Физика металлов и металловедение, 2021, T. 122, № 2, стр. 173-180

ВВЕДЕНИЕ

Легирование алюминия и сплавов на его основе переходными и редкоземельными металлами позволяет повышать прочностные характеристики как при комнатной, так и при повышенных температурах за счет формирования дисперсоидов в процессе отжига слитков. Цирконий является эффективным упрочнителем и антирекристаллизатором как в чистом алюминии [1–5], так и в деформируемых алюминиевых сплавах в основном на основе системы Al–Mg [6–8]. Наиболее эффективен цирконий совместно со скандием [9–11]. Однако последний является самым дорогим легирующим элементом в алюминиевых сплавах. Одной из альтернативных замен скандию является эрбий [12–31]. Эрбий с цирконием способны образовывать L1₂-дисперсоиды в процессе отжига слитков, повышая прочность и температуру начала рекристаллизации как чистого алюминия [12–17], так и сплавов на основе систем Al–Mg [18–23], Al–Cu [24–27]. Влияние же циркония и эрбия на структуру и свойства литейных алюминиевых сплавов, в частности силуминов, изучено в меньшей степени [28–31]. Малые добавки эрбия и циркония приводят к образованию сложных фаз кристаллизационного происхождения, повышают механические свойства сплава Al–7Si–0.4Mg (A356) как при комнатной, так и при повышенной температурах [28–31].

Настоящее исследование посвящено анализу влияния малых добавок эрбия и циркония на фазовый состав и механические свойства сплава Al‒5Si–1.3Cu–0.5Mg (типа АК5М). Силумины с содержание кремния более 4% отличаются хорошей технологичностью при литье [32–35]. При этом невысокое содержание кремния должно обеспечить хорошую технологичность при обработке давлением, а добавки циркония и эрбия – снизить склонность к разупрочнению в процессе отжига после деформации.

МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТОВ

Сплавы составов Al–5Si–1.3Cu–0.5Mg (далее AlSi) и Al–5Si–1.3Cu–0.5Mg–0.1Zr–0.1Er (AlSiErZr) выплавлены в печи сопротивления из Al (99.99%), магния (99.9%), лигатур Al–53.5% Cu, Al–12% Si, Al–5% Zr и Al–8% Er (в мас. %). Разливку проводили в графитовую изложницу с внутренней полостью шириной 30 мм, толщиной 15 мм и высотой 150 мм. Скорость охлаждения составила примерно 15 K/с.

Термическую обработку проводили в печах “Nabertherm” и “SNOL” с принудительной циркуляцией воздуха и точностью поддержания температуры 1°С. Слитки после термической обработки подвергнуты горячей прокатке до толщины 8 мм при температуре 460–480°С с последующей прокаткой до 1 мм при при комнатной температуре.

Подготовку шлифов для микроструктурных исследований производили на шлифовально-полировальной установке Struers Labopol-5. Микроструктурные исследования и идентификацию фаз проводили на световом микроскопе (СМ) Neophot 30, на сканирующем электронном микроскопе (СЭМ) TESCAN VEGA 3LMH с использованием энерго-дисперсионного детектора X-Max 80 и рентгеновском дифрактометре Bruker D8 Advance. Расчет неравновесной кристаллизации проведен с использованием модели Sheil в программе Thermo-Calc.

Твердость измеряли стандартным методом Виккерса, ошибка в определении не превышала 3 HV. Испытания на растяжение образцов, полученных из листов толщиной 1 мм, проводили на универсальной испытательной машине Zwick/Roll Z250 серии Allround в комплексе с автоматическим датчиком продольной деформации. Испытания на сжатие при комнатной и повышенной температурах проводили на установке Gleeble-3800.

Измерение электропроводности производили при помощи установки INSTEK GOM-802 на образцах размером 1 мм × 70 мм × 5 мм с использованием метода “двойной мост”.

РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТОВ И ОБСУЖДЕНИЕ

Литая микроструктура сплавов и распределение легирующих элементов между фазами в выделенной области представлено на рис. 1. Литая микроструктура состоит из алюминиевого твердого раствора (Al), эвтектики ((Al) + Si) и светлых включений. Согласно расчету неравновесной кристаллизации (рис. 2а) в литой структуре сплава AlSi так же должны присутствовать включения фаз θ(Al₂Cu) и Q (Al₅Cu₂Mg₈Si₆), что подтверждено результатами анализа структуры в СЭМ (рис. 1а) и рентгенофазовым анализом (РФА) (рис. 2б). Распределение элементов между двумя светлыми фазами показывает, что одна обогащена медью, вторая медью, магнием и кремнием (рис. 1а). По результатам РФА выявлены пики, соответствующие фазам θ и Q (рис. 2б).

Рис. 1.

Литая микроструктура (СЭМ) сплавов AlSi (а) и AlSiErZr (б) и распределение легирующих элементов между фазами в выделенной области (белый прямоугольник).

Рис. 2.

Неравновесная кривая охлаждения сплава AlSi (а) (пунктир – равновесная кривая) и рентгенограммы сплавов AlSi (б), AlSiErZr (в) (черная линия – литое состояние, темно-серая – отжиг 495°С, 1 ч и светло-серая – отжиг 495°С, 3 ч).

В сплаве AlSiErZr присутствуют светлые включения, обогащенные кремнием, магнием, медью и эрбием (рис. 1б), в которых растворяется до 1 ат. % Zr. На рентгенограмме сплава AlSiErZr присутствуют не идентифицированные пики, вероятно, соответствующие этой фазе. Ввиду ее малого количества пики имеют небольшую интенсивность. В процессе гомогенизации перед закалкой при 495°С происходит фрагментация и сфероидизация кремния и растворение неравновесного избытка фаз θ и Q (рентгенограммы на рис. 2б, 2в и эволюция микроструктуры на рис. 3), в результате которого концентрация легирующих элементов в твердом растворе увеличивается (табл. 1). Максимальное содержание добавок в твердом растворе достигнуто после трех часов гомогенизации и в дальнейшем не изменяется (табл. 1). Светлые включения в сплаве AlSiErZr, обогащенные эрбием, не изменяют морфологии и не растворяются в процессе гомогенизации (рис. 3б, 3г). Концентрация Er и Zr в твердом растворе находится на уровне разрешающей способности СЭМ и составляет около 0.1 мас. %.

Рис. 3.

Эволюция микроструктуры (СЭМ) сплавов AlSi (а, в), AlSiErZr (б, г) в процессе гомогенизации в течение 1 (а, б) и 3 (в, г) часов выдержки перед закалкой с 495°С.

После трех часов гомогенизации при 495°С сплавы подвергнуты закалке и старению в течение разного времени при температурах 150, 180 и 210°С. Кинетика старения носит обычный характер: с увеличением температуры уменьшается время достижения пика твердости, максимальная твердость достигнута после старения при 150 и 180°С (рис. 4).

Рис. 4.

Кинетические зависимости твердости сплавов AlSi (а) и AlSiErZr (б) для различных температур старения.

Некоторые особенности кинетики старения и эффекта упрочнения присутствуют в сплаве AlSiErZr и обусловлены влиянием дисперсоидов фазы Al₃(Er,Zr), образованной в процессе гомогенизации.

Похожие результаты получены в работах [26, 27]. В сплаве AlSiErZr отмечен больший прирост твердости при старении при 210°С и в среднем прирост твердости больше на 3–5 HV. В табл. 2 представлены результаты испытаний на сжатие при комнатной и повышенной температурах. Предел текучести исследуемых сплавов при комнатной температуре примерно одинаков, а при 200°С предел текучести сплава AlSiErZr на 10 МПа выше.

Закаленные сплавы после прокатки отжигали по двум режимам: 1 – сразу после прокатки и 2 – после закалки с 495°С с выдержкой 10 мин. Сразу после прокатки (режим 1) разупрочнение в сплаве AlSiErZr в процессе отжига проходит в меньшей степени (рис. 5а, 5б), что связано с наличием сдерживающего полигонизацию фактора – дисперсоидов.

Рис. 5.

Кинетические зависимости твердости сплавов AlSi (а, в), AlSiErZr (б, г) после прокатки (а, б) и после прокатки и закалки с 495°С после выдержки 10 мин (в, г).

Рекристаллизация в обоих сплавах начинается в интервале 300–350°С. После одного часа отжига при 300°С сплавы имеют нерекристаллизованную структуру (вставки на рис. 6), а твердость сплава AlSiErZr примерно на 10 HV больше. Рекристаллизация в ходе отжига при 350°С приводит к резкому снижению твердости обоих сплавов (рис. 6).

Рис. 6.

Зависимости твердости от температуры отжига сплавов AlSi (черная линия) и AlSiErZr (серая линия) в течение 1 ч и зеренная структура после отжига при 300 и 350°С.

Отжиг при 495°С в течение 10 мин приводит к рекристаллизации, при этом в сплаве AlSiErZr размер рекристаллизованного зерна существенно меньше и составляет в среднем 12 мкм, в то время как в сплаве AlSi – более 20 мкм (вставки микроструктур на рис. 5в, 5г). Старение же после закалки деформированных листов (рис. 5в, 5г) проходит примерно так же, как и старение после закалки слитков (рис. 4). При этом твердость сплава AlSiErZr несколько выше.

Отжиг деформированных листов при температурах 150–210°С приводит к снижению предела текучести примерно с 330 до 270–300 МПа в обоих сплавах, при этом предел прочности обоих сплавов составляет 308–335 МПа при удлинении в 4.5–6.2% (табл. 3). Существенной разницы в свойствах сплавов не отмечено. Закалка деформированных листов с 495°С с последующим старением приводят к достижению несколько меньшего предела текучести 271–289 МПа, но к существенно большему пределу прочности в 344–375 МПа и пластичности в 11.0–14.7%. При этом сплав с малыми добавками циркония и эрбия имеет более высокие характеристики как прочности, так и пластичности (табл. 3).

В табл. 4 представлены результаты определения электропроводности в процентах по международному стандарту на отожженную медь (IACS). В деформированном состоянии сплав AlSiErZr имеет большую электропроводность, что связано вероятнее всего с меньшей степенью легирования алюминиевой матрицы медью, магнием и кремнием, которые частично идут на образование нерастворимых при гомогенизации фаз кристаллизационного происхождения с эрбием (табл. 1, рис. 1–3).

Отжиг при 180–210°С приводит к увеличению электропроводности, что связано со снижением концентрации точечных дефектов и прохождением процессов полигонизации. При этом электропроводность в сплаве AlSi увеличивается на большую величину (с 41.3 до 49.3%IACS) в сравнение со сплавом AlSiErZr (с 45.6 до 48.5% IACS), что подтверждает меньшую склонность последнего к разупрочнению в процессе отжига. Более высокая электропроводность сплава с добавками в закаленном состоянии после прокатки также может быть объяснена наличием предположительно когерентных выделений дисперсоидов фазы Al₃(Er,Zr), образованной в процессе гомогенизации еще перед прокаткой (табл. 4). При этом последующее старение приводит к небольшому приросту электропроводности, связанному с обеднением матрицы легирующими элементами.

ВЫВОДЫ

Исследовано влияние малых добавок эрбия (0.1 мас. %) и циркония (0.1 мас. %) на микроструктуру, фазовый состав, кинетику упрочнения при старении и разупрочнения в процессе отжига после прокатки. Часть эрбия и циркония идет на образование фазы кристаллизационного происхождения с алюминием, кремнием, медью и магнием, которая не растворяется и не изменяет своей морфологии в процессе гомогенизации перед закалкой.

Эрбий и цирконий, растворенные в алюминиевой матрице, увеличивают эффект старения после закалки, снижают склонность к разупрочнению в процессе отжига после прокатки, уменьшают размер рекристаллизованного зерна за счет дисперсоидов, сформированных в процессе гомогенизации. При этом отмечено следующее влияние на механические свойства:

– сплав с добавками в состаренном состоянии обладает пределом текучести на сжатие при 200°С равным 188 МПа, в то время как в сплаве без добавок – 178 МПа;

– твердость сплава с добавками после отжига деформированных листов на 5–10 HV больше;

– закалка деформированных листов с последующим старением приводят к достижению меньшего (с отличием до 10 МПа) предела текучести, чем низкотемпературный отжиг после прокатки. Однако, при этом достигается существенно больший предел прочности в 344–375 МПа и пластичность в 11.0–14.7%;

– сплав с малыми добавками циркония и эрбия имеет более высокие характеристики как прочности, так и пластичности.

Работа выполнена при поддержке Минобрнауки России в рамках государственного задания (код проекта 0718-2020-0030).