ВЛИЯНИЕ МНОГОСТУПЕНЧАТОЙ ГОМОГЕНИЗАЦИИ НА СТРУКТУРУ СПЛАВА СИСТЕМЫ AL-CU-MG-AG-SC-ZR-GE

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

УДК 669.01:669.715

ВЛИЯНИЕ МНОГОСТУПЕНЧАТОЙ ГОМОГЕНИЗАЦИИ НА СТРУКТУРУ СПЛАВА СИСТЕМЫ Al-Cu-Mg-Ag-Sc-Zr-Ge<

В. В. Телешов, докт. техн. наук (ОАО «ВИЛС»), М.Р. Газизов, канд. техн. наук(НИУ «БелГУ»), В.В. Захаров, докт. техн. наук, Е.Я. Капуткин, канд. техн. наук

Методами дифференциальной сканирующей калориметрии, световой и электронной микроскопии изучены изменения в микро- и субструктуре литого сплава системы Al-Cu-Mg-Ag-Sc-Zr-Ge при многоступенчатой гомогенизации.

Ключевые слова: сплав системы Al-Cu-Mg-Ag-Sc-Zr-Ge; многоступенчатая гомогенизация; структура.

The Effect of Multi-Step Homogenization on a Structure of an Al-Cu- Mg-Ag- Sc-Zr-Ge System-Based Alloy. V.V. Teleshov, M.R. Gazizov, V.V. Zakharov, Ye.Ya. Kaputkin.

Changes occurred in micro- and substructures of a cast Al-Cu-Mg-Ag-Sc-Zr-Ge system-based alloy during multi-step homogenization have been studied via differential scanning calorimetry, and light and electron microscopy techniques.

Key words: Al-Cu-Mg-Ag-Sc-Zr-Ge system-based alloy; multi-step homogenization; structure.

Введение

Многокомпонентные сплавы на основе системы А1-Си-Мд-Ад, дополнительно легированные комплексом компонентов, являются перспективным материалом для использования в греющихся конструкциях летательных аппаратов [1]. В результате комплексного легирования в литой структуре этих сплавов, содержащих Бе, присутствуют несколько избыточных фаз - 9(А!2Си), 5(А!2СиМд), 1Ж(А!СиБс), образующих структурные составляющие (эвтектики) с различной температурой плавления, что требует применения сложной многоступенчатой гомогенизации литого сплава [2, 3]. Известно, что в содержащих скандий сплавах при нагреве слитков выделяются когерентные сферические частицы фазы А^Бс в результате распада образовавшегося при литье пересыщенного твердого раствора. При высокой температуре нагрева размеры

* В работе принимали участие А.П. Головлева, Н.П. Космачева.

этих выделений увеличиваются, что нежелательно, так как при последующей деформационно-термической обработке уменьшается упрочняющий и антирекристаллизацион-ный эффект от введения скандия в сплавы. При совместном легировании сплавов скандием и цирконием образуются менее склонные к коагуляции выделения фазы А!з(Бс, 7г) [4], но их устойчивость при высокотемпературной гомогенизации промышленных сплавов изучена недостаточно. Разрабатываемые режимы гомогенизации слитков сплавов системы А!-Си-Мд-Ад с добавками скандия и циркония должны обеспечивать максимальное растворение эвтектических составляющих, не допуская при этом сильного огрубления вторичных частиц фазы А!з(Бс, 7г).

Целью настоящей работы является рассмотрение происходящих при ступенчатой гомогенизации изменений в литой структуре сплава системы А!-Си-Мд-Ад-Бс-7г-0в, включая изменения состава и морфологии вторичных частиц - продуктов распада пересыщенного твердого раствора.

-Ф-

-Ф-

-Ф-

Cu Mg Ag Mn Zr Ni Fe Si V Ge

5,53 0,45 0,6 0,37 0,13 0,10 0,01 0,02 0,02 0,08 0,1

Материал и методика исследования

Исследовали закристаллизовавшуюся на воздухе плоскую отливку толщиной 20 мм из сплава приведенного ниже состава.

Компонент, % мас.

Бе 0,15

Сплав такого состава в виде слитка полунепрерывного литья диаметром 96 мм исследовали ранее в работе [3]. С помощью дифференциальной сканирующей калориметрии при нагреве образцов из этого слитка было показано существование в литом состоянии сплава трех эндотермических эффектов с температурами начала плавления 494, 525 и 560 °С. Первый эффект соответствует плавлению небольшого количества эвтектики а + 9 + в. Второй эффект относится к совместному плавлению эвтектик а + 9 и а + 9 + W, имеющих близкие температуры нонвариант-ных реакций, которым соответствует общий эндотермический эффект на кривой ДСК. Третий эффект, наблюдаемый только в сплавах со скандием [3], может соответствовать протекающей при температуре 572 °С пери-тектической реакции а + W — Ж + А^Бс, обнаруженной в сплавах системы А1-Си-Бс [5].

В связи с возможным присутствием в структуре слитка М-фазы скандий в литом сплаве может находиться в двух структурных составляющих - в составе IV-фазы и в составе пересыщенного твердого раствора. Появление на-норазмерных частиц фазы А^Бс или А1з(Бс, 7г) зависит от возможного распада пересыщенного твердого раствора в процессе литья слитка или при последующей гомогенизации.

В данной работе исследование структуры литого сплава после нагревов на разных ступенях гомогенизации проводили в следующей последовательности.

Методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) определяли температурные интервалы фазовых превращений при нагреве литого или гомогенизированного сплава для установления наличия фазовых превращений и выбора температуры проведения отдельных ступеней гомогенизации. Анализ образцов массой около 500 мг проводили в калориметре ОБС111 в инертной атмосфере

при нагреве со скоростью 5 °С/мин в интервале температуры от 20 до 600 °С.

Металлографические исследования включали световую микроскопию с использованием микроскопа Неофот2 после выявления структуры травлением шлифов в 0,5 %-м водном растворе плавиковой кислоты.

Морфологию и элементный состав частиц различных фаз исследовали с применением просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ) FEI Tecnai G2, оснащенного HAADF-детектором (High Angle Annular Dark-Field detector) для работы в режиме светлопольного и темнопольного сканирования (СП-СПЭМ и ТП-СПЭМ соответственно), а также приставкой для локального энергодисперсионного анализа EDAX. Построение карт распределения легирующих компонентов осуществляли в сканирующем режиме ПЭМ.

Фольги для ПЭМ получали методом струйной электрохимической полировки в электролите, состоящем из 25% раствора азотной кислоты в метаноле, на установке Struers «TenuРol-5» при температуре минус 30 °С и напряжении 20 В.

Результаты исследования

Литая структура. На рис. 1 представлена кривая ДСК при нагреве образца из получен-

F, мкВ

Эндо

537

570

579

499 j

—>-''523

495

552

_L

_L

_L

_L

_L

40

30

20

10

350 400 450 500 550 600 Т, °С Рис. 1. Кривая ДСК для образца литого сплава

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

ной отливки. Она полностью соответствует кривой ДСК для литого состояния слитка из рассматриваемого сплава диаметром 98 мм [3]. На кривой наблюдаются три эндотермических эффекта с температурами максимумов теплопоглощения 499, 537 и 570 °С, обусловленные описанными выше реакциями с участием фаз в, 0, W.

Микроструктура отливки в литом состоянии приведена на рис. 2. В структуре видна сетка избыточных фаз, расположенных по границам дендритных ячеек. Среди включений избыточных фаз преобладают светлые, очерченные включения со слабо бежевым оттенком, которые по окраске и конфигурации соответствуют фазе А^Си. Визуально выделить среди них включения, относящиеся к W-фазе, не представляется возможным. Достаточно часто встречаются компактные темные включения фазы Мд2ве [3]. Изредка

М§2Се

А12Си

а + е+я

Рис. 2. Микроструктура металла влитом состоянии после травления в 0,5 %-м водном растворе НР продолжительностью 50 с, х 500

А12Си

Область растрава

Рис. 3. Микроструктура металла в литом состоянии

после травления в 0,5 %-м водном растворе НF продолжительностью 2 мин с выявленной областью повышенного растрава, х 500

встречаются включения, имеющие эвтектическое строение и содержащие светлые и темные мелкие составляющие, которые, очевидно, являются эвтектикой а + 0 + в.

В области твердого раствора вблизи границ дендритных ячеек наблюдается вытравливание отдельных точек, которые могут быть мелкими частицами различных фаз, выделившихся из твердого раствора.

Определение линейным методом количественной металлографии величины средней хорды 6 дендритной ячейки в исследуемом металле показало, что 6 = 80 мкм. Другие количественные параметры структуры, относящиеся к светлым включениям, также определены линейным методом: объемное количество включений V = 3,3 % об., среднее сечение включений т = 4,82 мкм, среднее расстояние между центрами включений I = 146 мкм. При этом отдельные включения имеют размеры, в несколько раз больше средних.

После более длительного травления (2 мин) вокруг включений фазы А^Си вытравливаются области, в которых, как известно, из-за дендритной ликвации повышено содержание легирующих компонентов, прежде всего меди (рис. 3). Повышенная травимость этих объемов обусловлена, очевидно, снижением их коррозионной стойкости из-за особенностей внутреннего строения и состава.

На рис. 4, а, б представлены электронно-микроскопические фотографии структуры отливки в литом состоянии в области металла вблизи границы дендритной ячейки. Видны тонкие пластинчатые выделения длиной в несколько микрометров и агломераты, состоящие из отдельных сегментов - более коротких частиц, образующих «гармошки». На рис. 4, а и б видно, что в твердом растворе между длинными пластинами и короткими частицами в виде «гармошки» наблюдаются более мелкие точечные образования. На рис. 4, в представлена микроструктура и картины дифракции электронов (ось зоны <011>А!) с областей твердого раствора А и Б. Анализ снимков ПЭМ свидетельствует о том, что тонкие пластинчатые выделения (область А) имеют преимущественную ориентацию вдоль плоскостей (111}д! твердого раствора. Картина дифракции электронов, полу-

-Ф-

-Ф-

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

ченная с области А (рис. 4, в), типична для кристаллической структуры О-фазы и ориен-тационного соотношения между частицами данной фазы и алюминиевой матрицей. На картине дифракции электронов с области Б (рис. 4, в), в которой наблюдается преимущественное выделение частиц в виде «гармошки», имеют место дифракционные рефлексы в положениях 1/2[001]Д| и 1/2[110]д|, характерные для частиц в'-фазы. Выделения с ориентационным соотношением, характерным для 9'-фазы, не обнаружены.

На рис. 5 представлена структура отливки вблизи высокоугловой границы в характеристическом излучении всех легирующих компонентов. Наблюдаются несколько типов выделений, отличающихся своим составом.

Расположенные на границе частицы представляют собой различные фазы. На правом конце более крупной частицы расположено включение, содержащее медь, серебро, магний, а на левом конце находится включение, содержащее медь и окруженное частицами на основе серебра. Другие более мелкие частицы на границе содержат серебро и магний. В области расположения этих частиц вдоль высокоугловой границы наблюдается повышенное содержание скандия и германия.

Наблюдаемые в твердом растворе выделения имеют разный состав. Длинные пластинчатые частицы являются О-фазой, присутствующей в сплавах системы Д1-Си-Мд-Дд, что подтверждается ориентацией выделений вдоль плоскостей {111}д|, содержанием алюминия, меди, серебра, а также кристаллической структурой и ориентационным соотношением, наблюдаемым на рис. 4, в. «Гармошку» образуют выделения, содержащие алюминий, медь и магний. Это соответствует в'-фазе, для которой характерна такая же форма вы-

Рис. 4. Структура отливки в исходном литом состоянии:

а - СП-СПЭМ, х 10000; б - ТП-СПЭМ, х 20000; в - ПЭМ, х 10000

деления из твердого раствора. По границам дендритов также имеются обогащенные серебром частицы, которые в отраженных электронах выглядят как темные точки.

Изучение распределения скандия и циркония показывает, что в твердом растворе имеются образования, дающие точечное повышение интенсивности характеристического излучения этих элементов.

Структура отливки после первой ступени гомогенизации. Согласно кривой ДСК литого сплава на рис. 1, первую ступень гомогенизации проводили при температуре 490 °С продолжительностью 1, 2 и 3 ч с охлаждением образцов в воде.

Анализ кривых ДСК этих образцов показал, что уже 1 ч гомогенизации при 490 °С приводит к исчезновению низкотемпературного эндотермического эффекта плавления тройной эвтектики а + 9 + в при сохранении более высокотемпературных эндотермических эффектов (рис. 6).

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

F, мкВ

40

- 30

20

- 10

350 400 450 500 550 600 Т, °С

Рис. 6. Кривая ДСКдля образца отливки после гомогенизации 490 °С, 1—3 ч

Рис. 7. Микроструктура металла в гомогенизированном состоянии (490 ° С, 1 ч) после травления в 0,5 %-м водном растворе НР продолжительностью 50 с, х 500

Таблица 1

Характеристики структуры образцов после гомогенизации разной продолжительности при 490 °С

Режим гомогенизации К % об. m, мкм l, мкм

Отсутствует 3,3 4,8 146

490 °С,1 ч 3,0 4,4 149

490 °С,2 ч 2,4 4,2 175

490 °С,3 ч 2,3 5,1 223

Микроструктура отливки после гомогенизации 490 °С, 1 ч, как видно на рис. 7, принципиально от литого состояния не отличается. Заметного изменения микроструктуры не произошло, однако некоторые выделения светлой фазы после травления приобретают светло-коричневую окраску. Наблюдается большое количество мелких включений, распределенных по объему матрицы.

Структура отливки после гомогенизации 2 и 3 ч практически такая же. В табл. 1 сопоставлены характеристики структуры образцов после гомогенизации при 490 °С разной продолжительности, относящиеся к светлым и светло-коричневым включениям. По сравнению с исходным состоянием наблюдается некоторое уменьшение объемного количества избыточной фазы V с увеличением среднего расстояния I между ними. После трех часов гомогенизации из-за растворения небольших включений эвтектики с в- и 0-фазой произошло увеличение среднего сечения т оставшихся более крупных выключений и расстояния I между ними.

На электронно-микроскопических снимках, полученных методом ПЭМ, видно, что гомогенизация по режиму 490 °С, 1 ч существенно изменила литую структуру твердого раствора (рис. 8). Исчезли (растворились

I ? # 1 * ' v

.К ' %

№4Ljß

Г

1|ч  • а 1V > •

а . *•* N /

Д f

1

'> л •

х»

I 500 nm I

Рис. 8. Структура отливки после гомогенизации 490 °С, 1 ч, СП-СПЭМ, s 20000

Цирконий Германий Марганец

Рис. 5. Структура отливки в исходном литом состоянии в характеристическом излучении отдельных компонентов, s 5000

tl216_color.indd 11

04.07.2016 10:49:32

Цирконий Германий Марганец

Рис. 9. Структура отливки в характеристическом излучении отдельных компонентов после гомогенизации490 °С, 1 ч, х 10 000

И216_со!омпСС 12

04.07.2016 10:49:33

-Ф-

-Ф-

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

в твердом растворе) характерные для литого состояния длинные выделения и «гармошки» в'-фазы, появились компактные продолговатые (длиной до 0,75 мкм и толщиной 0,05 мкм) и округлые (сечением около 0,15 мкм) выделения, образующие дисперсоид. Выделения когерентной фазы Alз(Sc, Zr) не обнаружены и после 3 ч нагрева.

Представление структуры в характеристическом излучении ряда компонентов на рис. 9 показывают наличие нескольких типов выделений. Более крупные частицы, расположенные, очевидно, на субзеренной границе в свободной от дисперсоида области и содержащие алюминий, медь, скандий, по составу соответствуют 1Ж-фазе. Одна крупная частица с повышенным содержанием марганца, очевидно, является фазой AlзMn.

В области дисперсоида находятся более мелкие частицы аналогичного состава, обогащенные медью, скандием (округлые частицы М-фазы) и марганцем (продолговатые частицы фазы AlзMn). Серебро, цирконий и германий содержатся в более мелких образованиях, которые равномерно распределены по твердому раствору.

С учетом полного растворения низкотемпературной эвтектики продолжительность первой ступени гомогенизации при 490 °С приняли равной 1 ч.

Структура отливки после второй ступени гомогенизации. Вторую ступень гомогенизации, согласно рис. 6, проводили при температуре 520 °С продолжительностью 10 и 15 ч с охлаждением образцов в воде.

Кривая ДСК при нагреве для образца после выдержки 10 ч приведена на рис. 10. Видно, что нагрев при 520 °С, 10 ч не устраняет полностью появление термического эффекта с максимумом теплопоглощения при 537 °С. После выдержки на второй ступени в течение 15 ч на кривой ДСК (рис. 11) этот эндотермический пик отсутствует, и в температурной области от 525 до 550 °С появляется плавный подъем, переходящий в пик соответствующей высокотемпературной реакции. Этот подъем свидетельствует о начале растворения фазы М^^^уве^).

На рис. 12 показана микроструктура металла после гомогенизации по режиму: 490 °С,

1 ч + 520 °С, 10 ч. Видны оставшиеся в структуре в небольшом количестве включения избыточной светлой, вероятно, М-фазы и присутствующие черные включения фазы Mg2Ge. В окружающем включения твердом растворе наблюдаются многочисленные мелкие включения, большинство которых (светлые включения) являются М-фазой [3].

И, мкВ

40

- 30

- 20

- 10

350 400 450 500 550 600 Т, °С

Рис. 10. Кривая ДСК для образца после гомогенизации 490 °С, 1 ч + 520 °С, 10 ч

И, мкВ

-Ф-

350 400 450 500 550 600 Т, °С

Рис. 11. Кривая ДСК для образца после гомогенизации 490 °С, 1 ч + 520 °С, 15 ч

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

Рис. 12. Микроструктура отливки в гомогенизированном 490 °С, 1 ч + 520 °С, 10 ч состоянии после травления в 0,5 %-м водном растворе ИР продолжительностью 50 с, х 500

Таблица 2

Характеристики структуры образцов

после второй ступени гомогенизации

Режим гомогенизации V % об. т, мкм 1, мкм

490°С, 1ч + 520°С,10ч 0,6 2,9 440

490°С,1ч+520°С,15ч 0,7 2,9 410

При увеличении продолжительности гомогенизации на второй ступени до 15 ч микроструктура и ее параметры изменяются слабо (табл.2). Общее количество избыточных фаз и их размеры уменьшаются по сравнению с их количеством и размером после первой ступени гомогенизации. Эти величины отно-

1 ит х10000

х30000

Рис. 13. Структура отливки после гомогенизации 490 °С, 1 ч + 520 °С, 15 ч. СП-СПЭМ

сятся к содержанию включений размером более 1 мкм. Благодаря бимодальному характеру распределения размеров частиц М-фазы средний размер включений существенно уменьшается (см. табл. 1) из-за наличия большого количества мелких включений.

На рис. 13 представлена структура отливки после гомогенизации с продолжительностью второй ступени 15 ч при наблюдении методом ПЭМ. При увеличении х 10 000 видно скопление в твердом растворе дисперсных частиц разной формы, наблюдаемых и на рис. 8 после выдержки на первой ступени 1 ч, но увеличенных размеров: компактных частиц величиной около 0,3 мкм и вытянутых частиц длиной более 1 мкм. При увеличении х30 000 видно распределение между этими частицами мелких сферических частиц диаметром около 25 нм характерного для фазы А^^с, Zr) вида со структурой типа «кофейного зерна». Эти частицы видны и после нагрева на второй стадии гомогенизации продолжительностью 10 ч.

На рис. 14 показана структура отливки в характеристическом излучении легирующих компонентов. Видно, что компактные частицы в дисперсоиде содержат алюминий, медь, скандий и цирконий, тогда как вытянутые частицы - алюминий и марганец. Магний, германий и серебро распределены равномерно, вероятно, в виде более мелких образований.

С учетом результатов определения температуры фазовых превращений и металлографического анализа образцов на второй ступени гомогенизации ее « продолжительность на этой

стадии приняли равной 15 ч.

Структура отливки после третьей ступени гомогенизации. Трехступенчатую обработку, исходя из кривой ДСК на рис. 11, провели по режи-. му: 490 °С, 1 ч + 520 °С, 15 ч + ! V.; + 540 °С, 5 и 10 ч с охлажде-!'>;'»£ нием образцов в воде.

Полученная кривая ДСК после нагрева образца на третьей стадии гомогенизации продолжительностью 5 ч приведена на рис . 1 5 и сви -

-Ф-

-Ф-

Цирконий Германий Марганец

Рис. 14. Структура отливки в характеристическом излучении отдельных компонентов после гомогенизации 490 °С, 1 ч + 520 °С, 15 ч, х 7500

И216_со!омпСС 13

04.07.2016 10:50:03

Ф

Рис. 19. Структура отливки в характеристическом излучении отдельных компонентов после гомогенизации 490 °С, 1 ч + 520 °С, 15 ч + 540 °С, 5 ч, х 13000

60

11216_со1омпсИ 14

04.07.2016 10:50:04

-Ф-

-Ф"

мкВ

- 40

- 30

- 20

- 10

350 400 450 500 550 600 Т, °С

Рис. 15. Кривая ДСКдля образца после трехступенчатой гомогенизации по режиму490 °С, 1 ч + 520 °С, 15 ч + 540 °С, 5 ч

Светлая

Оплавление

Рис. 16. Микроструктура отливки в гомогенизированном (490 °С, 1 ч + 520 °С, 15 ч + 540 °С, 5 ч) состоянии после травления в 0,5 %-м водном растворе НР продолжительностью 50 с, х 500

Таблица 3

Характеристики структуры образцов после третьей ступени гомогенизации

Режим гомогенизации V % об. m, мкм l, мкм

490 °С, 1 ч + 520 °С, 15 ч + 0,6 4,1 650

540 °С, 5 ч

490 °С, 1 ч + 520 °С, 15 ч + 0,6 4,6 790

540 °С, 10 ч

10000

50000

Рис. 17. Структура отливки после гомогенизации 490 °С, 1 ч + 520 °С, 15 ч + 540 °C, 5 ч. ПЭМ

детельствует, что высокотемпературная ступень гомогенизации не только не устранила пик с максимумом тепловыделения при 570 °С, но и привела к появлению эндотермического пика с максимумом 532 °С, относящегося к плавлению эвтектики а + Д12Си. Увеличение выдержки на третьей ступени до 10 ч не изменило вида кривой ДСК.

Микроструктура образцов после трехступенчатой гомогенизации показана на рис. 16. Можно отметить существенное изменение микроструктуры по сравнению со структурой на предшествующей стадии (см. рис. 12). Исчезли как светлые продолговатые включения фазы W по границам дендритных ячеек, так и существенно более мелкие выделения этой фазы в твердом растворе около границ дендритных ячеек. Исчезли также включения фазы черного цвета (Мд2Ое). Вместо них появились плоские, очевидно, оплавленные границы зерен с расположенными на них округлыми светлыми включениями.

Объемное количество светлой фазы после третьей ступени гомогенизации не изменилось, но средняя толщина ее включений и расстояние между ними увеличились (табл. 3). Последнее связано с исчезновением многочисленных мелких выделений W-фа-зы, присутствующих в структуре после второй ступени гомогенизации (см. рис. 12).

На рис. 17 представлена структура образца после гомогенизации на третьей ступени 5 ч при наблюдении методом ПЭМ. Кроме отно-

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

Рис. 18. Структура отливки после гомогенизации 490 °С, 1 ч + 520 °С, 15 ч + 540 °С, 10 ч. ПЭМ, х 40000

сительно крупных частиц дисперсоида, видимых при х10 000, при х50 000 видны в твердом растворе сферические частицы диаметром около 40 нм, которые по характерному виду являются выделениями фазы А1з(Бс, 7г). Эти же частицы несколько большего размера (около 70 нм) присутствуют и после нагрева на третьей ступени продолжительностью 10 ч (рис. 18).

Структура в характеристическом излучении легирующих компонентов показана на рис. 19. Крупные частицы содержат алюминий, медь, марганец. Частицы 1Ж-фазы исчезли и, вероятно, входящие в ее состав компоненты перешли в более крупные частицы, видимые при микроструктурном анализе. Цирконий и скандий образуют отдельные мелкие частицы А!з(Бс, 7г). Серебро и германий распределены статистически равномерно, возможно, в виде мелких включений О-фазы и фазы Мд20е.

Таким образом, третья ступень гомогенизации при температуре 540 °С не привела к растворению более крупных частиц М-фазы и вызвала оплавление по границам зерен (пережог слитка), очевидно, с появлением эвтектики а + А^Си.

Обсуждение результатов

Приведенные выше данные позволяют проследить за изменениями структуры сложно-легированного сплава во время ступенчатой гомогенизации при разном масштабе наблюдения - при величине рассматриваемых структурных составляющих порядка 10 мкм, 0,1 мкм и 10 нм, относящихся к различным фазам.

Изменение микроструктуры. В литом состоянии видимая в металлографический микроскоп микроструктура рассматриваемого сплава с учетом ранее проведенных исследований состоит из сетки эвтектических выделений фаз А^Си и М в суммарном количестве 3,3 % об. при среднем сечении включений 4,8 мкм и величине дендритной ячейки 80 мкм. Среди эвтектических колоний этих фаз в небольшом количестве присутствуют включения тройной эвтектики (а + 9 + в) и легко отличаемые по цвету компактные черные включения фазы Мд2ве.

Морфологически не удается выделить присутствие в литом состоянии фазы М, однако о ее присутствии говорит наличие на кривой ДСК пика от эндотермического эффекта с температурой максимума теплопоглощения 570 °С.

Кратковременная гомогенизация при 490 °С приводит к исчезновению (растворению) тройной эвтектики (а + 9 + в) и слабо влияет на вид сетки эвтектических выделений основных фаз 9 и М, объемное количество которых несколько уменьшается.

Дополнительная гомогенизация на второй ступени при 520 °С способствует пятикратному уменьшению объемной доли избыточных фаз, очевидно, за счет растворения фазы 9, поскольку пик от эндотермического эффекта с температурой максимума теплопоглощения 535 °С практически исчезает.

Полученные данные показывают, что двухступенчатая гомогенизация с температурой второй ступени 520 °С позволяет достичь максимального растворения избыточной фазы А^Си, оставляя в структуре включения М-фазы со средним размером около 3 мкм, и вызывает образование большого количества мелких включений этой фазы толщиной около 1 мкм

-Ф-

-Ф-

"Ф

-Ф-

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

и менее. Поскольку эндотермический эффект при 570 °С не уменьшается и остается в прежнем виде, то можно заключить, что он обусловлен плавлением эвтектики с участием видимой в структуре светлой фазы в количестве 0,6 % об.

На выделения фазы Мд2ве одно- и двухступенчатая гомогенизация не влияет.

Гомогенизация при 540 °С существенно изменяет микроструктуру отливки вследствие оплавления металла при нагреве и появления по границам зерен пленочных выделений фазы А12Си при последующей кристаллизации вырожденной эвтектики в процессе охлаждения металла. Это подтверждается появлением на кривой ДСК пика от эндотермического эффекта с максимумом при 532 °С.

Видимые на шлифе после второй ступени гомогенизации продолговатые выделения М-фазы на третьей ступени гомогенизации трансформируются в округлые компактные выделения при сохранении как их объемного количества в структуре, так и соответствующего эффекта на кривой ДСК. При этом происходит полное растворение мелких включения М-фазы и рост ее отдельных более крупных включений, что увеличивает среднюю толщину включений. Это свидетельствует о том, что М-фаза при температуре 540 °С является равновесной и только изменяет свою форму, т. е. устранить ее путем гомогенизации невозможно.

В отличие от М-фазы гомогенизация при 540 °С привела к исчезновению фазы Мд2ве.

Отсутствие положительного изменения структуры на этой стадии гомогенизации показывает, что ее применение на практике нецелесообразно, а из-за частичного оплавления даже вредно.

Изменение субмикроструктуры. Исследование изменений в структуре методами ПЭМ и МРСА при увеличении Х5000-15 000 позволило проследить за происходящей при гомогенизации трансформацией выделений в твердом растворе.

Выделения в областях, близких к границам дендритной ячейки, представлены длинными пластинчатыми частицами О-фазы, «гармошками» частиц в'-фазы и точечными образованиями неидентифицированных

фаз. Следует отметить, что пластинчатые выделения О-фазы в области около границ дендритных ячеек могут достигать длины более 1 мкм. Они образуются после затвердевания при охлаждении отливки в объеме дендритной ячейки с повышенной из-за дендритной ликвации концентрацией меди и магния. Их наличие, вероятно, обусловливает повышенную травимость этой области при длительном травлении в 0,5%-м водном растворе НР.

Наличие выделений в'-фазы в твердом растворе согласуется с присутствием отдельных включений эвтектики (а + 9 + в), обнаруживаемой в литом состоянии при микроструктурном исследовании.

Между выделениями О- и в '-фаз в области твердого раствора видны более мелкие продолговатые выделения. Эти продукты распада твердого раствора могли появиться в процессе охлаждения отливки при более низкой температуре. Другие выделения в твердом растворе не наблюдаются.

Таким образом, для литого сплава характерно нахождение скандия в двух структурных составляющих - в крупных и мелких частицах избыточной М-фазы и в невыявляемых мелких выделений или кластеров в твердом растворе. Визуальных доказательств присутствия выделившихся из твердого раствора мелких частиц фазы А!з(Бс, 7г) на электронно-микроскопических снимках нет.

После кратковременной гомогенизации при 490 °С состояние твердого раствора существенно изменяется. Выделения метаста-бильных модификаций О-фазы и в-фазы исчезли, т. е. растворились в твердом растворе, но появились частицы дисперсоида,состоящего из двух фаз, различающиеся своей формой: компактные частицы фазы М, размером около 0,15 мкм и продолговатые частицы фазы А1зМп размером около 0,05 х 0,75 мкм. Как известно, частицы фазы А1зМп появляются в результате распада пересыщенного твердого раствора марганца в алюминии. Образование дисперсоида из мелких частиц М-фазы показывает, что в литом состоянии твердый раствор в области границ дендритных ячеек пересыщен по меди и скандию и М-фаза является в данном сплаве равновесной состав-

-ф

-ф-

"Ф

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

-Ф-

Таблица 4

Размеры частиц дисперсоида в твердом растворе

Режим гомогенизации М(Д!хСиуБс2), мкм А13МП, мкм А!3(Бс,2г), нм

Литое состояние Нет Нет Нет

490 °С,1 ч 0,15 0,05 х 0,75 Кластеры

490°С,1 ч+520°С,10ч 0,3 До 0,10 х 1 20

490°С,1 ч+520°С,15ч 0,3 До 0,10 х 1 30

490 °С,1 ч + 520 °С, 15 ч + 540 °С,5 ч 0,4 До 0,15 х 1,5 40

490 °С,1 ч + 520 °С, 15 ч + 540 °С,10 ч 0,6 - 70

ляющей. Это объясняет сохранность крупных выделений М-фазы при гомогенизации.

После гомогенизации на второй ступени при 520 °С происходит увеличение размеров частиц в дисперсоиде: компактных частиц фазы М до 0,3 мкм и продолговатых частиц фазы А^Мп длиной до 1 мкм. После 10 ч нагрева на второй ступени гомогенизации в структуре наблюдаются выделения фазы А^Бс, 7г), которые после 15 ч нагрева достигают размера около 30 нм.

После третьей ступени гомогенизации при 540 °С дисперсоид из двух фаз сохраняется. Размеры выделений М-фазы увеличиваются до 0,4-0,6 мкм благодаря процессу коагуляции включений (росту крупных частиц за счет мелких [6]). Размер фазы А^Мп в дис-персоиде также увеличивается. При увеличении х50 000 в твердом растворе наблюдаются мелкие когерентные частицы фазы А^(Бс, 7г) размером около 50 нм, характерной особенностью которых является специфический вид «кофейных зерен» на изображениях, полученных методом ПЭМ.

Они выявляются после второй ступени гомогенизации и в дальнейшем увеличиваются в размерах с 20 до 75 нм. После второй ступени гомогенизации размер и плотность распределения скандиево-циркониевыхчастиц достаточны для сохранения их антирек-ристаллизационного действия при дальнейшей деформационно-термической обработке изделия из данного сплава.

В табл. 4 сопоставлены размеры частиц дисперсида и фазы А^(Бс, 7г) на разных стадиях гомогенизации.

Выводы

1. На кривой ДСК литого сплава системы А!-Си-Мд-Ад-Бс-7г-0е наблюдаются три эндотермических эффекта с температурами максимумов теплопоглощения 499, 537 и 570 °С, соответствующие реакциям с участием фаз в, 9 и М. Первый эффект соответствует плавлению небольшого количества присутствующей в структуре эвтектики а + 9 + в. Второй эндотермический эффект относится к совместному плавлению эвтектик а + 9 и а + 9 + М, имеющих близкие температуры нонвариантных реакций. Третий эффект, наблюдаемый только в сплавах со скандием, может соответствовать протекающей при температуре 572 °С перитектической реакции а + М — Ж + А!3Бс, обнаруженной в сплавах системы А!-Си-Бс.

2. В обогащенной области твердого раствора литого сплава обнаружено присутствие выделений пластин О-фазы длиной более 1 мкм. Наряду с ними присутствуют выделения в'-фазы. Микрорентгеноспект-ральный анализ показал, что в твердом растворе имеются локальные области, в которых наблюдается совместное точечное повышение интенсивности характеристического излучения Бс и 7г.

3. На первой ступени гомогенизации (490 °С, 1 ч) происходит растворение в твердом растворе выделений О- и в'-фаз вместе с включениями эвтектики а + 9 + в, и в твердом растворе появляются компактные выделения, образующие дисперсоид сложного строения из продолговатых (А!3Мп длиной до 0,75 мкм и толщиной 0,05 мкм) и округлых (М-фаза, сечение 0,15 мкм) частиц.

-Ф-

-Ф-

"Ф

-Ф-

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

Выделения когерентной фазы А!з(Бс, 7г) не обнаружены и после 3 ч нагрева при 490 °С.

4. Нагрев на второй ступени гомогенизации при температуре 520 °С вызывает растворение 9-фазы, содержащейся в эвтектиках а + 9 и а + 9 + М, при сохранении в структуре 0,6% об. М-фазы. Вблизи границ дендритных ячеек возникают многочисленные мелкие выделения М-фазы, что приводит к появлению бимодального распределения размеров частиц с уменьшенным средним сечением включений.

5. После второй ступени гомогенизации при 520 °С происходит увеличение размеров частиц в дисперсоиде: компактных частиц фазы М до 0,3 мкм и продолговатых частиц фазы А!зМп длиной до 1 мкм; уже после 10 ч нагрева в структуре наблюдаются выделения частиц фазы А!з(Бс, 7г) размером около 20 нм,

которые после 15 ч нагрева достигают размера около з0 нм.

6. Гомогенизация при 540 °С существенно изменяет микроструктуру отливки вследствие оплавления металла при нагреве и появления по границам зерен пленочных выделений фазы А^Си при последующей кристаллизации вырожденной эвтектики в процессе охлаждения металла. Происходит также увеличение размеров всех частиц в дисперсоиде.

Вследствие оплавления металла (пережог слитка) использование гомогенизации при 540 °С недопустимо.

Авторы выражают благодарность Центру коллективного пользования «Диагностика структуры и свойства наноматериалов» НИУ «БелГУ» за предоставленное оборудование для проведения исследований.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Телешов В.В., Головлева А.П. Влияние малых добавок серебра и параметров технологии изготовления на структуру и свойства полуфабрикатов из сплавов системы А!-Си-Мд-Дд-Х; (Обзор отечественной и зарубежной литературы) // Технология легких сплавов. 2006. № 1. С. 99-119.

2. Газизов М.Р., Захаров В.В., Кайбышев Р.О., Телешов В.В. Влияние гомогенизации на микроструктуру слитка сложнолегированного сплава системы А!-Си-Мд-Ад // Технология легких сплавов. 2010. № 4. С. 27-з5.

3. Телешов В.В., Захаров В.В., Газизов М.Р. и др. Особенности литой структуры слитков диаметром 96 мм сложнолегированного сплава систе-

мы А1-Си-Мд-Ад и ее изменение при гомогенизации // Технология легких сплавов. 2012. № 4. С.з0-48.

4. Елагин В.И., Захаров В.В., Павленко С.Г., Ростова Т.Д. Влияние добавки циркония на старение сплавов А1-Бс / Физика металлов и металловедение. 1985. Т. 60. Вып. 1. С. 97-100.

5. Характерова М.Л., Добаткина Т.В. Политермические сечения системы А1-Си-Бс // Металлы. 1988. № 6. С. 180-182.

6. Мартин Дж., Доэрти Р. Стабильность микроструктуры металлических систем / Пер. с англ. -М.: Атомиздат, 1978. - 280 с.

-Ф

-Ф-