Физика металлов и металловедение, 2023, T. 124, № 1, стр. 68-77

Термодинамическое моделирование фазового состава сплавов Al–Mg–Sc

Программный комплекс Thermo-Calc является важным инструментом для оценки фазового состава многокомпонентных алюминиевых сплавов и может быть полезен при поиске оптимального химического состава экономнолегированных скандийсодержащих сплавов.

Термодинамические расчеты фазового состава показали, что в равновесных условиях для модельных сплавов А1 и А2 возможно присутствие фаз Al₆Mn, Al₃₁Mn₆Ni₂, Al₉Ni₂, Al₃М (М – металл), а также фаз Al₃Mg₂(β) и AlMgZn (T), образующихся при низких температурах (ниже 250°С). Основное различие в равновесном фазовом составе между двумя сплавами заключается в типе кристаллической решетки алюминида Al₃М и его количестве (рис. 1а).

Рис. 1.

Результаты расчета фазового состава в модельных сплавах А1 и А2: а) количество фаз типа Al3М при равновесных условиях; б) содержание скандия в твердом растворе при неравновесной кристаллизации.

Согласно результатам моделирования, в рассматриваемых составах (при равновесных условиях) фаза Al₃М может иметь два типа кристаллических структур: тетрагональную D0₂₃ и кубическую L1₂. В состав фазы Al₃М обоих типов, согласно расчету, входят скандий, цирконий, титан, которые имеют переменную растворимость в фазе в зависимости от температуры. Фазу со структурой D0₂₃, в которой эти элементы растворены примерно в одинаковом количестве, можно обозначить Al₃(Zr, Sc), а фазу со структурой L1₂, где основное содержание составляет скандий – Al₃(Sc, Zr). Количество той или иной фазы Al₃М зависит от содержания скандия в сплаве и соотношения Sc/Zr. Так в сплаве А1, в котором Sc/Zr ≈ 1.3 (ат. %), скандий преимущественно уходит в фазу Al₃(Zr, Sc), а в сплаве А2, в котором Sc/Zr ≈ 3 (ат. %) – на образование фазы Al₃(Sc,Zr). Следует отметить, что в сплаве А1 при температурах выше 350°С присутствует фаза со структурой D0₂₃, а фаза со структурой L1₂ отсутствует, но появляется в незначительном количестве при более низких температурах.

Таким образом, при равновесных условиях в экономнолегированном составе (А1) можно ожидать избыточное количество фазы Al₃(Zr,Sc) и низкое содержание фазы Al₃(Sc, Zr), которая оказывает ключевое влияние на свойства скандийсодержащих алюминиевых сплавов.

Кроме того, проведено моделирование фазового состава сплавов при неравновесной кристаллизации (метод Шейла–Гулливера). Как видно на рис. 1б, содержание скандия C_Sc в твердом растворе (Al) изменяется в процессе кристаллизации и достигает максимума в температурном интервале 580–600°С: C_Sc = 0.05 мол. % – для сплава А1 и C_Sc = 0.15 мол. % – для сплава А2. В равновесных условиях при температурах гомогенизации и горячей деформации (380–440°С) C_Sc на порядок ниже и составляет 0.005–0.01% для обоих сплавов. Это позволяет предположить, что в сплаве А1 при нагревах будет образовано меньшее количество упрочняющих частиц фазы Al₃(Sc,Zr) в процессе распада пересыщенного скандием твердого раствора, и, соответственно, приведет к меньшему уровню дисперсионного упрочнения, в отличие от сплава А2.

Микроструктура и твердость слитков из сплавов системы Al–Mg–Sc

Слитки в литом состоянии имеют однородную недендритную мелкозернистую структуру с равноосной формой зерен (близкой к полиэдрической), по границам которых наблюдаются выделения эвтектических фаз (рис. 2а, 2б). Мелкое зерно литой структуры обусловлено модифицирующим действием титана, циркония и скандия [4, 8], благодаря образующимся в температурном интервале кристаллизации (580–640°С) первичным фазам Al₃(Zr,Sc) и Al₃(Sc,Zr), как показывают расчеты (рис. 1). Экономнолегированный сплав А1 отличается в 2 раза большим размером зерна (~60 мкм) по сравнению с базовым сплавом А2 (~30 мкм) [6] ввиду отсутствия первичной фазы Al₃(Sc,Zr).

Рис. 2.

Типичная микроструктура слитков в литом состоянии (а, б) и отожженных холоднокатаных листов (в, г) из Al–Mg–Sc сплавов с разным содержанием скандия.

Согласно результатам ПЭМ (рис. 3, 4) в тонкой структуре гомогенизированных слитков обоих сплавов по объему зерен в основном присутствуют выделения дисперсоидов двух типов, которые образовались гомогенно в объеме зерен или гетерогенно на дислокациях. Первый тип – мелкие дисперсоиды вытянутой или округлой формы и размером не более 100 нм, которые принадлежат фазам Al₆Mn и Al₃₁Mn₆Ni₂, второй тип – мелкодисперсные глобулярные частицы фазы Al₃(Sc,Zr) размером до 20 нм. Эти выделения образовались во время гомогенизации при распаде пересыщенного твердого раствора, полученного после неравновесной кристаллизации слитка [5, 12]. По результатам качественного локального анализа можно предположить, что скандий составляет ядро частицы Al₃(Sc,Zr), а цирконий может находиться в ее приграничной области в малом количестве (рис. 4).

Рис. 3.

Тонкая структура слитков после гомогенизации (ПЭМ): а) характер выделения дисперсоидов фаз Al₆Mn и Al₃₁Mn₆Ni₂; б) характер выделений фазы Al₃(Sc,Zr).

Рис. 4.

Результаты рентгеноспектрального микроанализа, иллюстрирующие элементный состав выделений (1–11) в тонкой структуре гомогенизированных слитков.

Следует отметить, что согласно результатам моделирования, в сплаве А1 фаза Al₃(Sc,Zr) не должна присутствовать в равновесных условиях при температуре гомогенизации (см. рис. 1). Различие экспериментальных и расчетных данных можно объяснить тем, что исследуемый материал находится в неравновесном состоянии (после литья), при котором во время гомогенизации (380°С) замедленная диффузия циркония не позволяет успеть образоваться фазе Al₃(Zr,Sc) при распаде пересыщенного твердого раствора [5, 12].

Твердость слитков в исходном (литом) состоянии зависит от содержания скандия (рис. 5), что может быть связано с разным вкладом зеренного упрочнения по механизму Холла–Пэтча. Гомогенизация приводит к заметному приросту твердости слитков (на 60% для сплава А1 и на 80% для сплава А2), благодаря выделению при нагреве мелкодисперсных когерентных частиц Al₃(Sc,Zr), обеспечивающих дисперсионное упрочнение материалу в зависимости от их объемной доли (рис. 1) [6, 12]. Снижение содержания скандия с 0.20 до 0.07% приводит к снижению упрочнения при гомогенизации слитков на 46%. Следует отметить, что незначительный вклад в повышение твердости мог быть также внесен и вследствие выделения частиц марганцовистых фаз.

Рис. 5.

Влияние содержания скандия на твердость (HRB) слитков Al–Mg–Sc сплавов в литом и гомогенизированном состоянии.

Микроструктура отожженных листов из сплавов системы Al–Mg–Sc

Типичная структура холоднокатаных листов в отожженном состоянии представлена на рис. 2в, 2г. Видно, что оба сплава обеспечивают сохранение волокнистой, преимущественно нерекристаллизованной структуры по всей толщине листов.

Электронно-микроскопические исследования показали, что отожженные листы имеют субзеренную структуру с размером субзерен до 1 мкм (рис. 6). В тонкой структуре листов, как и в слитках, присутствуют мелкодисперсные глобулярные частицы фазы Al₃(Sc,Zr) (рис. 6в, 6г), но по сравнению со слитками (рис. 3б) можно отметить увеличение объемной доли и плотности их распределения (рис. 6в). Предположительно, более крупные частицы размером до 35 нм образовались при гомогенизации и выросли при нагреве во время горячей прокатки и окончательного отжига, а мелкодисперсные частицы размером до 18 нм – после гомогенизации.

Рис. 6.

Тонкая структура отожженных листов из Al–Mg–Sc сплавов: а, б) субзеренная структура; в) характер выделений частиц фазы Al₃(Sc,Zr); г) строение частицы фазы Al₃(Sc,Zr) при высоком разрешении и соответствующая картина Фурье-преобразования.

На карте распределения элементов в плоскости 1 × 1 мкм (рис. 7) в тонкой структуре различимы мелкие частицы размером до 100 нм (№ 1–4), которые содержат марганец, никель, железо, а также более крупные скопления выделений размером до 200 нм (№ 5–7), содержащие скандий, цирконий и титан. Выделения № 5–7, вероятно, относятся к оставшимся первичным интерметаллидам фазы Al₃(Sc,Zr), которые образовались при кристаллизации, а мелкие выделения № 1–5 – преимущественно к дисперсоидам фаз Al₆Mn, Al₃₁Mn₆Ni₂, образованным при гомогенизации слитков (рис. 4) или при технологических нагревах в процессе получения листов.

Рис. 7.

Карта распределения элементов в тонкой структуре отожженных листов сплава А2, иллюстрирующая состав различных включений (1–7).

Механические и коррозионные свойства листов из сплавов системы Al–Mg–Sc

Анализ результатов механических испытаний показал (рис. 8–10), что листы в нагартованном состоянии (Н) имеют достаточно высокий уровень прочности (σ_в ≥ 450 МПа) и пластичности (δ₅ ≥ 13%). Однако следует учитывать, что нагартованные полуфабрикаты из сплавов группы АМг с высоким содержанием магния (АМг5, АМг6) имеют склонность к деградации прочностных характеристик (размягчению) и снижению коррозионной стойкости в процессе длительного вылеживания при комнатной температуре или незначительных нагревах. Данное явление связано с особенностями распада пересыщенного магнием твердого раствора. В связи с этим материал необходимо подвергать термической обработке (отжигу) для стабилизации структурно-фазового состояния и комплекса свойств [1].

Рис. 8.

Кривые растяжения холоднокатаных листов сплавов А1 и А2 в нагартованном и отожженном состояниях (поперечное направление).

Рис. 9.

Влияние содержания скандия на механические свойства листов из Al–Mg–Sc сплавов (поперечное направление вырезки образцов): абсолютные значения (а–в); степень разупрочнения (г, д) и повышения пластичности (е) после отжига (в процентах).

Рис. 10.

Влияние содержания скандия на механические свойства отожженных листов из Al–Mg–Sc сплавов в продольном (Д) и поперечном (П) направлениях вырезки.

Характерные кривые растяжения листов исследуемых сплавов с разным содержанием скандия приведены на рис. 8. Для площадок текучести на кривых наблюдаются характерные для Al–Mg сплавов участки со скачкообразным изменением напряжения (пилообразный график), что обусловлено динамическим деформационным старением (эффект Портевена–Ле-Шателье) [2].

Отжиг листов способствует значительному повышению их пластичности (в поперечном направлении), приводя к одинаковому разупрочнению (σ_в) на 16% (рис. 9). Экономнолегированный сплав А1 проявляет большую чувствительность к повышению относительного удлинения и к снижению предела текучести σ_0.2 при отжиге, чем базовый сплав А2 (рис. 9д). Листы после отжига практически изотропны по прочностным характеристикам, однако наблюдается обратная анизотропия по относительному удлинению (рис. 10).

Как видно на рис. 9, снижение содержания скандия приводит к повышению пластичности отожженных листов на 20–35% и понижению предела прочности на 10–12%, предела текучести на 15–20% ввиду меньшего количества упрочняющих частиц фазы Al₃(Sc,Zr) (рис. 1) и связанного с ними вкладом структурного упрочнения [5, 6].

Таким образом, полученный в экспериментальных условиях экономнолегированный сплав А1 показал достаточно высокие прочностные характеристики (σ_в > 400 МПа; σ_0.2 > 300 МПа), превосходящие свойства сплава АМг6М (σ_в > 350 МПа; σ_0.2 > 150 МПа). Однако при изготовлении данных сплавов в промышленных условиях следует учитывать вероятность получения меньшей прочности по сравнению с экспериментальными (лабораторными) условиями вследствие влияния различных технологических факторов: размер слитка, суммарная продолжительность технологических нагревов, степень деформации при изготовлении полуфабриката [5].

Дополнительно оценили коррозионную стойкость отожженных листов: глубина МКК не превысила 60 мкм, в то время как РСК для исследуемого экономнолегированного сплава А1 составила 6 баллов в отличие от базового сплава А2 (3 балла). Предположительно, различная сопротивляемость к РСК обусловлена особенностями выделений анодной фазы Al₃Mg₂ (β) [1, 2, 7] при распаде пересыщенного магнием твердого раствора в зависимости от структурного состояния листов, определяемого содержанием скандия.