Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 5, стр. 484-491

1. ВВЕДЕНИЕ

Сплавы Mg–Li становятся все более привлекательными, имея преимущество в небольшом удельном весе, хорошей обрабатываемости, отличных литейных свойствах, хорошей циклической вязкости и экранировке электромагнитных полей, высокой удельной жесткости и специальной прочности и т.д. [1]. Они находят широкое применение в аэрокосмической и оборонной промышленности, в области электронных коммуникаций [2, 3]. Вместе с этим сплавы системы Mg–Li не лишены недостатков, таких как, например, слабое сопротивление коррозии [4]. Известно, что алюминий и его сплавы обладают неплохой устойчивостью к коррозии благодаря формированию на их поверхности инертного оксидного слоя и находят широкое применение как материалы со сравнительно малым удельным весом [5, 6]. Соответственно ожидается, что композитный материал Al/Mg–Li/Al со структурой сэндвича будет обладать всеми преимуществами как Mg–Li, так и сплавов Al.

Одним из эффективных способов всестороннего улучшения свойств материала является его получение в виде пластинчатого композита [7]. Существует много способов изготовления пластин композита. Среди них такие как сварка взрывом, пакетная прокатка, литье композита с последующей прокаткой, вакуумная диффузионная сварка и т.п. [8–10]. Из перечисленных методов пакетную прокатку отличают простота технологического процесса, безопасность и низкая себестоимость производства [11].

В композитной пластине, изготовленной пакетной прокаткой, поверхность сопряжения представляется ключевым элементом, определяющим уровень прочности сцепления. Другим из самых существенных параметров, определяющих прочность сцепления слоев композитного материала, является температура отжига после стадии его прокатки.

Что касается Mg-сплав/Al пластинчатого композита, в работе [12] для производства пластин сплава Mg–9.5Li–2Al, плакированного чистым алюминием, применили горячую прокатку. Результаты свидетельствуют, что сила сцепления слоев композита между собой возрастает с повышением температуры постдеформационного отжига и достигает своего максимального значения в 20 МПa, когда температура отжига равна 623 K. Авторы [13] при создании пластин композита сплав чистый-Al/Mg–9.5Li использовали холодную прокатку; результаты показывают, что в результате постдеформационного отжига при 523 K и выше, на границах раздела составляющих образуется Al₃Mg₂-фаза. Микроструктура и механические свойства пластин композита 5052/Mg–9.5Li–2.1Al после их отжига при различных температурах были исследованы в [14]. Результаты свидетельствуют, что после постдеформационного отжига при 623 K пластины композита демонстрировали наилучшие (из возможных) механические свойства.

Вместе с тем эволюция микроструктуры интерфейсов при отжигах при разных температурах выяснена не до конца. Сплав Mg–8Li обладает дуплексной структурой (α-Mg и β-Li) и демонстрирует хорошую пластичность при неплохой прочности. Al и Zn обычно используются в качестве легирующих элементов для улучшения механических свойств сплава Mg–Li. В данной статье в качестве объекта исследования был выбран сплав Mg–8Li–3Al–1Zn. Этот сплав был плакирован алюминием в процессе горячей “пакетной” прокатки. Пластины композита подвергали отжигу при различных температурах. При этом было изучено влияние температуры на микроструктуру и механические свойства итогового продукта.

2. МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Сплав Mg–8Li–3Al–1Zn был выплавлен в индукционной печи в защитной атмосфере аргона. При приготовлении сплава были использованы магний промышленный чистоты (ПЧ), литий (ПЧ), алюминий (ПЧ), цинк (ПЧ). Компоненты загружали в графитовый плавильный тигель. После полного расплавления материалов расплав разливали в изложницы. Чтобы исключить ликвацию, свежелитые сплавы подвергали гомогенизации при 473К в течение 12 ч под защитой порошка MgO. Затем слиток разрезали на заготовки толщиной 4 мм. Химический состав сплава был установлен методами атомно-эмиссионной спектрометрии с индуктивно связанной плазмой как 8.35% Li, 3.26% Al, 1.27% Zn (вес. %) и остальное Mg. Пластины из 1050Al были получены в рамках промышленной методики. Их исходная толщина составила 10 мм. Химический состав алюминиевого сплава 1050Al был установлен методами атомно-эмиссионной спектрометрии с индуктивно связанной плазмой как 0.04% Cu, 0.03% Mn, 0.03% Mg, 0.04% Zn, 0.03% Ti, 0.05% V (вес. %) и остальное Al. Толщина пластин 1050Al при холодной прокатке составила 90% исходной. Затем холоднокатаные пластины толщиной 1 мм из сплава 1050Al и пластины толщиной 4 мм из сплава Mg–8Li–3Al–1Zn были взяты для пакетной прокатки. Все пластины были разрезаны на прямоугольники 5 мм × 10 мм, с последующей механической и химической очисткой их поверхности. Затем для горячей пакетной прокатки при 673 K, пластины из соответствующего материала были фиксированы друг к другу заклепками, в последовательности 1050Al/Mg–8Li–3Al–1Zn/1050Al. Уменьшение толщины пакета пластин в процессе горячей пакетной прокатки составило 50% (от 6 до 3 мм, 15% за один проход). Благодаря тому, что температура рекристаллизации сплава Mg–8Li–3Al–1Zn была вблизи 573 K, а размер образцов мал, они прошли отжиг при 473–673 K уже в течение 1 ч. После отжига образцы оставили остывать на воздухе.

Микроструктуру образцов изучали в оптическом микроскопе (ОМ) марки LEICA DMRIM и электронном микроскопе (РЭМ) марки JEOL JSM 6480A. Перед просмотрами, сторону пластин сплава Mg–8Li–3Al–1Zn подвергали травлению с использованием водного раствора спирта, пикриновой и уксусной кислот. Сторона из сплава 1050Al проходила травление с использованием реактива Келлера. Фазовый состав интерфейсов образцов определяли методами ЭДС (энергодисперсионной спектрометрии), на приборе JEOL INC250, и рентгеновской дифракции, на приборе марки Rigaku TTR-III. Длина “линии” сканирования составляла 42 мкм, причем ее средняя точка совпадала как раз со средней точкой границы раздела (т.е. интерфейса). Измерение механических свойств образцов проведены на универсальном электронном тестере (марки WDW3050) для проведения испытаний на растяжение со скоростью 0.96 мм/мин при комнатной температуре по стандартной китайской методике (англ.) спецификации GB/T 228.1-2010. Микротвердость измеряли тестером марки HXS-1000Z, при нагрузке 50 г и времени выдержки 15 с. Значения микротвердости 1050Al и Mg–8Li–3Al–1Zn-составляющих сплавов снимали с мест, отстоящих друг от друга на 20 мкм. Размеры образцов для измерения силы сцепления по границе раздела показаны на рис. 1. Сила сцепления может быть рассчитана из уравнения ${{\tau }_{{{\text{max}}}}} = \frac{{{{F}_{{{\text{max}}}}}}}{{w{{L}_{0}}}},$ где ${{\tau }_{{{\text{max}}}}}$– сила сцепления, F_max – растягивающая нагрузка, w – ширина образцов, L₀ – расстояние между прорезями.

Рис. 1.

Схематическое изображение образца для тестирования силы сцепления.

3. РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

3.1. Влияние температуры отжига на микроструктуру

На рис. 2 представлены OM-изображения микроструктуры Mg–8Li–3Al–1Zn-составляющей в состояниях свежекатаном и последующем отожженном при различных температурах в течение 1 ч. Сплав Mg–8Li–3Al–1Zn состоит из двух фаз. Блочная α(Mg)-фаза (светлые места изображения) равномерно распределена в β(Li)-фазе (серые места) [15]. Наблюдается небольшое количество двойников в свежекатаном сплаве (рис. 2a). Когда отжиг производили при 473 K, массивные двойники отжига формировались в α(Mg)-фазе (рис. 2б). Количество двойников отжига уменьшалось при увеличении температуры отжига (рис. 2в и 2г), что можно объяснить тем, что двойники постепенно поглощались зернами рекристаллизации. Когда выбор температуры достигал 623 K, двойники почти исчезали. Между тем протекала рекристаллизация, и размер зерна становился больше с увеличением температуры отжига (рис. 2д и 2е).

Рис. 2.

OM изображения микроструктуры Mg–8Li–3Al–1Zn-составляющей в свежекатаном состоянии (a) и после отжига при 473 (б), 523 (в), 573 (г), 623 (д) и 673 K (е) в течение 1 ч.

На рис. 3 и 4 представлены РЭМ-изображения микроструктуры и ЭДС распределения (соответственно) химических элементов Al и Mg вблизи интерфейса пластин 1050Al/Mg–8Li–3Al–1Zn/1050Al композита в условиях сразу после прокатки и последующего отжига при разных температурах в течение 1 ч. Видно, что на границе сопряжения отсутствуют трещины и какие-либо дефекты строения. Когда температура отжига превышала 573 K, в районе сопрягающего интерфейса было отмечено появление некоторых трещин и дефектов строения. При температуре отжига 623 K на интерфейсе было отмечено присутствие диффузионного слоя малой толщины. Когда температура отжига была равна 673 K, был отмечен быстрый рост этого диффузионного слоя. При меньших температурах отжига диффузия была подавлена, и причиной тому была известная поверхностная энергия. С увеличением температуры отжига подвижные атомы преодолевают энергетический барьер, препятствующий их проникновению через интерфейс, что и приводит к образованию диффузионного слоя вблизи него. Поскольку коэффициент диффузии D = D₀e^–Q/RT, связь между величиной диффузионного потока и температурой, при которой он наблюдается, экспоненциальна. Поэтому переходный слой вблизи интерфейса быстро расширяется с ростом температуры.

Рис. 3.

РЭМ-изображения Al и Mg на интерфейсе пластины композита в свежекатаном состоянии (a) и после отжига при 473 (б), 523 (в), 573 (г), 623 (д) и 673 K (е) в течение 1 ч.

Рис. 4.

ЭДС-распределения химических элементов Al (красный) и Mg (зеленый) вблизи интерфейса пластины композита в свежекатаном состоянии (a) и после отжига при 473 (б), 523 (в), 573 (г), 623 (д) и 673 K (е) в течение 1 ч.

Распределение химических элементов вблизи интерфейса пластины 1050Al/Mg–8Li–3Al–1Zn/1050Al композита представлено на рис. 4. При температурах отжига выше 573 K между атомами Mg и Al отмечена взаимная диффузия. Для выявления присутствия фаз вблизи интерфейса, с поверхности разделенных пластин композита были сняты рентгенограммы. Результаты представлены на рис. 5: фазы, формирующиеся вблизи интерфейсов пластин композита, включают Mg₁₇Al₁₂, Al₃Mg₂, AlLi и MgLiAl₂. Фазы Mg₁₇Al₁₂, AlLi и MgLiAl₂ формируются вблизи интерфейса со стороны сплава Mg–8Li–1Zn, а со стороны сплава 1050Al возникают фазы Al₃Mg₂, AlLi и MgLiAl₂. Итак, можно заключить, что диффузия атомов магния, лития и алюминия имеет место при температуре отжига 673 K.

Рис. 5.

Рентгенограммы с освобожденной поверхности пластинчатого слоя композита после его отжига при 673 K в течение 1 ч.

3.2. Влияние температуры отжига на прочность сцепления по плоскости интерфейса

На рис. 6 представлена зависимость прочности сцепления по интерфейсу от температуры отжига. С ростом температуры отжига увеличивается и сила сцепления. На прочность сопряжения по интерфейсам (для образца композита) оказывают влияние два основных фактора. Во-первых, остаточное напряжение, возникающее между твердофазно сопряженными разнородными частями одного материала, может быть уменьшено или вообще устранено посредством отжига [16]. Такое остаточное напряжение, возникающее в процессе деформирования слоистого композита, крайне отрицательно сказывается на его прочности сопряжения по составным частям. Тем самым увеличение температуры отжига может приводить к увеличению обсуждаемой прочности. Во-вторых, по достижении температурой отжига определенной величины, инициируется протекание диффузионно- контролируемых реакций, что приводит к улучшению сцепления разнородных слоев композита. Поэтому сила сцепления разнородных слоев в пластинчатом образце композита возрастает по мере увеличения температуры отжига в определенном интервале температур.

Рис. 6.

Прочность сопряжения по интерфейсам для образцов в свежекатаном состоянии и после отжига при 473, 523, 573, 623 и 673 K.

3.3. Влияние температуры отжига на микротвердость пластинчатого образца композита

На рис. 7 представлена микротвердость пластинчатого образца композита и микротвердость в области его интерфейсов как функция температуры отжига. Микротвердость областей материала композита как со стороны Mg–8Li–3Al–1Zn, так и со стороны Al-составляющей уменьшается в обоих случаях с увеличением температуры отжига. Это может быть обусловлено снижением уровня внутренних напряжений в процессе отжига. Микротвердость областей интерфейсов снижается с увеличением температуры отжига, когда он производится при температурах ниже 573 K, но возрастает при температурах отжига выше 573 K. Это может происходить вследствие конкуренции процессов зарождения и роста интерметаллидных фаз, с одной стороны, и релаксации внутренних напряжений, с другой. Факторы интерметаллидов и внутренних напряжений позитивно сказываются на величине микротвердости. При температуре отжига меньше 573 K, влияние уменьшения внутренних напряжений на величину микротвердости ощутимее, нежели в случае процессов зарождения и роста интерметаллидных фаз, ответственных за тенденцию к понижению изменения микротвердости. При температурах отжига выше 573 K влияние зарождения и роста интерметаллидных фаз на величину микротвердости ощутимее, чем влияние внутренних напряжений, ответственных за реализацию тенденции к повышению изменения микротвердости.

Рис. 7.

Микротвердость в области интерфейсов композита как функция температуры отжига.

3.4. Влияние температуры отжига на свойства при растяжении

На рис. 8 представлены зависимости прочности на растяжение и относительного удлинения пластинчатого образца исследуемого композита при растяжении от температуры отжига. При температурах отжига ниже 573 K, относительное удлинение образца достигало тем больших значений, чем выше была температура отжига. При этом предел прочности на растяжение оставался практически неизменным. Такое возрастание удлинения может быть отнесено на счет того, что в окрестности интерфейсов отсутствовало зарождение и формирование каких-либо интерметаллидных фаз, и протекала релаксация внутренних остаточных напряжений. Более того, благодаря комплексному эффекту твердения и размягчения материала, индуцированных двойникованием и возвратом, предел прочности на растяжение оставался неизменным. Напротив, когда температуру отжига задавали выше 623 K, предел прочности на растяжения испытывал значительное снижение с увеличением температуры отжига. Повышение относительного удлинения при растяжении мы приписываем процессам возврата и рекристаллизации, протекавшим в чистом Al и Mg–8Li–3Al–1Zn составляющей, а также исчезновению твердения, обуславливавшегося двойниками. Наблюдавшееся снижение предела прочности на растяжение объясняется формированием непрерывного диффузионного слоя на границе раздела разнородных составляющих композита. Слой, состоящий из хрупкой интерметаллидной фазы Al₃Mg₂, отличался посредственной пластичностью, при этом он легко разрушался и разламывался.

Рис. 8.

Прочность на растяжение и относительное удлинение пластинчатого образца композита до и после отжига в течение 1 ч при разных температурах.

4. ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Пластинчатые образцы композита Al/Mg–8Li–3Al–1Zn/Al были успешно синтезированы с применением горячей прокатки на 50% при температуре 673 K. На границах сопряжения разнородных составляющих композита не было отмечено наличия трещин и прочих дефектов строения.

2. При подъеме температуры часового отжига выше 573 K, вблизи этих границ сопряжения имели место фазовые превращения с формированием переходного слоя интерметаллидных фаз – главным образом Al3Mg2, Al12Mg17, AlLi и MgLiAl2.

3. С увеличением температуры отжига был отмечен рост прочности композита Al/Mg–8Li–3Al–1Zn/Al по интерфейсам его пластинчатых образцов.

4. При температурах отжига меньше 573 K, удлинение увеличивалось с увеличением температуры отжига. При этом предел прочности на растяжение оставался неизменным. Если температура отжига превышала 623 K, удлинение возрастало, а предел прочности на растяжение заметно снижался с увеличением температуры отжига.

Авторы выражают благодарность за оказанную грантовую поддержку Национальному фонду естественных наук (51671063, 51771060), Исследовательскому фонду высшего образования и аспирантуры (20132304110006), Фонду естественных наук пров. Хейлудзянь (ZD2017010), Фонду фундаментальных исследований университетов Центрального Китая (HEUCFG171003), а также Харбинскому муниципальному фонду финансирования научно-исследовательских разработок и прикладных технологий в рамках проектов № 2015AE4AE005, 2015RQXXJ001 и 2016AB2AG013.