1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика металлов и металловедение
  4. T. 121, № 1, 2020

Физика металлов и металловедение, 2020, T. 121, № 1, стр. 93-98

Влияние Yb на фазовый состав и механические свойства сплавов Al–Mg–Mn–Zr–Sc и Al–Mg–Cr–Zr–Sc с низкой концентрацией скандия

А. В. Поздняков a, *, Р. Ю. Барков a, В. С. Левченко a

a НИТУ “МИСиС”
119049 Москва, Ленинский пр., 4, Россия

* E-mail: pozdniakov@misis.ru

Поступила в редакцию 19.03.2019
После доработки 17.07.2019
Принята к публикации 20.08.2019

Полный текст (PDF)

Аннотация

Исследованы микроструктура, фазовый состав и механические свойства новых сплавов Al–6.0Mg–0.2Mn–0.05Sc–0.25Zr–0.3Yb и Al–6.0Mg–0.2Cr–0.05Sc–0.25Zr–0.3Yb с пониженной концентрацией скандия. Иттербий приводит к формированию четверной фазы (Al,Mg,Yb,Si) кристаллизационного происхождения в сплаве Al–6.0Mg–0.2Mn–0.05Sc–0.25Zr–0.3Yb. Фазы (Al,Fe,Si), (Al,Mg,Yb,Si) и (Al,Fe,Yb) выявлены в слитке сплава Al–6.0Mg–0.2Cr–0.05Sc–0.25Zr–0.3Yb. Наибольший эффект упрочнения в процессе отжига слитков достигнут при температуре 440°С после 10 часов выдержки за счет выделения дисперсоидов L12 фазы состава Al3(Sc,Zr,Yb). Оптимальное сочетание прочностных характеристик и пластичности достигается в результате отжига прокатанных листов при 200°С в течение 1 часа в сплаве Al–6.0Mg–0.2Cr–0.05Sc–0.25Zr–0.3Yb: условный предел текучести равен 356 МПа, условный предел прочности составил 443 МПа, а относительное удлинение – 10.5%.

Ключевые слова: алюминиевые сплавы, иттербий, микроструктура, механические свойства

ВВЕДЕНИЕ

В последние годы много внимания уделяется изучению влияния таких редкоземельных элементов как Er, Y, Yb на структуру и свойства алюминия [1–15] и сплавов на его основе [16–24]. Er, Y, Yb в алюминиевых сплавах с добавками Zr и/или Sc образуют L12 дисперсоиды в процессе отжига слитков: Al3Er [1], Al3(Zr,Er) [2], Al3(Zr,Sc,Er) [2], Al3Y [3], Al3(Zr,Y) [3, 4], Al3(Er,Y) [5], Al3(Er,Y,Zr) [5], Al3Yb [6, 7], Al3(Zr,Yb) [8–11] и Al3(Zr,Sc,Yb) [10, 12]. В результате чего за счет введения таких добавок повышается термическая стабильность наноразмерных выделений, температура начала рекристаллизации и эффект упрочнения при отжиге. Er, Y, Yb являются перспективной заменой дорогостоящего скандия в сплавах систем Al–Mg [16–21] и Al–Zn–Mg–Cu [22–24]. Однако влияние Yb на структуру, фазовый состав и механические свойства сплавов на основе системы Al–Mg весьма слабо изучено. Настоящее исследование направлено на изучение влияния Yb на фазовый состав и механические свойства новых деформируемых сплавов Al–Mg–Mn–Zr–Sc и Al–Mg–Cr–Zr–Sc с низким содержанием скандия.

МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТОВ

Сплавы составов Al–6.0Mg–0.2Mn–0.05Sc–0.25Zr–0.3Yb (Сплав 1) и Al–6.0Mg–0.2Cr–0.05Sc–0.25Zr–0.3Yb (Сплав 2) выплавлены в печи сопротивления из чистого Al (99.85) и Mg (99.90) и лигатур Al–10Mn, Al–10Cr, Al–3.5Zr, Al–2Sc и Al–8.5Yb. Отжиг слитков перед прокаткой проводили при температуре 440°С в течение 10 ч. На лабораторном стане продольной прокатки с шириной бочки 250 мм получены нагартованные листы толщиной 1 мм из слитка толщиной 28 мм. Слитки были прокатаны при температуре 440°С с толщины 28 до 6 мм и с толщины 6 до 1 мм при комнатной температуре. Термическую обработку слитков и листов проводили в сушильных шкафах Snol и Nabertherm с точностью поддержания температуры ±1°С.

Микроструктурные исследования проводили на световом микроскопе Neophot-30 (СМ) и сканирующем электронном микроскопе (СЭМ) TESCAN Vega 3LMH. Тонкую структуру сплавов исследовали на просвечивающем электронном микроскопе (ПЭМ) JEOL 2000-EX с рабочим напряжением 120 кВ. Образцы были подготовлены в стандартном электролите A2 (спиртовой раствор хлорной кислоты) на установке электролитического утонения Struers Tenupol-5.

Механические свойства листов определяли по результатам испытаний на одноосное растяжение и твердость. Ошибка в определении характеристик прочности и пластичности по результатам испытаний на растяжение не превышала 5 МПа и 0.5% соответственно. Испытания на растяжение проводили на универсальной испытательной машине Zwick/Roll Z250 серии Allround в комплексе с автоматическим датчиком продольной деформации. Твердость определяли методом Виккерса на универсальном твердомере Wolpert Hardness Tester при нагрузке 50 H.

РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТОВ И ОБСУЖДЕНИЕ

Микроструктуры литых сплавов 1 и 2 и распределение легирующих элементов между фазами в выделенной области (белый прямоугольник) представлены на рис. 1. Скандий и цирконий полностью растворены в алюминиевом твердом растворе, а концентрация иттербия в нем составляет 0.1–0.2% по массе согласно результатам точечного анализа в СЭМ. На рис. 1а фаза серого цвета в сплаве 1 обогащена марганцем и железом. Предположительно это фаза Al6(Mn,Fe). Повышенная концентрация Mg, Yb и Si отмечена в светлой фазе (рис. 1a).

Рис. 1.

Микроструктуры (СЭМ) слитков и распределение легирующих элементов между фазами в выделенной области (белый прямоугольник) в сплавах 1 (а) и 2 (б).

Распределение элементов между фазами кристаллизационного происхождения в сплаве 2 более сложное (рис. 1б). Наличие хрома в избыточных фазах не отмечено. Кремний и железо образовали фазу с алюминием, вероятнее всего это фаза Al8Fe2Si. Отмечено также наличие четверной фазы (Al,Mg,Yb,Si) и фазы, обогащенной железом и иттербием (Al,Fe,Yb) (рис. 1б).

В результате в сплаве 1 выявлено наличие фаз Al6(Mn,Fe) и (Al,Mg,Yb,Si), а в сплаве 2 – Al8Fe2Si, (Al,Mg,Yb,Si) и (Al,Fe,Yb).

Слитки исследованных сплавов отжигали при температурах 370 и 440°С в течение разного времени. Результаты измерения твердости отожженных образцов представлены на рис. 2. Наибольший эффект упрочнения до 84 HV в исследованных сплавах достигнут после 10 часов отжига при температуре 440°С. На рис. 3 представлены результаты исследования тонкой структуры. Дисперсоиды фазы со структурой L12 выделяются как гомогенно в теле зерна, так и гетерогенно на дислокациях. Частицы фаз Al3Sc [25, 26], Al3(Sc,Zr) [27] и Al3Yb [6, 7] обычно зарождаются гомогенно. В связи с этим можно предположить, что дисперсоиды, которые расположены на дислокациях, скорее всего, соответствуют фазе Al3(Sc,Zr,Yb).

Рис. 2.

Зависимость твердости от времени отжига слитков при 370 и 440°С: а – сплав 1; б – сплав 2.

Рис. 3.

Тонкая структура (ПЭМ) исследованных сплавов после отжига 440°С в течение 10 ч: а–в – сплав 1; г–е – сплав 2 (а, г – светлопольное изображение, б, д – темнопольное изображение, в, е – микроэлектроннограмма).

После отжига при 440°С в течение 10 ч слитки были прокатаны до 1 мм листов. Зависимость твердости от времени отжига листов представлена на рис. 4. После прокатки твердость возросла до 160 HV. Сплав 2 демонстрирует меньшую склонность к разупрочнению в результате отжига при 100, 150, 200 и 250°С (рис. 4). При температурах отжига до 200°С твердость не снижается менее 140 HV.

Рис. 4.

Зависимость твердости от времени отжига листов: а – сплав 1; б – сплав 2.

Сплав 2 имеет более высокий предел текучести и относительное удлинение как в деформированном, так и отожженном состояниях, чем сплав 1 (табл. 1). Оптимальное сочетание прочности и пластичности достигнуто после отжига при 200°С в течение 1 ч в сплаве 2 (табл. 1). Более легированный скандием сплав 1570 (Al–5.7Mg–0.4Mn–0.25Sc–0.1Zr) имеет примерно такой же уровень характеристик механических свойств после одного часа отжига при 200°С: σ0.2 = 353 МПа, σв = = 463 МПа и δ = 11.4% [18]. Для сравнения промышленный лист сплава 1545 К (Al–4.7Mg–0.32Mn–0.21Sc–0.09Zr) в отожженном состоянии имеет более низкие характеристики прочности: σ0.2 = 272 МПа, σв =3 73 МПа, но большую пластичность δ = 16% [28]. Оптимизация технологии прокатки приводит к повышению прочности сплава 1545 К, но при этом относительное удлинение снижается до 7.5% [29].

Таблица 1.  

Результаты испытаний на одноосное растяжение

Состояние Al–6.0Mg–0.2Mn–0.05Sc–0.25Zr–0.3Yb Al–6.0Mg–0.2Cr–0.05Sc–0.25Zr–0.3Yb
σ0.2, МПа σв, МПа δ, % σ0.2, МПа σв, МПа δ, %
Деформированное 425 482 3.9 456 497 5.0
100°С, 1 ч 400 467 5.6 414 475 7.8
100°С, 3 ч 394 465 5.4 406 473 7.8
100°С, 4 ч 388 465 7.5 408 472 8.7
150°С, 1 ч 372 466 8.5 390 461 9.7
150°С, 2 ч 372 465 7.2 384 461 8.2
150°С, 3 ч 362 456 6.7 384 466 7.5
200°С, 1 ч 338 433 6.0 356 443 10.5
200°С, 3 ч 322 428 6.5 346 442 10.4
250°С, 15 мин 316 412 8.1 341 428 12.3
250°С, 30 мин 318 418 10.7 335 421 11.9

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Исследовано влияние добавки 0.3% Yb на фазовый состав и механические свойства листов сплавов Al–6.0Mg–0.2Mn–0.05Sc–0.25Zr и Al–6.0Mg–0.2Cr–0.05Sc–0.25Zr с пониженным содержанием скандия. Фазы Al6(Mn,Fe) и (Al,Mg,Yb,Si) выявлены в литой структуре сплава Al–6.0Mg–0.2Mn–0.05Sc–0.25Zr–0.3Yb. В литой структуре сплава Al–6.0Mg–0.2Cr–0.05Sc–0.25Zr–0,3Yb присутствуют фазы (Al,Fe,Si), (Al,Mg,Yb,Si) и (Al,Fe,Yb). Упрочнение в процессе отжига слитков достигается за счет выделения дисперсоидов L12 фазы состава Al3(Sc,Zr,Yb). Сплав Al–6.0Mg–0.2Cr–0.05Sc–0.25Zr–0.3Yb демонстрирует меньшую склонность к разупрочнению в результате отжига прокатанных листов при 100, 150, 200 и 250°С. Оптимальное сочетание прочности и пластичности достигнуто после отжига при 200°С в течение 1 ч в сплаве Al–6.0Mg–0.2Cr–0.05Sc–0.25Zr–0.3Yb: σ0.2 = 356 МПa, σв = 443 МПa и δ = = 10.5%.

Работа выполнена при финансовой поддержке Российского Научного Фонда (проект № 17-79-10256).

Список литературы

  1. Wen S.P., Gao K.Y., Huang H., Wang W., Nie Z.R., Precipitation evolution in Al–Er–Zr alloys during aging at elevated temperature // J. Alloys Compd. 2013. V. 574. P. 92–97.

  2. Booth-Morrison C., Dunand D.C., Seidman D.N. Coarsening resistance at 400°C of precipitation-strengthened Al–Zr–Sc–Er alloys // Acta Mater. 2011. V. 59. P. 7029–7042.

  3. Zhang Y., Gao H., Kuai Y., Han Y., Wang J., Sun B., Gu S., You W. Effects of Y additions on the precipitation and recrystallization of Al–Zr alloys // Mater. Charact. 2013. V. 86. P. 1–8.

  4. Gao H., Feng W., Wang Y. Structural and compositional evolution of Al3(Zr,Y) precipitates in Al–Zr–Y alloy // Mater. Charact. 2016. V. 121. P. 195–198.

  5. Pozdniakov A.V., Barkov R.Y., Prosviryakov A.S., Churyumov A.Y., Golovin I.S., Zolotorevskiy V.S. Effect of Zr on the microstructure, recrystallization behavior, mechanical properties and electrical conductivity of the novel Al–Er–Y alloy // J. Alloys Compd. 2018. V. 765. P. 1–6.

  6. Tang C., Zhou D. Precipitation hardening behavior of dilute binary Al–Yb alloy // Trans. Nonferrous Met. Soc. China. 2014. V. 24. P. 2326−2330.

  7. Zhang Y., Gao K., Wen S., Huang H., Wang W., Zhu Z., Nie Z., Zhou D. Determination of Er and Yb solvuses and trialuminide nucleation in Al–Er and Al–Yb alloys // J. Alloys and Compd. 2014. V. 590. P. 526–534.

  8. Wen S.P., Gao K.Y, Huang H., Wang W., Nie Z.R. Role of Yb and Si on the precipitation hardening and recrystallization of dilute Al–Zr alloys // J. Alloys and Compd. 2014. V. 599. P. 65–70

  9. Peng G., Chen K., Fang H., Chen S. A study of nanoscale Al3(Zr,Yb) dispersoids structure and thermal stability in Al–Zr–Yb alloy // Mater. Sci Eng. A. 2012. V. 535. P. 311– 315.

  10. Nhon Q.Vo, Davaadorj B., Amirreza S., Evander R., Dunand D.C. Effect of Yb microadditions on creep resistance of a dilute Al–Er–Sc–Zr alloy // Materialia. 2018. V. 4. P. 65–69.

  11. Zhang Y., Zhou W., Gao H., Han Y., Wang K., Wang J., Sun B., Gu S., You W. Precipitation evolution of Al–Zr–Yb alloys during isochronal aging // Scr. Mater. 2013. V. 69. P. 477–480.

  12. Van Dalen M.E., Gyger T., Dunand D.C., Seidman D.N. Effects of Yb and Zr microalloying additions on the microstructure and mechanical properties of dilute Al–Sc alloys // Acta Mater. 2011. V. 59. P. 7615–7626.

  13. Pozdniakov A.V., Aytmagambetov A.A., Makhov S.V., Napalkov V.I. Effect of impurities of Fe and Si on the structure and strengthening upon annealing of the Al–0.2% Zr–0.1% Sc alloys with and without Y additive // The Phys. of Met. and Metall. 2017. V. 118. № 5. P. 479–484.

  14. Pozdnyakov A.V., Osipenkova A.A., Popov D.A., Makhov S.V., Napalkov V.I. Effect of Low Additions of Y, Sm, Gd, Hf and Er on the Structure and Hardness of Alloy Al–0.2% Zr–0.1% Sc // Met. Sci. and Heat Treat. 2017. V. 58. № 9–10. P. 537–542.

  15. Fang H.C., Shang P.J., Huang L.P., Chen K.H., Liu G., Xiong X. Precipitates and precipitation behavior in Al–Zr–Yb–Cr alloys // Mater. Let. 2012. V. 75. P. 192–195

  16. He L.Z., Li X.H., Liu X.T., Wang X.J., Zhang H.T., Cui J.Z. Effects of homogenization on microstructures and properties of a new type Al–Mg–Mn–Zr–Ti–Er alloy // Mater. Sci. and Eng. A. 2010. V. 527. P. 7510–7518.

  17. Hao H.L., Ni D.R., Zhang Z., Wang D., Xiao B.L., Ma Z.Y. Microstructure and mechanical properties of Al–Mg–Er sheets jointed by friction stir welding // Mater. and Des. 2013. V. 52. P. 706–712.

  18. Pozdniakov A.V., Yarasu V., Barkov R.Yu., Yakovtseva O.A., Makhov S.V., Napalkov V.I. Microstructure and mechanical properties of novel Al–Mg–Mn–Zr–Sc–Er alloy // Mat. Let. 2017. V. 202. P. 116–119.

  19. Cao F., Zhu X., Wang S., Shi L., Xu G., Wen J. Quasi-superplasticity of a banded-grained Al–Mg–Y alloy processed by continuous casting-extrusion // Mater. Sci. and Eng. A. 2017. V. 690. P. 433–445.

  20. Barkov R.Yu., Pozdniakov A.V., Tkachuk E., Zolotorevskiy V.S. Effect of Y on microstructure and mechanical properties of Al–Mg–Mn–Zr–Sc alloy with low Sc content // Mat. Let. 2018. V. 217. P. 135–138.

  21. Song M., Wu Z., He Y. Effects of Yb on the mechanical properties and microstructures of an Al–Mg alloy // Mat. Sci. Eng. A. 2008. V. 497. P. 519–523.

  22. Peng G., Chen K., Fang H., Chen S. EIS Study on Pitting Corrosion of 7150 Aluminum Alloy in Sodium Chloride and Hydrochloric Acid Solution // Mat. Des. 2012. V.3 6. P. 279–283.

  23. Fang H.C., Chen K.H., Chen X., Chao H., Peng G.S. Effect of Cr, Yb and Zr additions on localized corrosion of Al–Zn–Mg–Cu alloy // Corr. Sci. 2009. V. 51. P. 2872–2877.

  24. Chen K.H., Fang H.C., Zhang Z., Chena X., Liu G. Effect of Yb, Cr. and Zr additions on recrystallization and corrosion resistance of Al–Zn–Mg–Cu alloys // Mat. Sci. Eng. A. 2008. V. 497. P. 426–431.

  25. Hyland R.W. Homogeneous nucleation kinetics of Al3Sc in a dilute Al–Sc alloy // Metal. Trans. A. 1992. V. 23. № 7. P. 1947–1955.

  26. Iwamura S., Miura Y. Loss in coherency and coarsening behavior of Al3Sc precipitates // Acta Materialia. 2004. V. 52. P. 591–600.

  27. Fuller C.B., Seidman D.N. Temporal evolution of the nanostructure of Al(Sc,Zr) alloys: Part II-coarsening of Al3(Sc1 – xZrx) precipitates // Acta Mater. 2005. V. 53. № 20. P. 5415–5428.

  28. Zolotorevskiy V.S., Dobrojinskaja R.I., Cheverikin V.V., Khamnagdaeva E.A., Pozdniakov A.V., Levchenko V.S., Besogonova E.S. Evolution of structure and mechanical properties of Al–4.7Mg–0.32Mn–0.21Sc–0.09Zr alloy sheets after accumulated deformation during rolling // Phys. Met. Metal. 2016. V. 117. № 11. P. 1163–1169.

  29. Zolotorevskiy V.S., Dobrojinskaja R.I., Cheverikin V.V., Khamnagdaeva E.A., Pozdniakov A.V., Levchenko V.S., Besogonova E.S. Strength and Substructure of Al–4.7Mg–0.32Mn–0.21Sc–0.09Zr Alloy Sheets // Phys. Met. Metal. 2017. V. 118. № 4. P. 407–414.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Физика металлов и металловедение

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал