Изотермическое сечение четверной системы Al–Со–Sc–Ti

УДК: 669.715.25/292

ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ СЕЧЕНИЕ ЧЕТВЕРНОЙ СИСТЕМЫ Л1-Со-8е-Т1

Н. Г. Буханько, Е. Ф. Казакова, Е. М. Соколовская

Изучено взаимодействие в четверной системе Л1-Со-8е-Т1 в богатой алюминием области концентраций. Использованы рентгенофазовый и микроструктурный методы анализа, а также метод измерения твердости. Построены изотермическое сечение четверной системы при постоянном содержании алюминия 86 ат.% и схема фазовых равновесий в системе Л1-Со-8е—Т! в области концентраций Л1 > 86 ат.%.

В настоящей работе изучено физико-химическое взаимодействие компонентов в четверной системе А1-Со-Бс-Т1 в области состава А1 > 86 ат.% при 600° с помощью рентгенофазового и микроструктурного методов анализа, а также измерения твердости сплавов. Построено изотермическое сечение этой системы в области, богатой алюминием: А1 > 86 ат.%, (Бс+Со+Т) до 14 ат.%.

Известно, что в литературе отсутствуют сведения о строении изоконцентрационных сечений четверной системы А1-Со-Бс-Т и фазовых равновесиях в этой системе. Сведения о строении тройных систем А1-Со-Бс, А1-Со-Т и А1-Бс-Т в области, богатой алюминием, при 600° приведены в работах [1-3] и [4, 5] соответственно.

На строение изотермических сечений тройных систем и четверной системы существенное влияние оказывает

строение составляющих их двойных систем А1-Со, А1-Т1, А1-Бс, взаимодействие в которых в условиях равновесия подробно изучено во всем интервале концентраций [6-13].

Сплавы для исследования готовили в электродуговой печи с нерасходуемым вольфрамовым электродом на медном водоохлаждаемом поддоне в атмосфере аргона. Геттером служил титан. В качестве исходных металлов использовали алюминий марки «А1-999» (99,999 мас.% А1); скандий марки «СкМ-2» (99,9 мас.% Бс); титан йодидный (99,9 мас%о Т1); кобальт электролитический (99,9 мас.% Со). Для достижения полного проплавления и однородности образцов сплавы 5 раз переплавляли, переворачивая после каждой плавки. Масса навесок составляла 2 г. Состав сплавов контролировали взвешиванием образцов

Al+AljSc+Al^COj

6

Рис. 1. Положение изучаемого разреза на концентрационном тетраэдре четверной системы Al-Co-Sc-Ti

до и после плавки. В дальнейшей работе были использованы сплавы, угар которых не превышал 0,6-0,8 ат.%. Для приведения сплавов в равновесное состояние проводили гомогенизирующий отжиг в вакуумированных кварцевых ампулах при 600° в течение 1 мес с последующей закалкой в ледяную воду. Такой выбор режима отжига обусловлен строением двойных диаграмм состояния. Температуру в печи контролировали с помощью хромель-алюме-левой термопары с точностью ±5°.

Исследование взаимодействия алюминия с кобальтом, скандием и титаном проводили комплексом методов физико-химического анализа (рентгенофазовый и микроструктурный методы, измерение твердости и микротвердости).

Рентгенофазовый анализ сплавов проводили на диф-рактометре «ДРОН-4» (С иКа-излучение). Порошки для рентгенофазового анализа получали растиранием сплавов в агатовой ступке с добавлением гептана для снятия статического напряжения. Для снятия внутренних напряжений порошки подвергали дополнительному отжигу в течение 2 ч. Значения межплоскостных расстояний определяли с помощью компьютерной программы «EXPRESS». Идентификацию фаз проводили с использованием данных о межплоскостных расстояниях в картотеке JCPDS-ICDD.

Т а б л и ц а 1

Результаты рентгенофазового анализа сплавов системы Al-Co-Sc-Ti

Состав сплавов по шихте, ат.% Фазовый состав по данным РФА

Al Co Sc Ti

86,0 0,0 14,0 0,0 Al + AI3SC

86,0 0,2 13,4 0,4 Al + AI3SC

86,0 0,5 13,0 0,5 Al + AI3SC

86,0 4,0 10,0 0,0 Al + AbSc + Ab^2

86,0 2,0 10,0 2,0 Al+AbSc+AbTi+Ak^

86,0 0,0 9,0 5,0 Al+AbSc+AbTi

86,0 0,0 4,0 10,0 Al+AbSc+AbTi

86,0 4,0 5,0 5,0 Al+AbSc+AbTi+Ak^

86,0 9,0 5,0 0,0 Al + AbSc + ЛЬСо2

86,0 10,0 2,0 2,0 Al+AbSc+AbTi+Ak^

86,0 6,0 2,0 6,0 Al+AbSc+AbTi+Ak^

86,0 2,0 2,0 10,0 Al+AbSc+AbTi+Ak^

86,0 0,0 0,0 14,0 Al + AbTi

86,0 5,0 0,0 9,0 Al + AbTi+Ab^

86,0 10,0 0,0 4,0 Al + AbTi+Ab^

86,0 14,0 0,0 0,0 Al + Ab^

Расчет параметров решетки проводили с помощью программы «POWDER».

Для исследования микроструктуры образцы заливали сплавом Вуда в алюминиевые цилиндрические обоймы и шлифовали на наждачной бумаге различной зернистости. Затем проводили полировку образцов на сукне с применением суспензий из оксида хрома и оксида алюминия. Образцы подвергали травлению составом NH4F + HNO3 + Н20(дист). Съемку проводили на микроскопе «NEOPHOT-2» при различном увеличении и на приборе «CAMEBAX-MicroBeam».

Измерение твердости и микротвердости равновесных сплавов проводили на приборе ТП-7П-1 по ГОСТ 299975 методом вдавливания алмазной четырехгранной пира-

AI

Al+AlgCo2+AI з S С+Al 3Ti

Рис. 2. Схема фазовых равновесий в системе Al-Co-Sc-Ti при 600°

16 ВМУ, химия, N° 6

мидки с углом при вершине 136° при нагрузке 50 г (метод Виккерса). На поверхность сплава наносили 10-12 отпечатков.

В результате проведенных исследований построены изотермическое сечение системы Л1-Со-8е-Т1 при 600° с содержанием Л1 - 86 ат.% (рис. 1) и схема фазовых равновесий в системе А!-^^^^ при 600° в области от 86 до 100 ат.% А1 (рис. 2). Составы исследованных сплавов и результаты рентгенофазового анализа приведены в табл. 1 .

Изотермическое сечение системы представлено на

Рис. 3. Дифрактограммы сплавов состава (ат.%): а - А1(86,0) Со(0,0); вс(14,0); ТЦ0,0) А1+А138с; б - А1(86,0); Со(0,0) вс(4,0); Т(0,0) А1 + А138с+А13Тц в - А1(86,0); Со(9,0) вс(5,0); Т^0,0) А1+А138с+А19Со2; г - А1(86,0); Со( 10,0) 8с(0,0); Т1(4,0) А1+А13Т1+А19Со2; д - А1(86,0); Со(2,0);

8с(2,0); Т1(10,0) А1+А138с+А13Т1+А19Со2

рис. 1, б, где показано, что основное поле представляет собой треугольник - область четырехфазного взаимодействия А1+А19Со2+A13Sc+A13Ti, вершины которого упираются в двухфазные области А1+А13^, Л1+Л13Sc, Л1+Л19Со2. Поля трехфазного равновесия (А1+А19Со2+ +Л13Бс; Л1+Л13Sc+Л13Ti; Л1+Л13Ti+Л19Со2), ограничивающие область четырехфазного равновесия, очень узки.

Анализ дифрактограмм сплавов состава (ат.%): А1(86,0); Со(0,0); Бс(14,0); Ti(0,0) и А1(86,0); Со(0,2); Бс(3,4); Ti(0,4) показал, что на них присутствуют две системы отражения от кубических решеток А1 и А13Бс (структурный тип Си3Ли), что позволяет сделать вывод о принадлежности данных сплавов к двухфазной области А1+А13Бс. На рис. 3, а приведена дифрактограмма сплава состава (ат.%): А1(86,0); Со(0,0); Бс(14,0); Б(0,0) .

Сплавы состава (ат.%): А1(86,0); Со(0,0); Бс(9,0); Ti(5,0) и А1(86,0); Со(0,0); Бс(4,0); Ti(10,0) принадлежат к трехфаз-

ной области А1+А138с+А13Т1, что демонстрируют их диф-рактограммы, имеющие три системы отражения от кубической (А13Бс), тетрагональной (А13Т1) и кубической гра-нецентрированной (А1) кристаллических решеток. На рис. 3, б приведена дифрактограмма сплава (ат.%): А1(86,0); Со(0,0); Бс(4,0); Т1(10,0) .

На дифрактограммах сплавов состава

Наличие равновесия А1+А13Т1+А19Со2 подтверждают дифрактограммы сплавов состава (ат.%): А1(86,0); Со(5,0); Бс(0,0); Т1(9,0) и А1(86,0); Со(10,0); Бс(0,0); Т1(4,0), где присутствуют системы отражений от кубической (А1), тетрагональной (А13Т1) и моноклинной (А19Со2) решеток. Дифрактограмма сплава состава (ат.%): А1(86,0); Со(10,0); Бс(0,0); Т1(4,0) приведена на рис. 3, г.

Существование четырехфазной области А1+А13Бс+ +А13Т1+А19Со2 подтверждает анализ дифрактограмм сплавов состава (ат.%): 1) А1(86,0); Со(2,0); Бс(10,0); Т1(2,0) 2) А1(86,0); Со(4,0); Бс(5,0); Т1(5,0); 3) А1(86,0); Со(10,0); Бс(2,0); Т1(2,0); 4) А1(86,0); Со(6,0); Бс(2,0); Т1(6,0), на которых присутствуют четыре системы отражений от решеток: две от кубической (А1 и А13Бс), одна от моноклинной (А19Со2) и одна от тетрагональной (А13Т1) , что свидетельствует о наличии четырехфазного равновесия А1+А13Бс+А13Т1+А19Со2 (рис. 3, д).

Из приведенных дифрактограмм видно, что при изменении фазового состава сплава изменяется интенсивность линий соответствующих фаз. Так, по мере увеличения числа фаз в сплаве интенсивность линий каждой интерметаллической фазы на дифрактограмме ослабевает (рис. 3, а-д).

Данные микроструктурного анализа сплавов подтверждают предположения о расположении фазовых областей в системе А1-Со-Бс-Т1. Так, данные микроструктурного анализа сплава состава (ат.%): А1(86,0); Со(0,2); Бс(13,4);

Т а б л и ц а 2

Результаты измерения твердости сплавов системы Л1-Со-8е-Т1

Состав сплавов по шихте, ат.% Значение числа твердости, кГ/мм2

А1 Со 8с Т1

86,0 0,0 14,0 0,0 230

86,0 0,2 13,4 0,4 290

86,0 0,5 13,0 0,5 100

86,0 4,0 10,0 0,0 210

86,0 2,0 10,0 2,0 290

86,0 0,0 9,0 5,0 290

86,0 4,0 5,0 5,0 190

86,0 9,0 5,0 0,0 190

86,0 10,0 2,0 2,0 340

86,0 6,0 2,0 6,0 190

86,0 2,0 2,0 10,0 470

86,0 0,0 0,0 14,0 150

86,0 5,0 0,0 9,0 110

86,0 10,0 0,0 4,0 150

86,0 14,0 0,0 0,0 120

Рис. 4. Микроструктура сплава состава

Т1(0,4) подтверждают его принадлежность к двухфазной области взаимодействия А1+А13Бс. По-видимому, мелкие светлые кристаллы принадлежат фазе А13Бс, выделяющейся по границам зерен. Микроструктура сплава состава (ат.%): А1(86,0); Со(0,0); Бс(4,0); Т(10,0) подтверждает существование трехфазной области А1+А13Бс+А13Т1. По всей видимости, твердый раствор на основе алюминия - темно-серая матрица, по границам зерен которой происходит выделение интерметаллидных фаз, имеющих светло-серый и практически белый цвет. Четырехфазное равновесие (А1+А13Бс+ +А13Т1+А19Со2) на примере сплава состава (ат.%): А1(86,0); Со(6,0); Бс(2,0); Т1(6,0) представлено на рис. 4. Светлые кристаллы вытянутой формы, более мелкая и округлая фаза и фаза, выделяющаяся по границам зерен принадлежат алюминидам, а темная мелкодисперсная фаза, занимающая межзеренное пространство, -твердый раствор на основе алюминия. Очень малый размер зерна интерметаллидных фаз подтверждает свойства скандия и титана как эффективных модификаторов при кристаллизации из расплава.

Полученное изотермическое сечение позволило предположить строение изотермического тетраэдра системы А1-Со-Бс-Т1 в области, богатой алюминием (А1 > 86 ат.%). На рис. 2 приведена схема фазовых равновесий в системе А1-Со-Бс-Т1, построенная на основании анализа собственных и литературных данных [1-5]. Из рисунка видно, что, взаимодействуя между собой и с твердым раствором на основе алюминия, интерметаллические соединения образуют узкие области двухфазного взаимодействия А1+А13Т1, А1+А13Бс, А1+А19Со2, обширные поля трехфазного взаимодействия: А1+А19Со2+А13Бс; А1+А13Бс+ +А13Т1; А1+А13Т1+А19Со2 и область четырехфазного взаимодействия А1+А19Со2+А13Бс+А13Т1.

17 ВМУ, химия, № 6

Для характеристики механических свойств сплавов изучаемой системы Al-Co-Sc-Ti при 600° б^1ло проведено измерение твердости всех сплавов. Результаты измерений представлены в табл. 2. Из приведенных данных видно, что с изменением концентрации легирующих добавок твердость сплавов меняется несущественно. Исключение составляют сплавы состава (ат.%): Al(86,0); Со(10,0); Sc(2,0); Ti(10,0), твердость которых значительно выше, чем у сплавов с меньшим содержанием титана и большим содержанием скандия.

Таким образом, впервые комплексом методов физико-химического анализа установлен характер фазовых равновесий в системе Al-Co-Sc-Ti при 600° с построением изотермического сечения системы при 86 ат.% Al и схемы фазовых равновесий в области концентраций 86100 ат.% Al. Установлено, что проникновение бинарных интерметаллических соединений Al3Sc, Al9Co2 и Al3Ti в четверную систему невелико, а почти весь объем концентрационного тетраэдра занимает область четырехфазного равновесия Al+Al9Со2+Al3Sc+Al3Ti.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Казакова Е.Ф., Буханько Н.Г., Соколовская Е.М. // Цветная

металлургия. 1999. № 5-6. С. 24.

2. Казакова Е.Ф., Буханько Н.Г., Соколовская Е.М. // Цветная

металлургия. 1999. № 7. С. 21.

3. Bukhan'ko N.G., Kazakova E.F., Sokolovskaya E.M. // 7th

International Conference on Crystal Chemistry of Intermetallic Compounds. 22-25 September. 1999. L'viv. Ukraine. Abstracts. P. 12.

4. Соколовская Е.М., Казакова Е.Ф., Журавлева Э.В., Дзугкое-

ва Л.Ю., Кендиван О.Д-С. // Российская научно-техническая Конференция «Новые материалы и технологии». Москва, 21-22 ноября. 1995.

5. Sokolovskaya E.M., Kazakova E.F., Zhuravleva E.V., Kendi-

van O.D-S. // 6th International Conference on Crystal Chemistry of Intermetallic Compounds. Ukraina. L'viv. September 26-29. 1995.

6. Gudecke T. // Z. Metallkunde. 1971. Bd.62. № 11. S. 842.

7. Bradley A.J., Seager G.C. // J. Inst. Metals. 1939. 64. P. 61.

8. Пантелеймонов Л.А., Бадтиев Э.Б., Алешина Л.В. // Вестн.

Моск. ун-та. Сер. 2. Химия. 1974. 15. C. 117.

9. Дриц М.Е., Каданер Э.С., Добаткина Т.В., Туркина Н.И. // Изв.

АН СССР. Металлы. 1973. № 4. C. 213.

10. Okomoto H.J. // Phase Equlibria. 1991. 12. P. 612.

11. Корнилов И.И., Пылаева Е.Н., Волкова М.А. // Титан и его сплавы. М.., 1963. № 10. C. 74.

12. Schuster J., Ipser H. // Z. Metallkunde. 1990. 81. P. 389.

13. Murray J.L. // Metal. Trans. A. 1988. 19. Р. 243.

Поступила в редакцию 30.01.01