Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования, 2022, № 1, стр. 24-29

ВВЕДЕНИЕ

Высокопрочные микрокристаллические алюминиевые сплавы активно разрабатываются в качестве перспективных материалов в отраслях, где актуальной проблемой является снижение веса готовых изделий при условии сохранения необходимых физико-механических характеристик. Одним из эффективных легирующих элементов для сплавов системы Al–Mg является скандий. Небольшая добавка скандия (0.2–0.3 мас. %) способствует повышению прочностных характеристик деформируемых алюминиевых сплавов на 100–150 МПа [1]. Высокая термическая стабильность свойств микрокристаллических сплавов обеспечивается за счет контролируемого распада Sc в Al, приводящего к образованию наночастиц Al₃Sc [2–8]. Эти частицы имеют высокую скорость роста, что приводит к увеличению размера зерна при отжиге микрокристаллических сплавов. Следует также отметить дороговизну скандия, что снижает перспективы применения сплавов Al–Sc в промышленности и обусловливает практическую актуальность задачи поиска легирующих элементов, которые могут заменить скандий, обеспечив сохранение высоких механических свойств сплавов.

Перспективной является частичная замена скандия редкоземельными элементами (РЗЭ) или переходными металлами (ПМ) с более низким коэффициентом диффузии в алюминии, чем у скандия, и высокой растворимостью в фазе Al₃М (М–РЗЭ, ПМ). Это позволяет повысить термическую стабильность частиц Al₃(Sc,M), а в ряде случаев сформировать частицы со структурой “ядро Al₃Sc–оболочка Al₃M” с малой скоростью роста [9].

Целью работы является изучение возможности частичной замены скандия на цирконий при легировании микрокристаллических сплавов Al–Mg с пониженным содержанием магния и исследование распада твердого раствора в этих сплавах.

ТЕОРЕТИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ

Удельное электросопротивление (УЭС) сплава пропорционально содержанию примеси в твердом растворе, что позволяет рассчитать величину УЭС сплава через вклады отдельных легирующих элементов (ЛЭ):

где ρ₀ – УЭС алюминия (2.65 мкОм · см), C_i – концентрация ЛЭ в ат. %, Δρ_i – прирост УЭС на 1 ат. % ЛЭ (для Mg, Sc и Zr – 0.49, 3.32, 5.85 мкОм · см/ат. % [10, 11]).

Сопоставление теоретической ρ_th и экспериментально измеренной ρ_exp величины УЭС позволяет оценить концентрацию ЛЭ в твердом растворе сплава и объемную долю выделившихся частиц второй фазы f.

Кинетика изменения величины f при распаде твердого раствора может быть описана уравнением Джонсона–Мела–Аврами–Колмогорова [12]:

где t – время отжига; f_max – максимальная объемная доля частиц; n – параметр, характеризующий механизм выделения частиц (n ≥ 1.5 – объемная диффузия, n ~ 1 – диффузия по границам зерен, n < 1 – диффузия по ядрам дислокаций [12]); τ – характерное время процесса: τ = τ₀exp(Q/kT); τ₀ – константа; Q – энергия активации процесса; k – постоянная Больцмана; T – температура. Согласно правилу Маттисона–Флеминга [10], связь между f и изменением УЭС сплава можно описать с помощью линейного уравнения: где θ – численный коэффициент. Это позволяет по углу наклона зависимостей ln ln((ρ_th– ρ_min)(ρ(t) – – ρ_min)) – ln t графически определить величину n [10] (здесь ρ_min – величина УЭС, соответствующая полному распаду твердого раствора).

МЕТОДИКА

Объектами исследования являются сплавы Al–2.5% Mg–Sc–Zr (здесь и далее мас. %). Суммарное содержание скандия и циркония варьируется от 0.10 до 0.22% с интервалом в 0.02%, пропорционально изменяется концентрация циркония в сплаве. Слитки размером 20 × 20 × 160 мм получены методом индукционного литья (литьевая машина INDUTHERM VTC-200). Микрокристаллическая структура сформирована с использованием технологии равноканального углового прессования (РКУП) (гидравлический пресс Ficep HF 400L) при температуре 225°С, число циклов N = 4. Отжиг образцов проводили в воздушной печи СНОЛ. Исследование микроструктуры проводили с использованием интерференционного микроскопа Leica IM DRM и растрового электронного микроскопа JEOL JSM-6490 с энергодисперсионным микроанализатором Oxford Instruments INCA 350. Микротвердость (HV) измеряли твердомером HVS-1000. Измерение УЭС выполняли вихретоковым методом при помощи прибора SIGMATEST 2.069.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ

В исходном состоянии литые сплавы Al–2.5% Mg–Sc–Zr имеют однородную крупнозернистую структуру в центральной части слитков и структуру столбчатых кристаллов на краях слитков. В структуре сплавов с суммарным содержанием скандия и циркония >0.30% наблюдаются первичные частицы Al₃Sc и Al₃Zr. Результаты исследований показывают, что экспериментальные значения УЭС близки к своим теоретически значениям (табл. 1). Это позволяет сделать вывод о том, что большая часть скандия и циркония находится в твердом растворе алюминия.

После РКУП сплавы имеют однородную микрокристаллическую структуру со средним размером зерна ~0.5 мкм. Результаты исследований, представленные в табл. 1 показывают, что величина УЭС микрокристаллических сплавов близка к УЭС литых сплавов. Это позволяет сделать вывод о том, что в процессе РКУП не произошло деформационно-стимулированного распада твердого раствора.

На рис. 1 показаны зависимости микротвердости и УЭС от температуры отжига литых сплавов Al–2.5% Mg–Sc–Zr. Анализ результатов показывает, что температура начала распада твердого раствора составляет ~275°С, а замещение скандия цирконием приводит к увеличению термической устойчивости твердого раствора скандия и циркония в алюминии – снижению интенсивности уменьшения микротвердости и УЭС при повышении температуры отжига. По результатам энергодисперсионного анализа большинство выделившихся частиц содержат одновременно скандий и цирконий. Наибольший эффект упрочнения при отжиге литых сплавов наблюдается для сплавов с повышенным содержанием скандия. Отжиг литых сплавов при повышенных температурах 475–500°С приводит к повышению УЭС, что связано с растворением ранее выпавших частиц Al₃Sc.

На рис. 2 показаны зависимости микротвердости и УЭС от температуры отжига микрокристаллических сплавов Al–2.5% Mg–Sc–Zr. Исследования микроструктуры отожженных микрокристаллических сплавов показывают, что температура начала рекристаллизации составляет 375–400°С. На рис. 3 представлены фотографии микроструктуры сплавов после отжига при температуре 450°С в течение 30 мин, средний размер зерна во всех сплавах составляет ~1.5–2 мкм. Обнаружено, что зависимости УЭС от температуры отжига для всех микрокристаллических сплавов имеют две стадии: стадия небольшого снижения УЭС при отжиге до температуры 300°С и стадия быстрого снижения УЭС (рис. 2). Температура начала распада пересыщенного твердого раствора составляет ~275–300°С и достаточно слабо зависит от содержания скандия и циркония. Отметим также, что, не смотря на высокую микротвердость микрокристаллических сплавов в состоянии после РКУП, после отжига при температуре 500°С микротвердость микрокристаллических сплавов Al–2.5% Mg–Sc–Zr оказывается ниже, чем микротвердость литых сплавов того же состава после аналогичного отжига. Полученный результат указывает на быстрый рост частиц при отжиге микрокристаллических сплавов, что (в соответствии с уравнением Орована) приводит к снижению вклада частиц в прочность микрокристаллических сплава.

На основании анализа результатов исследования зависимостей УЭС от времени отжига (рис. 4) с использованием уравнений (2), (3) определены значения коэффициента n и, как следствие, механизм выделения частиц второй фазы при отжиге литых и микрокристаллических сплавов.

Показано, что в литых сплавах увеличение концентрации скандия от 0.10 до 0.22% приводит к увеличению коэффициента n от 0.9–1.40 до 1.92–2.76, что, по нашему мнению, свидетельствует о преимущественном выделении частиц Al₃Sc в объеме кристаллической решетки (n ~ 1.5), а частиц Al₃Zr – на границах дендритов и ядрах дислокаций. Отметим, что это достаточно неожиданный результат, поскольку обычно предполагается, что скандий концентрируется на границах зерен алюминиевых сплавов, а цирконий – в объеме кристаллической решетки [11]. В микрокристаллических сплавах выделение частиц происходит по ядрам дислокаций и по границам зерен (n < 1), что может быть обусловлено повышенной плотностью дислокаций в микрокристаллических сплавах, в том числе – повышенной плотностью дислокаций в неравновесных границах зерен микрокристаллических сплавов.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Исследованы особенности распада пересыщенного твердого раствора в литых и микрокристаллических сплавах Al–2.5% Mg–Sc–Zr с различным содержанием скандия и циркония. Показано, что температура начала распада пересыщенного твердого раствора составляет 275–300°С и слабо зависит от содержания скандия и циркония. Установлено, что в литых сплавах процесс распада имеет двухстадийный характер и происходит за счет выделения частиц Al₃Sc в объеме кристаллической решетки, а частиц Al₃Zr – по ядрам дислокаций и границам зерен. В микрокристаллических алюминиевых сплавах выделение частиц происходит только по ядрам дислокаций и границам зерен. Наибольший эффект упрочнения при отжиге литых сплавов наблюдается для сплавов с повышенным содержанием скандия. Исследования процессов рекристаллизации показали, что температура начала рекристаллизации в микрокристаллических сплавах составляет 375–400°С. Установлено, что частичное замещение скандия цирконием приводит к монотонному увеличению термической стабильности твердого раствора Sc и Zr в алюминии.