(výlisky, výkovky) je častým problémem výskyt hrubě rekrystalizovaných vrstev, je možný příznivý účinek Sc a Zr na potlačení rekrystalizace lákavý. Pr

Transkript

1 VIV Sc A Zr NA STRUKTURU A VASTNOSTI SITINY HINÍKU AA82 EFFECT OF Sc AND Zr ON THE MICROSTRUCTURE AND PROPERTIES OF AUMINIUM AOY AA82 Vladivoj Očenášek VÚK Panenské Břežany,s.r.o., Panenské Břežany, 2 Odolena Voda, ocenasek.vuk@volny.cz Abstrakt egováním několika desetin procenta Sc do slitin hliníku se získávají specifické vlastnosti. Mezi příznivé dopady tohoto prvku patří zvýšení pevnosti, antirekrystalizační účinek a z technologických vlastností je to zlepšení svařitelnosti. Tyto příznivé účinky jsou způsobeny fází Al 3 Sc. Účinek Sc se zvyšuje legováním zirkonia, protože fáze Al 3 (Sc x Zr (1-x) ) je stabilní do vyšších teplot než fáze Al 3 Sc. Příspěvek je věnován účinku Sc a Zr na změny struktury a vlastností u slitiny 1. Jsou uvedeny výsledky porovnání slitiny AA82 s 0,20% Sc a 0,10% Zr a slitiny bez těchto legůr. Světelnou mikroskopií, měřením konduktivity a tvrdosti je sledován vliv Sc a Zr na změny struktury a vlastností v litém stavu, po vysokoteplotním homogenizačním žíhání a po rozpouštěcím žíhání. Abstract Special properties can be achieved by adding a few tenths of the percent of scandium to aluminium alloys. Increased strength and resistance to recrystallization together with improved weldability are among the desired impacts of this element. The favourable effect of Sc is due to Al 3 Sc precipitates. Addition of zirconium intensifies the effect of Sc due to the improved thermal stability of Al 3 (Sc x Zr (1-x) ) precipitates. The paper deals with the effect of Sc and Zr on the microstructure and properties of the alloy 1 AA82. The alloys without and with additions of 0,20% Sc and 0,10% Zr are compared. The effect of Sc and Zr on microstructure and properties is investigated by light microscopy, measurement of electrical conductivity and hardness. Specimens taken from the as-cast material, material subjected to high-temperature annealing and solutionising, are analysed. 1. ÚVOD Při sledování vlivu Sc a Zr na vlastnosti hliníkových slitin jsou v poslední době předmětem zájmu zejména nevytvrzovatelné slitiny řady 5xxx [1,2,3,4,5,6,7,8], vytvrzovatelné slitiny řady 7xxx [5,9], slitiny legované lithiem [5,10] a slitiny typu Al-Mn [11,12]. Méně pozornosti bylo zatím věnováno slitinám řady 6xxx, u kterých zatím provedené práce nedaly jednoznačné výsledky [5]. U slitin, které se precipitačně vytvrzují, je tepelné zpracování založeno na ohřevu na relativně vysokou teplotu (buď separátní rozpouštěcí žíhání a nebo ochlazení z teploty tváření) a následné přirozené nebo umělé stárnutí. Ve srovnání se slitinami typu Al-Mg je tím struktura vystavena vysoké teplotě, při které dochází ke zhrubnutí fáze obsahující Sc. Vytvrzení touto fází je proto u vytvrzovatelných slitin omezené. Hlavní přínos lze od fází obsahující Sc a Zr očekávat v oblasti jejich antirekrystalizačního účinku, případně při dosažení jemnozrnné struktury. Vzhledem k tomu, že u výrobků z těchto slitin 1

2 (výlisky, výkovky) je častým problémem výskyt hrubě rekrystalizovaných vrstev, je možný příznivý účinek Sc a Zr na potlačení rekrystalizace lákavý. Protože u vytvrzovatelných slitin se střední a vysokou pevností je v technologickém postupu před lisováním, kováním či válcováním obvykle zařazeno vysokoteplotní homogenizační žíhání a na závěr vždy závěrečné tepelné zpracování (které může a nemusí zahrnovat separátní rozpouštěcí žíhání), je nezbytné znát účinek vysoké teploty na litou strukturu. Ta může výrazným způsobem nevratně ovlivnit fáze obsahující Sc a Zr. Proto je v tomto příspěvku věnována pozornost struktuře litého stavu se zaměřením na vliv homogenizačního a rozpouštěcího žíhání na rozpad tuhého roztoku vytvrzujících prvků včetně Sc. Tvářeným strukturám a vlivu deformace a tepelně mechanického zpracování na vytvrzovací procesy budou věnovány další experimentální práce. 2. EXPERIMENTÁNÍ MATERIÁ Program experimentálních prací byl založen na porovnání dvou taveb slitiny AA82. Jedna tavba (tavba A) byla standardní normovaná slitina AA82 (EN AW-AlSi1MgMn), druhá tavba (tavba B) byla obohacena 0,20 hm.%sc a 0,11hm.%Zr. Chemické složení obou taveb je uvedeno v Tabulce1. Tabulka 1 Chemické složení experimentálního materiálu Table 1 Chemical composition of investigated alloys Slitina Označení Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Sc Zr AA82, 0,7 0,4 0,6 AW-AlSi1MgMn EN ,3 0,5 0,1 1,0 1,2 0,25 0, AlSi1MgMn Tavba A 0,94 0,21 0,099 0,79 0,89 0,15 0,19 <0,0005 0,0015 AlSi1MgMnScZr Tavba B 0, 0,19 0,089 0,72 0,81 0,12 0,16 0,20 0,11 Pro vlastní tavby byla vyrobena předslitina Al2Sc a použita standardní předslitina Al10Zr. Obě tavby byly odlity ve vakuové peci do desek o rozměru 1 x 40 x 2. Slitiny byly porovnány jak v litém a homogenizovaném stavu, tak ve stavu po rozpouštěcím žíhání. Homogenizace proběhla při 540 C/7hod. s pomalým ochlazováním v peci (s rychlostí ochlazování menší než C/hod.). Teplota rozpouštěcího žíhání byla 530 C. Struktura byla hodnocena světelnou mikroskopií, změny v průběhu izochronního žíhání byly sledovány tvrdostí HV10 a měřením konduktivity metodou vířivých proudů. Izochronní žíhání proběhlo v režimu 30 C/30 v intervalu teplot od 90 do 0 C. Po vyjmutí z pece byly vzorky vždy ochlazeny ve vodě. V případě variant, kdy byly vzorky před izochronním žíháním podrobeny rozpouštěcímu ohřevu následovalo izochronní žíhání do 1 hodiny po ochlazení ve vodě. Celkem tak bylo při izochronním žíhání hodnoceno 8 stavů, t.j. 2 slitiny, 4 stavy struktury (litý a homogenizovaný, oba stavy po rozpouštěcím žíhání a bez něho). Pro zjednodušení popisu jednotlivých variant v dalším zpracování výsledků bylo použito následujícího označení velkými písmeny. - litý stav, H - homogenizace, - rozpouštěcí žíhání a pro sledované slitiny bylo použito zkráceného značení (tavba A), resp. (tavba B). 3. VÝSEDKY A JEJICH DISKUSE 3.1 Struktura litého stavu Struktura litého stavu obou sledovaných slitin je uvedena na Obr.1 až 4. Z analýzy struktury vyplynulo, že slitina legovaná Sc a Zr má v litém stavu jemnější zrno a menší výskyt pórovitosti (Obr.1 a 2). Rovněž rozdělení eutektických fází ukazuje na jemnozrnnější 2

3 META 2006 strukturu slitiny legované Sc a Zr (obr.3 a 4). Menší velikost licího zrna u slitiny legované Sc a Zr může být způsobena nejen těmito legujícími prvky ale může souviset i s podmínkami chladnutí, které mohou být u každé tavby mírně odlišné. Obr.1 Struktura zrn v litém stavu, tavba A Fig.1 Grain structure of the cast alloy A Obr.2 Struktura zrn v litém stavu, tavba B Fig.2 Grain structure of the cast alloy B Obr.3 Struktura fází v litém stavu, tavba A Obr.4 Struktura fází v litém stavu, tavba B Fig.3 Eutectic phases in the as-cast structure, Fig.4 Eutectic phases in the as-cast structure, alloy A alloy B 3.2 Měření tvrdosti a konduktivity Počáteční hodnoty, které charakterizují výchozí stav materiálu jsou uvedeny pro obě slitiny a jednotlivé výchozí stavy v Tabulce 1. Hodnoty tvrdosti i konduktivity ve výchozích stavech pro izochronní žíhání uvedené v této tabulce ukazují na významný vliv jak homogenizace, tak rozpouštěcího žíhání. Nejvyšší tvrdost ve výchozím litém stavu je způsobena precipitací, která vedla k částečnému vytvrzení, ale současně nízká konduktivita svědčí o tom, že zůstává ještě určité množství legujících prvků v tuhém roztoku. Homogenizace litého stavu s pomalým chladnutím v peci vede u obou slitin k přestárnutí a tím k výraznému poklesu tvrdosti a zvýšení konduktivity. Nízká tvrdost a vyšší konduktivita v obou stavech po rozpouštěcím žíhání (ve srovnání s litým stavem) jsou v souladu s tím, že vytvrzující legující prvky jsou převážně v tuhém roztoku. Velký rozdíl mezi konduktivitou v litém stavu a ve stavech po rozpouštěcím žíhání je způsoben tím, že homogenizace i rozpouštěcí žíhání vedou k výraznému ochuzení tuhého roztoku o prvky, které se při rozpouštěcím žíhání znovu nedostanou do tuhého roztoku a zůstavají ve stabilních fázích (Fe, Mn, Sc, Si). Z pohledu porovnání obou slitin ve výchozích stavech se ukazuje, že slitina legovaná Sc a Zr má kromě 3

4 stavu po homogenizaci a rozpouštěcím žíhání vždy vyšší tvrdost a nižší konduktivitu než slitina bez těchto legůr. Rozdíly v konduktivitě jsou však malé a pohybují se na hranici významnosti a mohou být ovlivněny nehomogenitou struktury a chybou měření. Rozdíly mezi slitinami v litém stavu mohou být rovněž ovlivněny odlišnými podmínkami chladnutí. Tabulka 1 Tvrdost a konduktivita výchozích stavů pro izochronní žíhání sledovaných taveb Table 1 Hardness and electrical conductivity in different starting conditions for isochronal annealing of analysed alloys Slitina (tavba A) (tavba B) Stav / Vlastnost HV10 [1] γ [m.ohm/mm 2 ] HV10 [1] γ [m.ohm/mm 2 ] 66,9 17,8,8 18,1 +H 51,1 26,9 56,1 25,7 52,2 23,5 51,5 23,0 + 54,6 22,8 58,1 21,4 -litý, H-homogenizace, -rozpouštěcí žíhání Výsledky měření tvrdosti HV10 a konduktivity, které mapují průběh izochronního žíhání, jsou graficky zpracovány pro obě slitiny na obr.5 až 8. Je zde velmi dobře patrný výrazný vliv výchozího stavu materiálu, což je spojeno se stavem rozpadu tuhého roztoku ve výchozím stavu. Ten je diskutován v předchozím odstavci a kvantifikován hodnotami tvrdosti a konduktivity v Tabulce 1. Množství legujících prvků v tuhém roztoku ve výchozím stavu určuje průběh precipitace během žíhání a tím určuje i pozorované změny tvrdosti a konduktivity. Stavy po rozpouštěcím žíhání (+ a ) vykazují maximum tvrdosti při teplotě 210 C. Toto maximum tvrdosti však není spojeno (v obou stavech u obou slitin) s žádným extrémem konduktivity. Maximálních změn konduktivity u stavů po rozpouštěcím žíhání je dosaženo až při 2 C, t.j. v oblasti teplot, kdy jsou obě slitiny z hlediska zpevnění již přestárnuté. Stavy lité a homogenizované, u nichž je obsah prvků v tuhém roztoku nízký, nebo téměř žádný (po homogenizaci a pozvolném chladnutí) jsou změny tvrdosti při izochronním žíhání nevýrazné. U litého stavu je pozorováno nevýrazné maximum tvrdosti při 2 C. To může souviset jak s precipitací fáze Mg 2 Si, tak s precipitací fází obsahující Sc a Zr. Největší změny konduktivity v průběhu izochronního žíhání jsou pozorovány u litého stavu, kdy se až do 3 C prakticky konduktivita nemění a prudce vzrůstá až nad touto teplotou. Maxima konduktivity je dosaženo při 4 C. Vzrůst konduktivity v intervalu teplot 3 až 4 C je spojen s ochuzováním tuhého roztoku o Mn a vytváření komplexních fází typu Al 15 Si 2 (Fe,Mn) 3. Nad teplotou 4 C dochází (u všech sledovaných stavů) k rozpouštění vytvrzující fáze Mg 2 Si a tím k poklesu konduktivity. Komplexní fáze obsahující Mn, Fe a Si se již nerozpouští. Při zařazení rozpouštěcího žíhání nebo homogenizace u litého stavu je množství této komplexní intermetalické fáze úměrné době na teplotě a zvyšuje podle toho i konduktivitu výchozího stavu (obr.7 a 8). 3.3 Diskuse výsledků Z výsledků izochronního žíhání vyplynulo, že Sc a Zr se v systému Al-Mg-Si s největší pravděpodobností ovlivňují vytvrzování systému Al-Mg-Si. Zatímco u sytému Al-Mg prvky Sc a Zr netvoří s Mg žádnou fázi [5,8] a fáze Al 3 (Sc x Zr (1-x) ) přispívá ke zpevnění a příznivě ovlivňuje další vlastnosti těchto slitin, u sledovaného typu slitiny AA82 tomu tak zřejmě 4

5 H Obr.5 Změny tvrdosti v průběhu izochronního žíhání sledovaných variant slitiny (tavba A) Fig.5 Isochronal annealing curves of the evolution of hardness in alloy for different starting conditions H Obr.6 Změny tvrdosti v průběhu izochronního žíhání sledovaných variant slitiny (tavba B) Fig.6 Isochronal annealing curves of the evolution of hardness in alloy for different starting conditions Konduktivita /m.ohm/mm 2 / H Obr.7 Změny konduktivity v průběhu izochronního žíhání sledovaných variant slitiny (tavba A) Fig.7 Isochronal annealing curves of the evolution of electrical conductivity in alloy for different starting conditions Konduktivita /m.ohm/mm 2 / H Obr.8 Změny konduktivity v průběhu izochronního žíhání sledovaných variant slitiny (tavba B) Fig.8 Isochronal annealing curves of the evolution of electrical conductivity in alloy for different starting conditions není. Výsledky svědčí o tom, že u obou porovnávaných slitin probíhají precipitační procesy jiným způsobem, a to jak v lité sruktuře, tak ve struktuře po homogenizačním a rozpouštěcím žíhání. Z průběhu křivek tvrdosti stavů po rozpouštěcím žíhání vyplývá (Obr.5 a 6), že slitina legovaná Sc a Zr má maxima tvrdosti u obou stavů nižší, než slitina bez Sc a Zr. Rozdíly ve změnách tvrdosti obou slitin v průběhu izochronního žíhání jsou patrné i z Obr.9 a 10, kde 5

6 jsou porovnány obě slitiny křivkami tvrdosti pouze v litém stavu a ve stavu po homogenizaci a rozpouštěcím žíhání. Průběh izochronních křivek ukazuje na to, že precipitační procesy probíhají v lité struktuře obou slitin jinak ve třech teplotních intervalech, a to do 1 C, od 1 do 300 C a nad 300 C. V krajních intervalech jsou tvrdosti slitiny legované Sc a Zr vyšší než u slitiny bez těchto prvků, v prostředním intervalu jsou hodnoty tvrdosti obou slitin buď stejné nebo menší. Zajímávé rozdíly jsou zejména při teplotách nad 300 C. Výrazný vzrůst tvrdosti u lité struktury kolem teploty 4 C svádí k domněnce, že se jedná o artefakt. Toto lokální zvýšení tvrdosti však bylo potvrzeno opakovaným experimentem. Při zařazení homogenizačního a rozpouštěcího žíhání však toto lokální maximum vymizí Z výsledků tak nepřímo vyplývá, že Sc a Zr ovlivňují precipitační proces hlavní vytvrzující fáze Mg 2 Si. Rozpad tuhého roztoku systému Al-Mg-Si je tedy ovlivněn legováním Sc a Zr a tyto prvky s největší pravděpodobností váží Si do fází, které nejsou významným přínosem ke zpevnění. Způsob precipitace legůr Sc a Zr a jejich vliv na zpevnění je nutné objasnit dalšími experimenty zaměřenými na vliv vysoké teploty rozpouštěcího žíhání a homogenizace na litou strukturu, a je nutné provést ve vybraných stavech identifikací fází pomocí TEM itý stav Obr.9 Změny konduktivity v průběhu izochronního žíhání porovnávaných slitin litého stavu Fig.9 Isochronal annealing curves of the evolution of hardness in and alloys for the as-cast condition Obr.10 Změny konduktivity v průběhu izochronního žíhání porovnávaných slitin po homogenizaci a rozpouštěcím žíhání litého stavu Fig.10 Isochronal annealing curves of the evolution of hardness in and cast alloys heat treated after homogenisation and solutionising 4. ZÁVĚRY Výsledky hodnocení vlivu homogenizace a rozpouštěcího žíhání na litou strukturu slitin a pomocí izochronního žíhání lze shrnout do těchto bodů: 1) Změny konduktivity v průběhu izochronního žíhání u obou slitin všech stavů odrážejí změny, které probíhají při rozpadu tuhého roztoku a jsou dobře korelovány se změnami tvrdosti. ité stavy mají ve srovnáni se stavy po rozpouštěcím žíhání výrazně menší obsah legujících prvků v tuhém roztoku, což se projevuje menšími změnami konduktivity v oblasti teplot kolem 200 C, kdy dochází k intenzivní precipitaci vedoucí ke zpevnění. 6

7 2) U litého stavu slitiny legované Sc a Zr dochází v oblasti teplot kolem 4 C k lokálnímu zvýšení tvrdosti. Toto zvýšení je pravděpodobně spojeno s precipitací fáze obsahující Sc a Zr. Při zařazení homogenizace nebo rozpouštěcího žíhání toto lokální zvýšení tvrdosti zmizí. 3) Po rozpouštěcím žíhání je u homogenizovaného materiálu u obou slitin maximum tvrdosti v oblasti teplot 200 C vyšší než u materiálu litého (bez homogenizace). Slitina bez Sc a Zr má však v oblasti maximálního vytvrzení fází Mg 2 Si ostřejší a vyšší maximum než slitina legovaná Sc a Zr. Prvky Sc a Zr tak ovlivňují rozpad tuhého roztoku, při kterém dochází ke zhoršení vytvrzujícího účinku hlavními legujícími prvky Mg a Si. 4) Pro přesné zjištění vlivu Sc a Zr na rozpad tuhého roztoku systému Al-Mg-Si je nutné provést další experimenty včetně identifikace fází pomocí TEM. Poděkování: Výsledky uvedené v tomto příspěvku byly získány při řešení projektu Ekocentrum aplikovaného výzkumu neželezných kovů č.1m podporovaného Ministerstvem školství mládeže a tělovýchovy ITERATURA [1] V.G.DAVYDOV, V.I.YEAGIN, V.V.ZAKHAROV, Y.A.FIATOV.: On Prospects of Application of New 015 High-Strength Weldable Al-Mg-Sc Alloy in Aircraft Industry, Mat.Sci.Forum, Vols , (1996),pp [2] A.I.BEJAJEV AT A.: Metallovedenije aluminia i jego splavov, Moskva, METAURGIJA, 1983, 268 [3] M.E.DRITS,.S.TOPOROVA, Y.G.BYKOV, F..GUSCHINA, V.I.YEAGIN, Z.A.FIATOV.: Russ.Met.(USSR)No.1,(1983),1 [4] Y.W.RIDDE, H.G.PARIS, T.H.SANDERS.: Control of Recrystallization in Al-Mg-Sc- Zr Alloys, Proc. of ICAA-6, Toyohashi, Japan, 1179 [5].S.TOROPOVA, D.G.ESKIN, M..KHARAKTEROVA, V.DOBATKINA.:Advanced Aluminum Alloys Containing Scandium, Gordon and Breach Science Publishers, 1998, [6] V.OČENÁŠEK, M.SÁMOVÁ.: II.Mezinárodní konference AUMINIUM 2001, Děčín- Střelnice, ,259 [7] V.OČENÁŠEK, M.SÁMOVÁ.: 19.dny tepelného zpracování s mezinárodní účastí, Brno, ,235 [8] V.OČENÁŠEK, M.SÁMOVÁ.: III.Mezinárodní konference AUMINIUM 2003, Děčín-Střelnice, ,216 [9] O.N.SENKOV, R.B.BHAT, S.V.SENKOVA, J.TAATOVICH.: Proc.of the 9th Int.Conf. on Aluminium Alloys, 2004, Brisbane Australia, 1 [10] J.N.FRIDYANDER, N.I.KOOBNEV,O.E.GRUSHKO,.M.SHEVEEVA,.B.KHOKHATOVA, W.S.MIER, P.D.COUCH.: Alloying Components Optimization of Weldable Al-i-Mg Alloy, Mat.Sci.Forum, Vols , (1996), pp [11] J.ROYSET, Y.W.RIDDE.: Proc.of the 9th Int.Conf. on Aluminium Alloys, 2004, Brisbane Australia, 1210 [12] B.FORBORD, H.HAEM, K.MARTHINSEN.: Proc.of the 9th Int.Conf. on Aluminium Alloys, 2004, Brisbane Australia,