после отжига при температуре 550 °C, 8 ч. Данная температура позволяет полностью растворить магний и частично кремний в пересыщенном твердом растворе. Подтверждение тому – обнаруженные частицы, похожие на Fe₂Mg₇Si₁₀Al₁₈, однако в них отсутствует Mg и количество Si значительно меньше. Эти частицы имеют равноосную форму, размер около 5 мкм и, вероятнее всего, имеют формулу Al₉Fe₂Si₂ (рис. 4а, б). Они, вероятно, представляют собой остатки Fe₂Mg₇Si₁₀Al₁₈, образовавшихся в ходе литья, из которых в ходе высокотемпературного отжига вышел, магний и частично кремний.

 

Рис. 4. Результаты СЭМ-исследований сплава AlMgSi после отжига 550 °C, 8 ч: а – изображение микроструктуры, полученное в обратно рассеянных электронах; б – EDS-анализ обнаруженных частиц (энергодисперсионная рентгеновская спектрограмма).

 

Также следует отметить отсутствие частиц типа Mg₂Si, что подтверждает наши предположения о практически полном растворении магния и кремния. Освободившиеся Mg и Si будут задействованы в ходе искусственного старения для образования упрочняющих дисперсных частиц Mg₅Si₆.

После отжига сплава AlMgSiScZr при 550 °C в течение 8 ч с помощью ПЕМ обнаружены интерметаллиды типа Al₉Fe₂Si₂ (рис. 5а, б) [27]. Они, по всей видимости, представляют собой остатки более крупных интерметаллидов Fe₂Mg₇Si₁₀Al₁₈, из которых в ходе высокотемпературного отжига вышел магний и частично кремний. Интерметаллиды Al₉Fe₂Si₂ наблюдаются по границам зерен в виде грубых пластин шириной более 2 мкм и длиной в десятки микрон. Также обнаружены частицы, которые по своей морфологии можно было отнести к AlSc₂Si₂ (рис. 5в, г). Однако наличие в них циркония указывает на фазу Al₅SiZr₂ [28]. Содержание в них скандия объясняется его склонностью вступать в реакцию с кремнием, а также его способностью частично растворяться (около 5 %) в алюминидах, содержащих цирконий [9]. Частицы Al₅SiZr₂ (или AlSc₂Si₂) выделяются в виде протяженных стержней длиной от 400 до 1000 нм и диаметром от 50 до 110 нм, отдельные выделения имеют длину до 2.5 мкм (рис. 5д). Спектр, полученный с протяженных частиц, близок представленному на рис. 5г.

 

Рис. 5. Электронно-микроскопические изображения микроструктуры сплава AlMgSiScZr после отжига 550 °C, 8 ч: а, в, д – светлопольные изображения в режиме сканирования на просвет (STEM); б, г – спектры характеристического излучения в точке: б – 1 на рис. 5а; г – 1 на рис. 5в.

 

Подробный анализ химического состава частиц фазы Al₅SiZr₂ показал, что выделения характеризуются переменным составом. Соотношение концентраций Sc, Zr и Si в них не является постоянной величиной. Например, в более крупных выделениях содержание Si выше. Также в значительном количестве частиц обнаруживаются примеси Fe.

После отжигов 550 °C 8 ч + 440 °C 8 ч

Отжиг продолжительностью 8 ч при температуре 440 °C привел к изменению фазового состава исследуемого сплава AlMgSiScZr. С одной стороны, как и после отжига при 550 °C, 8 ч в микроструктуре сплава сохраняются равномерно распределенные в объеме зерен выделения Al₅SiZr₂, AlSc₂Si₂ в виде стержней длиной 400–2500 нм (рис. 6а, б) и частицы Al₉Fe₂Si₂, о причинах появления которых было сказано выше. С другой стороны, дополнительный отжиг при более низкой температуре 440 °C приводит к образованию частиц на основе Si в виде пластин в форме многоугольников с размерами 300–700 нм (рис. 6в, г).

 

Рис. 6. Электронно-микроскопические изображения микроструктуры сплава AlMgSiScZr после отжига 550 °C 8 ч + 440 °C 8 ч: а – темнопольное изображение в рефлексе (222)AlSi2Sc2; б – микроэлектронограмма, ось зоны [112]Al; в – светлопольное изображение в режиме сканирования на просвет (STEM); г – спектр характеристического излучения в точке 2 на рис. 6в.

 

Таким образом, можно предположить, что в процессе высокотемпературного отжига 550 °C, 8 ч в твердом растворе алюминия устанавливается равновесная концентрация Sc и Zr. Поэтому распада при последующем отжиге при пониженной температуре не происходит. Однако, в то же время сохраняется пересыщение Si в составе твердого раствора. Поэтому последующая термообработка приводит к распаду твердого раствора с образованием фазы с кремнием. Также было обнаружено небольшое количество частиц Mg₂Si размером до 1 мкм.

После отжигов 550 °C 8 ч + 440 °C 8 ч + 500 °C 0.5 ч

На рис. 7 представлены результаты СЭМ-исследований для AlMgSiScZr после отжига 550 °C, 8 ч + 440 °C, 8 ч + 500 °C, 0.5ч. Данные сканирующей микроскопии свидетельствуют о том, что после термообработки при температуре 500 °C на протяжение 30 мин в структуре все так же наблюдаются уже упоминавшиеся труднорастворимые интерметаллиды, содержащие железо и кремний, типа Al₉Fe₂Si₂ (рис. 7а, б). Они характеризуются равноосной формой, их размер уменьшился и составляет 2–5 мкм. Это говорит о частичном растворении в алюминиевой матрице элементов, входящих в состав этих интерметаллидов. Также следует отметить, что, как Mg₂Si, так и других частиц с магнием, обнаружено не было. Исходя из этого, можно предположить, что весь магний находится в твердом растворе. Поэтому на следующем этапе термической обработки, т.е искусственном старении, будет возможность выделить его совместно с кремнием в виде частиц β^’’ (Mg₅Si₆).

 

Рис. 7. Результаты СЭМ-исследований сплава AlMgSiScZr после многоступенчатого отжига: 550 °C, 8 ч + 440 °C, 8 ч + 500 °C, 0.5 ч: а –изображение микроструктуры, полученное в обратно рассеянных электронах; б – EDS-анализ обнаруженных частиц (энергодисперсионная рентгеновская спектрограмма).

 

После отжига 550 °C 8 ч + 440 °C 8 ч + + 500 °C 0.5 ч +180 °C 5 ч

После старения микроструктура сплава представлена крупными стержневидными выделениями фазы Al₅SiZr₂ длиной 400–1000 нм и диаметром 50–110 нм, образовавшимися в процессе отжига при 550 °C (рис. 8а). Спектр, полученный с таких частиц, близок к спектру, представленному на рис. 5г. Следует отметить, что после отжига данные частицы не изменяют свое количество и размеры. При искусственном старении 180 °C, 5 ч происходит распад пересыщенного твердого раствора с выделением фаз β-типа (Mg₂Si) (рис. 8). Данные высокодисперсные выделения, расположенные в плоскости снимка или по нормали к ней вдоль взаимно перпендикулярных направлений <100>Al, однородно распределены по всему объему матрицы и характеризуются высокой плотностью распределения в пространстве. Подобные выделения представляют собой зоны Гинье–Престона (ЗГП), образующиеся в виде очень тонких игл длиной до 20 нм и диаметром 1–3 нм, и более крупные частицы фазы βꞌꞌ (рис. 8б). Отметим, что согласно многочисленным литературным данным: к ЗГП относят равноосные выделения диаметром 1–3 нм или в виде игл длиной до 20 нм и диаметром 1–3 нм, к βꞌꞌ-фазе – более грубые частицы длиной 30–100 нм и диаметром 4 и более нм [29–31].

 

Рис. 8. ПЭМ-изображения микроструктуры сплава AlMgSiScZr после многоступенчатого отжига: 550 °C, 8 ч + 440 °C, 8 ч + 500 °C, 0.5 ч + 180 °C, 5 ч: а – светлопольное изображение в режиме сканирования на просвет (STEM); б – темнопольное изображение в рефлексе (212)βꞌꞌ; в – светлопольное изображение.

 

Образование высококогерентных ЗГП приводит к появлению на изображениях микроструктуры характерного контраста в виде двух дуг вокруг игл, обусловленного полями упругих напряжений. Последние возникают из-за несоответствия кристаллических решеток алюминиевой матрицы и выделений. В сплаве AlMgSiScZr βꞌꞌ-фаза выделяется в виде игл или очень тонких реек, характеризующихся длиной 70–120 нм и диаметром (шириной) до 5 нм (рис. 8в). Увеличение размеров частиц βꞌꞌ не приводит к потере их когерентности с алюминиевой матрицей, о чем свидетельствует сохранение характерного контраста.

В сплаве AlMgSi при высокотемпературном отжиге происходит выделение фаз на основе Si в виде многоугольников неправильной формы размерами до 300 нм (рис. 9а). При искусственном старении 180 °C, 5ч образуются высокодисперсные игловидные выделения ЗГП и βꞌꞌ-фазы (рис. 9б, в). В целом, после старения структура сплава AlMgSi схожа со структурой сплава AlMgSiScZr после четырехступенчатой термообработки.

 

Рис. 9. Электронно-микроскопические изображения микроструктуры сплава AlMgSi после отжига: 550 °C, 8 ч + 180 °C, 5 ч: а, б – светлопольные изображения; в – темнопольное изображение в рефлексах фаз.

 

ОБСУЖДЕНИЕ

В литом состоянии в обоих сплавах наблюдается схожая микроструктура, однако добавление Sc и Zr приводит к появлению интерметаллидов вдоль межзеренных границ. Образование данных первичных интерметаллидов ведет к уменьшению концентрации Sc и Zr в твердом растворе и, как следствие, к снижению объемной доли упрочняющей фазы Al₃Sc. По всей видимости, данные интерметаллиды представляют собой неравновесную эвтектику. При термической обработке они постепенно уменьшаются в размерах, но полного растворения не происходит. Несмотря на наличие описанных выше частиц в литом состоянии, часть переходных элементов растворяется в алюминиевой матрице.

На рис. 10 отображены значения микротвердости в литом состоянии, а также после термической обработки рассматриваемых сплавов. В результате твердорастворного упрочнения в литом сплаве AlMgSiScZr наблюдаются повышенные значения микротвердости по сравнению с литым сплавом AlMgSi. Также повышение прочностных свойств литого сплава AlMgSiScZr можно объяснить уменьшением размера зерна, в соответствии с законом Холла-Петча [32]. При дальнейшей термической обработке выделяется нежелательная фаза Al₅SiZr₂, наличие скандия в которой объясняется тем, что последний склонен соединяться с кремнием. После отжига при 550 °C количество, размеры и морфология данной фазы существенно не меняются.

 

Рис. 10. Микротвердость сплавов AlMgSi и AlMgSiScZr в литом состоянии и после термической обработки.

 

В процессе искусственного старения βꞌꞌ-фаза и ЗГП в обоих сплавах выделяются в достаточном объеме. Это вызывает упрочнение в сплаве AlMgSiScZr на 29 HV, а в сплаве AlMgSi – на 34 HV. Таким образом, можно предположить, что в обоих случаях происходит растворение магния в пересыщенном твердом растворе, и содержания магния достаточно для формирования βꞌꞌ-фазы.

В то же время первая ступень термической обработки сплава AlMgSiScZr, заключающаяся в отжиге при 550 °C в течение 8 ч, неспособна растворить неравновесные частицы на основе циркония, содержащие в себе также скандий. В результате содержания скандия становится недостаточно для формирования упрочняющих частиц Al₃ScZr в ходе отжига сплава AlMgSiScZr при температуре 440 °C. Поэтому роста прочности, вызываемого этими частицами, не наблюдается.

Все фазовые превращения внесены в табл. 6. Установлено, что скандий и цирконий не оказывают значительного влияния на образование фазы-βꞌꞌ (Mg₅Si₆), так как значительных отличий в количестве данных частиц и уровне прочностных свойств исследованных сплавов не наблюдается. Стоит отметить, что косвенное влияние данных легирующих компонентов всё же присутствует. Цирконий и скандий способствуют образованию кремний-содержащих первичных интерметаллидов, которые невозможно растворить в ходе последующей термической обработки. В свою очередь, отсутствие или уменьшение содержания циркония может позволить реализовать схему двойного упрочнения в сплавах данного типа.

 

Таблица 6. Фазовые превращения, происходящие в ходе термической обработки

Сплав	Состояние
	Литое	550 °C 8 ч	550 °C 8 ч + 440 °C 8 ч	550 °C 8 ч + 440 °C 8 ч + 500 °C 0.5 ч	550 °C 8 ч + 180 °C 5 ч/ 550 °C 8 ч + 440 °C 8 ч + 500 °C 0.5 ч + 180 °C 5 ч
AlMgSi	Fe2Mg7Si10Al18, Mg2Si	Al9Fe2Si2	–	–	Al9Fe2Si2, ЗГП, Mg5Si6
AlMgSiScZr	Fe2Mg7Si10Al18, (AlSi)3(ScZr)/AlSc2Si2	Al9Fe2Si2, Al5SiZr2/AlSc2Si2	Al9Fe2Si2, Al5SiZr2/AlSc2Si2	Al9Fe2Si2	Al9Fe2Si2 ЗГП, Mg5Si6, Mg2Si Al5SiZr2

 

ВЫВОДЫ

По результатам проделанной работы можно сделать следующие выводы:

Добавки скандия и циркония в сплав AlMgSi серии способствуют увеличению прочностных характеристик в литом состоянии. Увеличение микротвердости содержащего скандий и цирконий сплава связано как с твердорастворным упрочнением, так и с измельчением зерна.

В ходе кристаллизации в сплаве AlMgSiScZr образовываются крупные частицы Al₅SiZr₂. Данные частицы не растворяются при последующей многоступенчатой термической обработке. В результате чего концентрация скандия в пересыщенном твердом растворе становится недостаточной для формирования упрочняющих фаз Al₃(ScZr).

Оба сплава после завершения многоступенчатой обработки имеют одинаковый уровень прочности. Это упрочнение в обоих сплавах связано с формированием в ходе искусственного старения упрочняющих частиц βꞌꞌ (Mg₅Si₆).

Работы выполнены при поддержке проекта РНФ № 21–19–00548, https://rscf.ru/project/21– 19–00548/.

Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

作者简介

E. Aryshenskii

Siberian State Industrial University (SibSIU); Samara State University

编辑信件的主要联系方式.
Email: arishenskiy_ev@sibsiu.ru
俄罗斯联邦, Novokuznetsk, 654007; Samara, 443086

М. Lapshov

Samara State University

Email: arishenskiy_ev@sibsiu.ru
俄罗斯联邦, Samara, 443086

D. Rasposienko

Mikheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

Email: arishenskiy_ev@sibsiu.ru
俄罗斯联邦, Ekaterinburg, 620108

S. Konovalov

Siberian State Industrial University (SibSIU); Samara State University

Email: arishenskiy_ev@sibsiu.ru
俄罗斯联邦, Novokuznetsk, 654007; Samara, 443086

A. Drits

Samara State University

Email: arishenskiy_ev@sibsiu.ru
俄罗斯联邦, Samara, 443086

V. Makarov

Mikheev Institute of Metal Physics, Ural Branch, Russian Academy of Sciences

Email: arishenskiy_ev@sibsiu.ru
俄罗斯联邦, Ekaterinburg, 620108

参考

补充文件