Введение

Легирование алюминиевых сплавов железом и никелем способствует образованию термически стабильных при температуре до 450 °С тройных интерметаллидных фаз на основе Al, Fe и Ni, что позволяет эксплуатировать их при повышенных температурах [1, 2]. Слитки из сплавов системы Al–Fe–Ni характеризуются малой растворимостью легирующих элементов в твердом растворе α-Al [3, 4]. Структура слитков данных сплавов состоит из ячеистой матрицы α-Al, а также первичных и эвтектических фаз, при этом твердость сплава зависит от размера дендритной ячейки [5]. Первичные фазы наблюдаются в заэвтектических сплавах. Кроме твердого алюминиевого раствора в микроструктуре таких сплавов преобладает фаза Al₉FeNi, которая характеризуется стержнеобразной морфологией и является термически стабильной при температурах до 400 °С [5–7]. Существенные изменения формы и размера частиц фазы Al₉FeNi наблюдаются после отжига с температурой нагрева >500 °С, который приводит к интенсивному разупрочнению сплава [7]. Прочностные свойства сплавов зависят от количества фаз, а относительное удлинение более чувствительно к их морфологии [6].

Следует отменить, что, в соответствии с равновесной диаграммой состояния, легирование алюминиевых сплавов железом и никелем не обеспечивает твердорастворного упрочнения, а также упрочнения за счет образования вторичных фаз, поэтому слитки сплавов системы Al–Fe–Ni обладают низким уровнем прочностных свойств.

Традиционным способом повышения прочности для термически упрочняемых алюминиевых сплавов является упрочнение в результате образования дисперсных фаз. Оно реализуется благодаря термической обработке, включающей закалку и старение (в том числе ступенчатое старение) [8–10]. Сплавы, легированные переходными металлами, обладают малой растворимостью в алюминиевом твердом растворе (десятые доли процента) и склонны к образованию фаз кристаллизационного происхождения. Формирование в таких сплавах дисперсных алюминидов, упрочняющих алюминиевую матрицу, становится возможным после кристаллизации со скоростями, обеспечивающими расширение концентрационной области твердого раствора α-Al, и последующего отжига [11–14]. Примерами переходных металлов, для которых применим описанный подход, являются скандий, цирконий, титан, ванадий.

Легирование алюминиевых сплавов цирконием приводит к образованию фазы Al₃Zr. Вследствие малой растворимости Zr в растворе α-Al фаза Al₃Zr склонна к образованию в виде первичных кристаллов игольчатой морфологии с тетрагональной кристаллической решеткой [15]. Ускоренная кристаллизация расширяет концентрационную область твердого раствора циркония в алюминии: если скорость кристаллизации составляет >5 К/с, возможно растворение до 0,5 % циркония в растворе α-Al [15]. Благодаря этому при отжиге слитков формируются соединения Al₃Zr в виде когерентных метастабильных фаз с гранецентрированной кубической (ГЦК) решеткой. В зависимости от условий, в которых происходит распад твердого раствора, соединение Al₃Zr образуется в виде сферических дисперсоидов или стержнеобразных частиц [16]. Мелкие дисперсоиды обеспечивают упрочнение сплава, а также способствуют повышению стойкости к рекристаллизации в случае деформируемых полуфабрикатов, обеспечивая стабильность механических свойств при повышенных температурах.

После отжига при температурах >450 °С образуется стабильное соединение Al₃Zr с тетрагональной решеткой, которое не является таким эффективным упрочнителем, как метастабильная фаза с ГЦК-решеткой. В результате отжига при температуре <350 °С не происходит значительного упрочнения при небольших выдержках вследствие низкой диффузионной подвижности Zr и недостаточного распада раствора α-Al. Многоступенчатый отжиг обеспечивает высокую плотность распределения мелких дисперсоидов Al₃Zr с ГЦК-решеткой, способствующую эффективному упрочнению сплава. Благоприятной с точки зрения обеспечения высокого уровня прочностных свойств является структура с размером дисперсоидов ~10 нм и расстоянием между ними ~100 нм [17].

Следует отметить, что все легирующие элементы, присутствующие в твердом растворе алюминия, влияют на выделение вторичных фаз. Режимы отжига, обеспечивающие наибольший эффект упрочнения метастабильным соединением Al₃Zr, зависят от вида алюминиевых сплавов и скоростей охлаждения при кристаллизации [12, 18–25]. Например, твердость малолегированного алюминиевого сплава с добавкой 0,4 % (по массе) Zr ощутимо возрастает после ступенчатого отжига с температурами второй ступени 450 и 500 °С [18]. Для бинарных сплавов составов Al–0,2Zr и Al–0,4Zr наибольшая твердость соответствует режимам с температурами последней ступени 400 и 450 °С [12]. В работе [25] показано, что бинарные сплавы состава Al–(0,3–0,6)Zr наиболее эффективно упрочняет режим с температурой на последней ступени 400 °С. Для сплава состава Al–Mg–Mn–0,25Zr наибольший эффект упрочнения достигается после отжига по режиму: I ступень – температура 350 °С, выдержка 32 ч; II ступень – температура 400 °С, выдержка 4 ч [22]. Сплав состава Al–3Mg–0,25Zr обладает наибольшей твердостью после отжига по режиму: I ступень – температура 360 °С, выдержка 40 ч; II ступень – температура 420 °С, выдержка 32 ч [16, 19].

Материалы и методы

Исследованы слитки алюминиевого сплава системы Al–Fe–Ni–Zr. Сплав содержит 0,25 % (по массе) циркония, а соотношение Fe/Ni соответствует значению 1,4. Сплав выплавляли в печи электросопротивления без защитной атмосферы, слитки отливали в водоохлаждаемые цилиндрические изложницы диаметром 70 мм и высотой 220 мм.

Образцы слитков исследовали в исходном (литом) состоянии и после отжигов по 30 различным режимам, приведенным в таблице. Температуру отжига изменяли в диапазоне от 320 до 420 °С, продолжительность выдержки − в диапазоне от 1 до 30 ч. При двухступенчатом отжиге варьировали продолжительность выдержки на I ступени, при этом продолжительность выдержки на II ступени оставалась постоянной и соответствовала 4 ч.

Температурно-временные параметры термической обработки

слитков сплава системы Al–Fe–Ni–Zr

Расчетный состав первичных фаз сплава определяли методом компьютерного моделирования фазового состава в программе Thermo-Calc. Исследование микроструктуры и качественное определение локального элементного состава образцов в исходном состоянии осуществляли методом электронно-зондового микроанализа на растровом электронном микроскопе, оснащенном энергодисперсионным спектрометром, в режиме отраженных электронов.

Металлографический анализ образцов проводили с помощью светового микроскопа до и после термической обработки по режиму 15. Указанный режим выбран для анализа микроструктуры как наиболее высокотемпературный и с наибольшей продолжительностью выдержки в данном эксперименте с целью оценки склонности основных первичных фаз, присутствующих в микроструктуре сплава, к сфероидизации и росту.

Твердость образцов после отжига по режимам, указанным в таблице, определяли в соответствии с ГОСТ 9012–59 с помощью универсального твердомера по методу Бринелля (диаметр шарика 1 мм, нагрузка 98,07 Н, продолжительность выдержки под нагрузкой 13 с). Механические свойства при растяжении оценивали для образцов в исходном состоянии, а также после отжига по режимам 3 и 20. Испытание на растяжение проводили в соответствии с ГОСТ 1497–84 при комнатной температуре с использованием разрывной машины на цилиндрических образцах диаметром 5 мм и длиной рабочей части 25 мм.

Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ.

Результаты и обсуждение

Согласно результатам моделирования, исследуемый сплав системы Al–Fe–Ni–Zr характеризуется высокой температурой солидус (640 °C), малой величиной интервала кристаллизации (85 °С) и состоит из алюминиевого твердого раствора, в равновесии с которым находятся фазы следующего состава, моль: 0,002 – Al₃Zr; 0,024 – Al₁₃Fe₄; 0,035 – Al₉FeNi.

Микроструктура образцов слитка сплава системы Al–Fe–Ni–Zr в исходном состоянии состоит из ячеек дендритов алюминиевого твердого раствора, фаз на основе Al, Fe, Ni, а также частиц, содержащих Zr, расположенных в междендритном пространстве (рис. 1). Сопоставление результатов электронно-зондового микроанализа и термодинамического моделирования фазового состава позволяет сделать вывод, что помимо α-Al основной является фаза Al₉FeNi стержнеобразной морфологии, образованная по перитектической реакции.

Рис. 1. Микроструктура слитка сплава системы Al–Fe–Ni–Zr в исходном состоянии (растровая электронная микроскопия, режим отраженных электронов)

Микроструктуру исследуемого сплава оценили до и после отжига по режиму 15. Сравнение микроструктуры образцов (рис. 2) показывает, что отжиг не приводит к сфероидизации и огрублению фаз кристаллизационного происхождения. Первичные фазы, присутствующие в микроструктуре сплава, являются термически стабильными в исследуемом температурно-временном интервале (температура ‒ до 420 °С, продолжительность выдержки ‒ до 30 ч). Этот вывод согласуется с данными о термической стабильности фазы Al₉FeNi в диапазоне температур до 400 °С, приведенными в работе [7]. Таким образом, можно сделать вывод о том, что режимы термической обработки, приведенные в таблице, не влияют на размер и морфологию фаз кристаллизационного происхождения, однако приводят к распаду пересыщенного алюминиевого твердого раствора с образованием вторичных алюминидов, что вызывает изменение свойств сплава.

Рис. 2. Фазы кристаллизационного происхождения в слитке сплава системы Al–Fe–Ni–Zr в исходном состоянии (а) и после отжига по режиму 15 (б)

Максимальный эффект дисперсионного твердения достигается при определенных размере и плотности распределения частиц метастабильного соединения Al₃Zr, зависящих от температурно-временных условий термической обработки [17]. С целью выявления режима термической обработки, обеспечивающего наибольшее упрочнение, оценили твердость образцов слитков, отожженных по 30 различным режимам. Следует отметить, что с учетом особенностей системы легирования Al–Fe–Ni–Zr (максимальная растворимость в решетке алюминия при температуре, соответствующей температуре нонвариантного равновесия, %: 0,052 – Fe; 0,05 – Ni; 0,28 – Zr) и скорости кристаллизации, достижимой при данных условиях выплавки слитков, цирконий является единственным элементом, способным раствориться в растворе α-Al в количестве >0,1 % (по массе). Другие элементы, входящие в состав сплава, не будут влиять на кинетику распада пересыщенного твердого раствора циркония в алюминии.

Результаты измерения твердости показаны на рис. 3, где кривые отражают зависимость величины твердости от продолжительности выдержки при разных температурах отжига (для двухступенчатых режимов показаны зависимости изменения твердости от продолжительности выдержки на I ступени).

Рис. 3. Зависимость твердости слитков сплава системы Al–Fe–Ni–Zr от температурно-временных параметров отжига

Сравнение кривых показывает, что для выбранных одноступенчатых режимов при увеличении температуры отжига с 320 до 420 °С упрочнение сплава достигается быстрее благодаря более интенсивному распаду раствора  α-Al. При этом все исследованные одноступенчатые режимы, включая режимы с выдержками ≥30 ч, обеспечивают меньшее упрочнение, чем двухступенчатые режимы. Применение двухступенчатого отжига позволяет существенно сократить продолжительность термической обработки. Для двухступенчатых режимов снижение температуры отжига на I ступени с 360 до 320 °С способствует большему упрочнению при выдержках >30 ч, что, по-видимому, следует связывать с большей плотностью распределения упрочняющих дисперсоидов. При этом изменение температуры на II ступени с 400 до 420 °С не влияет на уровень твердости. Таким образом, наибольшее упрочнение среди исследованных режимов отжига обеспечивает следующий режим: I ступень – температура 320 °С, выдержка ≥30 ч; II ступень – температура 400 °С, выдержка 4 ч.

Результаты определения механических свойств при растяжении образцов слитков в исходном состоянии и после отжигов по режимам 3 и 20 представлены на рис. 4.

Рис. 4. Влияние режимов отжига на механические свойства при растяжении слитков из сплава системы Al–Fe–Ni–Zr

Слитки из сплава системы Al–Fe–Ni–Zr в исходном состоянии обладают низким пределом текучести (73 МПа) и высоким относительным удлинением (24 %), что объясняется отсутствием в составе сплава легирующих элементов, способных обеспечить твердорастворное упрочнение, а также отсутствием вторичных фаз. Одноступенчатый низкотемпературный кратковременный отжиг (режим 3) не обеспечивает распада раствора α-Al и дисперсионного упрочнения, однако способствует снятию литейных напряжений, что увеличивает относительное удлинение до величины 30 %. Двухступенчатый отжиг по режиму 20 обеспечивает возрастание предела текучести до величины 165 МПа и снижение относительного удлинения до значения 4,3 %, что связно с присутствием в структуре мелких дисперсоидов Al₃Zr с высокой плотностью распределения.

Заключения

Методами электронно-зондового микроанализа и термодинамического моделирования фазового состава показано, что микроструктура слитков сплава системы легирования Al–Fe–Ni–Zr в исходном состоянии представлена ячейками дендритов алюминиевого твердого α-раствора и стержнеобразными фазами кристаллизационного происхождения. Установлено, что основной фазой в микроструктуре является образованная по перитектической реакции фаза Al₉FeNi. Первичные фазы Al₉FeNi, присутствующие в микроструктуре сплава, являются термически стабильными в исследуемом температурно-временном интервале (температура – до 420 °С, выдержка – до 30 ч).

Одноступенчатный низкотемпературный кратковременный отжиг (температура 320 °С, выдержка 8 ч) слитков сплава системы легирования Al–Fe–Ni–Zr не обеспечивает распада раствора α-Al и дисперсионного упрочнения, однако способствует снятию литейных напряжений, что увеличивает относительное удлинение до величины 30 %.

В результате двухступенчатого отжига возможно упрочнение сплава системы легирования Al–Fe–Ni–Zr за счет формирования дисперсных алюминидов циркония вследствие распада пересыщенного твердого раствора α-Al, сформированного благодаря расширению концентрационной области растворения циркония в алюминии при кристаллизации слитков. Применение двухступенчатого отжига позволяет увеличить предел текучести сплава в ~2 раза, что сопровождается уменьшением величины относительного удлинения. При этом двухступенчатый отжиг позволяет сократить временные и трудовые затраты.

Среди исследованных температурно-временных параметров отжига наибольшее упрочнение сплава достигается после двухступенчатого отжига по режиму: I ступень – температура 320 °С, выдержка 30 ч; II ступень – температура 400 °С, выдержка 4 ч. Применение данного режима обеспечивает увеличение предела текучести до величины 165 МПа и приводит к снижению относительного удлинения до значения 4,3 %, что объясняется присутствием в структуре мелких дисперсоидов Al₃Zr с высокой плотностью распределения.