SLITINA AlMg3 LEGOVANÁ Sc A Zr PŘIPRAVENÁ PRÁŠKOVOU METALURGIÍ. AlMg3 ALLOY WITH Sc AND Zr ADDITIONS PREPARED BY POWDER METALLURGY METHOD

Transkript

1 SLITINA AlMg3 LEGOVANÁ Sc A Zr PŘIPRAVENÁ PRÁŠKOVOU METALURGIÍ AlMg3 ALLOY WITH Sc AND Zr ADDITIONS PREPARED BY POWDER METALLURGY METHOD Vladivoj Očenášek a Ivana Stulíková b Bohumil Smola b a VÚK Panenské Břežany,s.r.o., Panenské Břežany 50, Odolena Voda b MFF UK Praha, Ke Karlovu 5, Praha 2 Abstract Aluminium alloys with scandium exhibit specific properties. The addition of few tenths of the percent of Sc results in significant improvement of alloy mechanical and technological properties. The effect of Sc addition can be intensified by the simultaneous addition of zirconium. When Zr is present in Al alloys, an intermetallic phase, which composition could be expressed by the formula Al 3 (Sc x Zr (1-x) ), forms. The ternary phase is more stable at high temperatures than the binary phase Al 3 Sc. Its effect on alloy microstructure and properties changes when the precipitates lose at high temperatures their coherency with Al lattice. Al 3 (Sc x Zr (1-x) ) precipitates dissolve at very high temperatures close to alloy melting point. The paper deals with a AlMg3 alloy with 0.15 wt.% Sc and 0.05% Zr. The alloy was prepared by powder metallurgy method. The effect of temperature and duration on the evolution of hardness, conductivity and structure were studied in the course of either isochronal or isothermal annealing of the pressed and then rolled material. Abstrakt Slitiny hliníku legované Sc mají specifické vlastnosti. Legováním několika desetin procenta Sc lze získat u většiny slitin lepší mechanické i technologické vlastnosti. Účinky Sc lze zvýraznit současným legováním Zr. Přítomnost Zr ve slitině vede ke vzniku fáze, jejíž složení lze vyjádřit vzorcem Al 3 (Sc x Zr (1-x) ). Tato ternární fáze je mnohem stabilnější než binární fáze Al 3 Sc. Její účinek se mění významně se ztrátou koherence při vyšších teplotách, k jejímu rozpouštění dochází až při teplotách blízkých teplotě solidu. Příspěvek se zabývá slitinou typu AlMg3 legovanou 0,15% Sc a 0,05%Zr. Materiál byl připraven metodou práškové metalurgie. Je sledován vliv teploty a doby na teplotě v průběhu izochronního a izotermického žíhání na změnu mechanických vlastností, konduktivity a struktury lisovaného a poté válcovaného materiálu. 1. ÚVOD Skandium je jedním z prvků, které způsobují velmi intenzivní zpevnění rozpadem tuhého roztoku. Díky nízké kritické rychlosti ochlazování dochází k uchování Sc v tuhém roztoku již při ochlazování z licí teploty. Vzhledem k omezené rozpustnosti Sc v tuhém roztoku Al (max. 0,4 hm.% při 655 C) je však možnost zpevnění rozpadem tuhého roztoku omezena pouze do oblasti několika desetin procenta Sc. Učinek několika desetin procenta Sc kombinovaný s obsahem Zr do 0,1 % výrazným způsobem ovlivňuje strukturu a mechanické a 1

2 technologické vlastnosti většiny slitin hliníku. Slitinám hliníku legovaných Sc a Zr je proto věnována v posledních letech zvýšená pozornost [1-5]. Příznivý účinek legování Sc a Zr je způsoben fází Al 3 (Sc x Zr (1-x) ), která vzniká při rozpadu tuhého roztoku. Tato fáze je stabilnější do vyšších teplot než samotná fáze Al 3 Sc [6,7], což je důvodem, proč se k Sc leguje i Zr. Kromě zpevňujícího účinku hraje fáze Al 3 (Sc x Zr (1-x) ) důležitou roli i při odpevňovacích procesech, kdy výrazným způsobem posouvá rekrystalizační teplotu k vyšším hodnotám. Vzhledem k vysoké teplotě nutné k rozpuštění vytvrzující fáze Al 3 Sc nebo Al 3 (Sc x Zr (1-x) ) je nutný při využití jejich vlastností specifický přístup k tepelně mechanickému zpracování [8,9]. Příspěvek se zabývá slitinou typu AlMg3ScZr připravenou práškovou metalurgií a je zaměřen na sledování vlivu plastické deformace za tepla a za studena na změny struktury, mechanických vlastností a konduktivity v průběhu izochronního a izotermického žíhání výchozího stavu a stavů tvářených. Výsledky jsou porovnány se slitinou stejného typu připravenou klasickou metalurgií. 2. EXPERIMENTÁLNÍ MATERIÁL Materiál pro experimentální práce byl připraven práškovou metalurgií. Roztavená slitina byla rozstřikována argonem s 1% kyslíku. Průměrná velikost částic byla 0,06 mm. Prášek byl dále za studena zhutněn v Al kontejneru o průměru 70 mm. Z takto připraveného kontejneru byl při teplotě 350 C vylisována čtvercová tyč o rozměru 25x25 mm (lisovací poměr λ=6,2). Povrchové vrstvy výlisku byly ofrézovány. Z obrobené tyče o rozměru 24x24 mm byly po podélném rozříznutí a ofrézování řezných ploch vyrobeny vzorky o rozměru 24x10,5x106 mm. Vzorky byly poté válcovány jednak za studena (4 úběry) a jednak při teplotě 300 C (2 úběry). Dosažené redukce při tloušťkách 2,7 mm a 2 mm byly 75, resp. 81%. Takto tvářený materiál byl dále podroben izochronnímu a izotermickému žíhání, kdy byl sledován vliv teploty a doby na teplotě na průběh opevnění (tvrdost) a změny konduktivity (metodou vířivých proudů). Izochronní žíhání v intervalu teplot od 90 do 570 C proběhlo s krokem 30 C a výdrží na teplotě 30minut. Pro izotermické žíhání byly zvoleny teploty 200, 300 a 450 C a doby na teplotě od 10 minut do 16 hodin. Ve vybraných stavech byla hodnocena struktura světelnou mikroskopií a sledovány mechanické vlastnosti zkouškou tahem. Chemické složení experimentálního materiálu je uvedeno v Tabulce 1. Tabulka 1. Chemické složení experimentálního materiálu Table 1. Chemical composition of the experimental material Prvek Mg Fe Si Sc Zr /hm.%/ 2,69 0,11 0,094 0,14 0, VÝSLEDKY Struktura výlisku, který byl výchozím materiálem pro sledování vlivu plastické deformace na odpevňovací děje, je uvedena na Obr. 1 a 2. Struktura je po lisování usměrněná, zrna jsou protažená ve směru lisování. Struktura po tváření za studena a za tepla je uvedena na Obr. 3 a 4. Jedná se opět o usměrněnou strukturu, kdy výchozí protažená zrna byla dále deformována. Struktura zrn výlisku válcovaného za tepla se od válcovaného za studena prakticky neliší. Rozdíly jsou patrné v mechanických vlastnostech, kdy materiál válcovaný při 300 C má nižší pevnostní hodnoty o 22 MPa (R m ), resp. 35 MPa (R p0,2 ). Výsledky zkoušky tahem a měření 2

3 tvrdosti jsou uvedeny v Tabulce 2. Při relativně vysoké úrovni mechanických vlastností nejsou válcováním významně sníženy plastické vlastnosti. Tabulka 2. Mechanické vlastnosti válcovaných výlisků Table 2. Mechanical properties of rolled extrusions Válcováno R m [MPa] R p0,2 [MPa] A [%] HV10 [1] za studena ,9 118 při 300 C ,0 114 Obr. 1. Fáze ve výlisku, podélný směr, neleptáno Fig. 1. Phases in the extrusion, longitudinal direction, without etching Obr. 2. Struktura výlisku v podélném směru, leptáno Fig. 2. Structure of the extrusion, longitudinal direction, etched Obr. 3. Struktura po válcováni za studena, podélný směr, leptáno Barker Fig. 3. Structure after cold rolling, longitudinal direction, etched in Barker Obr. 4. Struktura po válcováni za tepla podélný směr, leptáno Barker Fig. 4. Structure after hot rolling, longitudinal direction, etched in Barker 3

4 Průběhy tvrdosti při izochronním žíhání všech tří sledovaných stavů, tj. lisovaného, lisovaného a válcovaného za tepla a lisovaného a válcovaného za studena, jsou uvedeny na Obr. 5. Odpevnění vlivem rostoucí teploty charakterizované poklesem tvrdosti je u všech tří materiálů velmi podobné. Válcované stavy mají ve srovnání s lisovaným stavem vyšší výchozí tvrdost danou deformačním zpevněním. Až do teploty 350 C je pokles tvrdosti pozvolný, pouze u materiálu tvářeného za studena je výraznější pokles při přechodu z teploty 150 C na teplotu 180 C. Nad teplotou 350 C probíhá odpevnění u všech tří materiálů stejným způsobem a hodnoty tvrdosti se neliší. Změny konduktivity, které charakterizují změny ve struktuře v průběhu izochronního žíhání jsou na Obr. 6. Na rozdíl od tvrdosti, kdy válcované stavy mají vyšší počáteční tvrdost než je tvrdost výlisku, je konduktivita všech tří materiálu ve výchozím stavu před žíháním stejná. Metoda měření konduktivity založená na vířivých proudech nezachytí vliv zvýšené hustoty dislokací u válcovaných stavů. U všech tří křivek je patrné výrazné maximum v oblasti teploty 450 C. U materiálu válcovaného za studena je patrné navíc lokální maximum kolem 200 C, které odpovídá lokálnímu poklesu na křivce tvrdosti. Vyšší hodnoty konduktivity u tohoto materiálu v oblasti nad 400 C ve srovnání se zbývajícími materiály svědčí o výrazném vlivu tváření za studena na průběh strukturních dějů, které ovlivňují rezistivitu a neovlivňují tvrdost. Podstata strukturních změn v teplotních intervalech, které vykazují lokální změny v průběhu křivek tvrdosti a konduktivity při izochronním žíhání budou předmětem dalších prací, kdy budou vybrané stavy hodnoceny pomocí TEM a budou provedna přesná rezistometrická měření. HV10 /1/ a válcovaný při 300 C, a válcovaný za Konduktivita/m.Ohm/mm 2 / , a válcovaný za studena a válcovaný při 300 C Teplota / C/ Teplota / C/ Obr. 5. Změny tvrdosti HV10 v průběhu izochronního žíhání výchozího výlisku a výlisku po válcování za tepla a za studena Fig. 5. HV10 changes during isochronal annealing of the extruded and rolled material Obr. 6. Změny konduktivity v průběhu izochronního žíhání výchozího výlisku a výlisku po válcování za tepla a za studena Fig. 6. Conductivity changes during isochronal annealing of the extruded and rolled material Průběh odpevnění v závislosti na době a teplotě u válcovaných vzorků popisují Obr. 7 a 8, kde jsou vyneseny změny tvrdosti v průběhu izotermického žíhání při teplotách 300 a 450 C. Ukázalo se, že vliv teploty válcování na průběh odpevnění je velmi malý. Průběhy křivek jsou pro oba materiály až na oblasti krátkých časů prakticky shodné. Výrazný je vliv teploty. Zatímco při teplotě žíhání 300 C je pokles tvrdosti s časem velmi malý, při teplotě žíhání 450 C dochází k prudkému poklesu tvrdosti již při velmi krátkých časech. Zásadní pokles se 4

5 odehraje v průběhu jedné hodiny na teplotě, při dalším žíhání jsou změny malé. Přes výrazný pokles tvrdosti charakterizující výrazné odpevnění však při teplotě 450 C nedochází ke vzniku charakteristické rekrystalizované struktury typické pro klasicky odlévanou slitinu AlMg3, která není legována Sc a Zr. Struktura je i po žíhání při 450 C výrazně usměrněná se zachovanými válcováním protaženými zrny a výskytem malého počtu drobných rekrystalizovaných zrn (Obr. 11 a 12). Hranice zrn po žíhání na teplotě 450 C jsou výraznější než je tomu při žíhání na teplotě 300 C (Obr. 10) a z hodnocení struktury světelnou mikroskopií lze soudit, že hlavním mechanismem odpevnění je zotavení , a válcovaný za studena žíháno při 450 C HV10 /1/ a válcovaný při 300 C HV10 /1/ , a válcovaný za studena žíháno při 300 C a válcovaný při 300 C Doba na teplotě /h/ Doba na teplotě /h/ Obr. 7. Změny tvrdosti HV10 válcovaných vzorků v průběhu izotermického žíhání při 300 C Fig. 7. HV10 changes of the rolled material during isothermal annealing at 300 C Obr. 8. Změny tvrdosti HV10 válcovaných vzorků v průběhu izotermického žíhání při 450 C Fig. 8. HV10 changes of the rolled material during isothermal annealing at 450 C Obr. 9. Struktura vzorku válcovaného při 300 C po izotermickém žíhání při 300 C/5hodin, příčný směr Fig. 9. Structure of the material rolled at 300 C after annealing at 300 C/5 h., transversal direction Obr. 10. Struktura vzorku válcovaného při 300 C po izotermickém žíhání při 300 C/5hodin, podélný směr Fig. 10. Structure of the material rolled at 300 C after annealing at 300 C/5 h., longitudinal direction 5

6 Obr. 11. Struktura vzorku válcovaného při 300 C po izotermickém žíhání při 450 C/5hodin příčný směr Fig. 11. Structure of the material rolled at 300 C after annealing at 450 C/5 h., transversal direction Obr. 12. Struktura vzorku válcovaného při 300 C po izotermickém žíhání při 450 C/5hodin podélný směr Fig. 12. Structure of the material rolled at 300 C after annealing at 450 C/5 h., longitudinal direction 4. POROVNÁNÍ S KLASICKY ODLITOU SLITINOU AlMg3 Změny struktury a vlastností při zvýšených teplotách u slitiny připravené práškovou metalurgií lze porovnat s výsledky získanými na stejném typu slitiny, která byla připravena klasickým litím [9,10]. V těchto pracích, kde byl prokázán významný vliv precipitace fáze Al 3 (Sc x Zr (1-x) ) na zpevnění a brzdění odpevňovacích procesů, byla sledovaná slitina typu AlMg3,4 ve dvou variantách, a to bez Sc a Zr a s 0,25 % Sc a 0,11 % Zr. Při srovnání slitin, které byly válcovány za studena prakticky stejnou redukcí (68, resp.75%), je samozřejmě nutné vzít v úvahu odlišný způsob přípravy (prášková metalurgie, klasické lití), vyšší obsah legujících prvků Sc a Zr ve slitinách připravených klasickým způsobem a nepřítomnost dalších antirekrystalizačních prvků Mn a Cr v materiálu připraveného z prášku. Porovnání křivek tvrdosti při izochronním žíhání je pro oba klasicky lité materiály i pro materiál vyrobený z prášku uvedeno na Obr. 13. Ve srovnání s klasicky odlévanou slitinou začíná materiál připravený z prášku odpevňovat při nižší teplotě. To může být způsobeno tím, že slitina připravená z prášku je méně legovaná Sc a Zr a neobsahuje Mn a Cr, které se na brzdění odpevňovacích procesů podílí. Na nižší teplotu zahájení odpevňovacích dějů mohou mít významný vliv také odlišné podmínky krystalizace a jiné parametry tváření při přípravě materiálu. Zatímco materiál připravený klasickým způsobem byl válcován v litém stavu, bez toho, že by byl vystaven vyšší teplotě než 300 C, při které dochází k intenzivní precipitaci fáze Al 3 (Sc x Zr (1-x) ) [9,10], materiál připravený z prášku byl před válcováním lisován při teplotě 350 C, která již výrazně ovlivnila rozpad tuhého roztoku. Ve srovnání s klasicky litou slitinou, která není legována Sc a Zr je u obou slitin legovaných Sc a Zr (tj. připravené z prášku i klasickým litím), významným způsobem ovlivněn charakter struktury při žíhání deformačně zpevněného stavu. Vláknitá nerekrystalizovaná struktura zůstává vlivem Sc a Zr zachována do vyšších teplot, než je tomu u slitiny bez těchto legůr. Zatímco tvářená struktura slitiny bez Sc a Zr je po 12 minutách na teplotě 360 C již plně rekrystalizovaná (Obr. 13), slitina vyrobená práškovou metalurgií s 0,15 % Sc a 0,05% Zr je při těchto parametrech žíhání pouze zotavená a první známky rekrystalizovaných zrn se objevují až při teplotě žíhání kolem 450 C (obr.12). Struktura 6

7 slitiny s vyšším obsahem Sc (0,25 %) a Zr (0,10 %) připravené klasickým litím má při teplotě žíhání 360 C charakter silně tvářené struktury bez výrazných stop odpevnění (Obr. 14). Tato struktura je stabilní z pohledu rekrystalizace dokonce až do teplot blízkých teplotě solidu [9,10]. HV10 /1/ Litý AlMg3,4MnCrSc0,25Zr0,1 Z prášku Litý AlMg3,4MnCr Teplota / C/ Obr.13. Porovnání změn tvrdosti při izochronním žíhání u materiálů připravených z prášku a konvenčním způsobem Fig. 13. Comparison of hardness changes during isochronal annealing in the alloys prepared by powder metallurgy or conventional casting Z porovnání struktury obou slitin legovaných Sc a Zr vyplývá výrazný rozdíl ve velikosti zrn vláknité deformované struktury, kdy materiál vyrobený z prášku (Obr. 10 a 12) má výrazně jemnější strukturu než materiál klasicky litý (Obr. 14). To je dáno podstatným rozdílem výchozích struktur, kdy rozměr velikosti prášku 0,06 mm je výrazně menší než velikost licího zrna (0,15 mm). Z uvedeného porovnání vyplývá, že legováním Sc a Zr u materiálu připraveného z prášku jsou stejně jako u litého materiálu odpevňovací procesy posouvány k vyšší teplotě, účinek je však vzhledem k nižšímu obsahu obou legůr méně výrazný. a) b) Obr. 14. Struktura zrn klasicky lité slitiny AlMg3,4MnCr po tváření za studena a izotermickém žíhání při 360 C/12 min.: a) bez Sc a Zr, b) s 0,25% Sc a 0,1% Zr Fig. 14. Grain structure of the alloy AlMg3,4MnCr prepared by conventional casting after cold rolling and annealing at 360 C/12 min.: a) alloy without Sc and Zr, b) alloy with 0,25% Sc and 0,1 % Zr 7

8 5. ZÁVĚRY Výsledky vlivu tváření a žíhání na strukturu a mechanické vlastností slitiny vyrobené práškovou metalurgií lze shrnout do těchto bodů: 1) Mechanické vlastnosti po válcování za studena i za teploty 300 C s redukcí kolem 70% dosahují hodnoty meze pevnosti 400 MPa při poměrně vysoké tažnosti 12%. 2) I relativně nízký obsah legujících prvků 0,14 % Sc a 0,05 % Zr potlačuje významně odpevňovací děje, zejména rekrystalizaci. 3) Při teplotě žíhání do 350 C je odpevnění velmi malé. Při teplotě žíhání 450 C dochází již k výraznému odpevnění, struktura má ale zachovánu vláknitou, převážně zotavenou strukturu. 4) Ve srovnání se slitinou AlMg3MnCr připravenou litím s vyšším obsahem Sc (0,25%) a Zr (0,12%) je antirekrystalizační účinek slitiny připravené z prášku s nižším obsahem Sc (0,14%) a Zr (0,05%) a bez Mn méně výrazný. Poděkování: Výsledky uvedené v tomto příspěvku byly získány při řešení projektu č.106/04/1353 podporovaného Grantovou agenturou České republiky. LITERATURA: [1] V.G.Davydov, V.I.Yelagin, V.V.Zakharov, Y.A.Filatov,: On Prospects of Application of New High-Strength Weldable Al-Mg-Sc Alloy in Aircraft Industry, Mat.Sci.Forum, Vols , (1996),pp [2] A.I.Beljajev at all,: Metallovedenije aluminia i jego splavov, Moskva, METALLURGIJA, 1983, 268 [3] M.E.Drits, L.S.Toporova, Y.G.Bykov, F.L.Guschina, V.I.Yelagin, Z.A.Filatov,: Russ.Met.(USSR)No.1,(1983),150 [4] J.N.Fridlyander, N.I.Kolobnev,O.E.Grushko, L.M.Sheveleva, L.B.Khokhlatova, W.S.Miller, P.D.Couch,: Alloying Components Optimization of Weldable Al-Li-Mg Alloy, Mat.Sci.Forum, Vols , (1996), pp [5] Y.Miura, T.Shioyama, D.Hara,:Recrystallization of Al-3Mg and Al-3Mg-0,2Sc Alloys, Mat.Sci.Forum, Vols , (1996), pp [6] Y.W.Riddle, H.G.Paris, T.H.Sanders,: Control of Recrystallization in Al-Mg-Sc-Zr Alloys, Proc. of ICAA-6, Toyohashi, Japan, 1179 [7] L.S.Toropova, D.G.Eskin, M.L.Kharakterova, T.V.Dobatkina:Advanced Aluminum Alloys Containing Scandium, Gordon and Breach Science Publishers, 1998, [8] V.Očenášek, M.Slámová: II.Mezinárodní konference ALUMINIUM 2001, Děčín- Střelnice, ,259 [9] V.Očenášek, M.Slámová: 19.dny tepelného zpracování s mezinárodní účastí, Brno, ,235 [10]V.Očenášek, M.Slámová: III.Mezinárodní konference ALUMINIUM 2003, Děčín- Střelnice, ,216 8