Закономерности формирования и особенности влияния тонкой структуры на свойства магниевого сплава нового поколения

Основным достоинством магниевых спла­вов является малый удельный вес. Плотность серийных магниевых сплавов в среднем состав­ляет всего 65-70 % от плотности промышлен­ных алюминиевых сплавов. Магниевые сплавы обладают и другими преимуществами: высокой удельной жесткостью, хорошими демпфирую­щими, усталостными характеристиками, в ряде случаев - технологичностью. Весовое преиму­щество сохраняется и для сплавов на основе магния, являющихся самими легкими конструк­ционными материалами.

К недостаткам, ограничивающим воз­можности более широкого применения маг­ниевых сплавов в качестве конструкционных материалов, относятся:

• невысокий уровень прочностных свойств при комнатной и при повышенной (до 200-300 °С) температурах;
• недостаточная коррозионная стой­кость;
• наличие анизотропии механических свойств в деформированных полуфабрикатах (для большинства высокопрочных деформи­руемых сплавов).

Известно, что с металловедческой точки зрения структура и фазовый состав сплава яв­ляются основным аргументом, в прямой зави­симости от которого находятся механические, технологические, коррозионные свойства, сва­риваемость, а также некоторые физические характеристики металлического материала. Создание мелкозернистой структуры и благо­приятного фазового состава - наиболее суще­ственные условия, служащие предпосылками для достижения высоких эксплуатационных характеристик конструкционных материалов. Фазовый состав и структура сплава, в свою очередь, формируются в зависимости от хи­мического состава и технологических факто­ров приготовления сплава. Последние годы все больший интерес вызывает возможность заметно улучшить характеристики магниевых сплавов и в значительной мере преодолеть их недостатки путем введения в определенных со­отношениях некоторых РЗЭ (редкоземельные элементы) в сочетании с известными легиру­ющими компонентами [1-7]. При соблюдении требуемых условий в структуре магниевого сплава формируются так называемые длинно­периодные фазы (long period stacking ordered phases - LPSO phases) [8-11].

В нашем институте разработаны и при­меняются в промышленности магниевые сплавы, содержащие РЗЭ. Наиболее перспек­тивным из них является новый сплав марки ВМД16 системы Mg-Zn-Zr-(РЗЭ), защищен­ный патентом РФ.

Работа выполнена в рамках реализации комплексного научного направления 8.4: Высо­копрочные коррозионностойкие свариваемые магниевые и литейные алюминиевые сплавы для изделий авиакосмической техники ново­го поколения («Стратегические направления развития материалов и технологий их перера­ботки на период до 2030 года») [1].

Целью настоящей работы явилось ис­следование закономерностей формирования и особенностей влияния тонкой структуры (в частности, LPSO-фаз) на свойства магни­евого сплава нового поколения марки ВМД16.

Слитки массой до 150 кг, 0 350 мм, изготовлены в опытно-промышленных усло­виях. После гомогенизации слитки отпрес­сованы в пруток 0 160 мм; из прутка изготов­лены мерные заготовки. Заготовки прокованы на гидравлическом прессе, и получены поков­ки размерами 40*190*310 мм и массой ~9 кг. Механические свойства определены по ГОСТ 1497 на приборе Instron; коррозионные свой­ства получены в соответствии с ГОСТ 9.913-90. Изучение структуры и фазового состава про­ведено на образцах¹, вырезанных из сплава в литом, гомогенизированном, деформирован­ном и термообработанном состояниях. Иссле­дования проведены с применением оптичес­кого инвертированного микроскопа DM IRM фирмы Leica; растрового электронного мик­роскопа JSM6490-LV с приставкой INCA450 для микрорентгеноспектрального анализа (МРСА). Фотографии при изучении образцов на растровом микроскопе получены при ис­пользовании режима СОМРО, обеспечива­ющем формирование изображений обратно отраженными электронами. Применен так­же просвечивающий электронный микро­скоп Tecnai G2 F20 S-TWIN TMP фирмы FEI. Для локального химического анализа струк­турных составляющих использовалась энер­годисперсионная приставка X-max 80^T фирмы Oxford.

При исследовании на оптическом мик­роскопе микроструктура сплавов, как легиро­ванных РЗЭ, так и без РЗЭ не имеет ярко вы­раженных отличий (рис. 1).

Особенности тонкой структуры и наличие LPSO-фаз были выявлены в спла­ве ВМД16 при углубленном исследовании на электронном просвечивающем микро­скопе при больших увеличениях от *30 000 до *300 000.

В деформированном состоянии (поковка) структура сплава ВМД16 характеризуется мел­ким зерном (<10 мкм). Особенностью фазового состава сплава является присутствие крупных фрагментов эвтектической составляющей (15­25 мкм), располагающихся обычно на стыке нескольких зерен (рис. 2а).

Границы зерен декорированы цепочкой наночастиц интерметаллических фаз (рис. 1б). Другой особенностью сплава, не свойственной обычным магниевым сплавам, является на­личие субзеренной ячеистой структуры в де­формированном состоянии. Средний размер ячеек составляет 200-500 нм (рис. 2б).

Обнаружить наличие субзеренной наноразмерной структуры в сплаве стало возмож­ным только при исследовании на электронном растровом микроскопе при увеличении >15 000.

При более полном исследовании на растровом микроскопе фрагментов эвтек­тической составляющей отчетливо видны две основные области в каждом фрагменте эвтек­тической составляющей.

Более темная область представляет собой твердый раствор на основе магния с повышенной концентрацией Zn и Y (рис. 3в, г). Слои светлой области - это твердый раствор на основе магния с высоким содержанием La, Nd.

Это подтверждается результатами качес­твенного микрорентгеноспектрального анали­за (МРСА) каждой из двух областей фрагмента эвтектической составляющей (рис. 3а-г).

Путем профилирования через нанораз- мерные частицы интерметаллических фаз в сплаве ВМД16 и проведения МРСА иденти­фицированы характерные для сплавов систе­мы Mg-Zn-Zr циркониды цинка (Zr₃Zn₂ и фаза Лавеса ZrZn₂) (просвечивающая электронная микроскопия, рис. 4).

Наноразмерные частицы (50-70 мкм) цирконидов цинка располагаются, как показа­но выше (рис. 2а, б), по границам зерен.

Циркониды цинка могут встречаться и в объеме зерен. Кроме того, методом мик­рорентгеноспектрального фазового анализа (РФА) установлено наличие фазы Mg₁₂Nd, об­разующей яркие наноразмерные интерметал­лические частицы четкой геометрической фор­мы, вкрапленные во фрагменты эвтектической составляющей.

Систематические исследования на про­свечивающем микроскопе тонкой структуры сплава во всех технологических состояниях позволили установить наличие самоорганизу­ющихся LPSO-фаз.

Эти фазы выделяются в форме па­раллельных друг другу наноразмерных пластин (толщиной от 1,5 до 25-30 нм), пронизывающих объем каждого зер­на (рис. 5а-д). Наноразмерные пластины LPSO-фаз параллельны плоскости базиса (0001) в кристаллической ГПУ-решетке α-твердого раствора.

Результаты исследования тонкой струк­туры в литом, гомогенизированном, дефор­мированном и термообработанном состояни­ях доказали, что LPSO-фазы присутствуют в сплаве в любом состоянии (рис. 5а-д).

Формируется своего рода «сеть» из плас­тин LPSO-фаз, что должно дополнитель­но упрочнять микрообъем каждого зерна. При этом каждая пластина представляет со­бой как бы пакет, состоящий из определенно­го количества тонких слоев твердого раствора на основе магния, обогащенных легирующи­ми элементами - иттрием и цинком. Такое же строение свойственно и эвтектической состав­ляющей, содержащей, как ранее установлено, области разной концентрации твердого раство­ра (рис. 5в). Рентгеноспектральное профили­рование в поперечном направлении пластин LPSO-фаз позволило выявить характер рас­пределения элементов в периодических слоях пластин. На степень обогащения цинком и ит­трием влияют режимы как деформации, так и термообработки, что сказывается на толщине пластины LPSO-фазы.

После деформации наблюдается изме­нение толщины LPSO-пластин, как правило, за счет уменьшения количества слоев. Уста­новлено, что количество периодических слоев в LPSO-пластине существенно сокращается с 6-12 в литом и гомогенизированном состоя­ниях до 2-4 слоев в структуре сплава после де­формации и термической обработки (рис. 5г, д). Подобные изменения общего количества и со­держания элементов в слоях в LPSO-пластинах, скорее всего, можно объяснить диффузионны­ми процессами и перераспределением атомов Zn и Y в них под воздействием температуры и усилий деформации. Возможно частичное или полное растворение LPSO-пластин в про­цессе горячей деформации и их повторного выделения при охлаждении деформированно­го полуфабриката. Так как после деформации условия охлаждения и сама структура иные, чем после литья, то и формирование пластин LPSO-фаз имеет несколько иной характер. Рент­геноспектральное профилирование в попереч­ном направлении пластин позволяет более по­дробно выявить особенности распределения элементов в пластинах LPSO-фаз. Для литого состояния сплава содержание в LPSO-фазах цинка и иттрия составляет 10 и 7 % (атомн.) соответственно, а для гомогенизированного по оптимальному режиму состояния - 5-6 % (атомн.) цинка и ~ 4 % (атомн.) иттрия [8]. Пос­ле деформации содержание элементов (цинка и иттрия) в периодических слоях LPSO-пластин примерно такое же, как после оптимального ре­жима гомогенизации.

Таким образом, в зависимости от техно­логических условий (температуры, длитель­ности выдержки, усилий деформации и т. п.) в сплаве имеет место процесс перераспре­деления атомов упрочняющих легирующих элементов иттрия и цинка непосредственно между периодическими слоями в пластинах LPSO-фаз и самим α-твердым раствором. По­мимо частичного диспергирования структур­ных компонентов сплава при пластической деформации происходит миграция атомов ит­трия и цинка из периодических слоев пластин LPSO-фаз в основной α-твердый раствор.

При определенных условиях возможно перемещение атомов в обратном направле­нии: из α-твердого раствора в периодические слои пластин LPSO-фаз. Оптимальный ре­жим деформации и последующая термиче­ская обработка способствуют формированию периодических слоев в пластинах LPSO-фаз с содержанием иттрия в количестве 3,2-4,3 % (атомн.), а цинка 3,8-4,2 % (атомн.).

При этом отмечается повышение уров­ня механических свойств сплава. Следователь­но, изменения соотношения элементов иттрия и цинка в периодических слоях LPSO-фаз, происходящие на наноуровне под влиянием технологических параметров, наряду с други­ми факторами в итоге могут оказывать влияние на макроуровне, способствуя повышению харак­теристик сплава. Стабильность фазового состава сплава ВМД16 (вплоть до 500-520 °С), установ­ленная по результатам проведенного дифферен­циального термического анализа (ДТА), служит одной из причин высоких значений прочностных свойств при повышенных температурах (табл.).

По данным исследователей, коэффи­циент линейного термического расширения LPSO-фаз значительно меньше, чем у основ­ного α-твердого раствора. Таким образом, LPSO-фазы в отличие от основного α-твердого раствора обладают более высокой термоста­бильностью [6, 7].

В таблице сравнительных свойств по­ковок из сплава ВМД16 и сплавов-аналогов наглядно представлены преимущества нового сплава по всем изученным параметрам: проч­ностным, коррозионным свойствам, малой анизотропии механических свойств дефор­мированных полуфабрикатов, повышенному уровню прочности при высоких температурах испытания.

Обращает на себя внимание тот факт, что только в фазовом составе сплава ВМД16 установлено присутствие LPSO-фаз.

Преимущества разработанного сплава ВМД16 позволяют рекомендовать его в ка­честве материала для нагруженных деталей внутреннего набора планера, деталей системы управления (кронштейны, качалки, рычаги), для корпусных деталей, деталей в составе сис­темы внешней подвески (подкос), в изделиях авиационной и ракетно-космической отрасли.

Заключение

Результаты проведенного исследования влия­ния закономерностей формирования и особен­ностей тонкой структуры (в частности, LPSO- фаз) на свойства деформируемого магниевого сплава нового поколения марки ВМД16 позво­ляют констатировать, что значимая роль в по­вышении свойств магниевого деформируемого сплава ВМД16 принадлежит самоорганизу­ющимся термостабильным наноразмерным LPSO-фазам.

LPSO-фазы присутствуют в объеме прак­тически всех зерен сплава, могут формировать­ся в виде блоков в многослойных фрагментах эвтектической составляющей, представляя со­бой дополнительные наноразмерные упрочня­ющие элементы, хаотически ориентированные в материале. Эти структурные элементы пре­пятствуют движению дислокаций и замедляют разнонаправленные диффузионные процессы в сплаве, что также служит одной из причин снижения анизотропии механических харак­теристик и улучшения коррозионных свойств сплава ВМД16.