Механизм формирования конечной дислокационной структуры литых алюминиевых сплавов

Для литых алюминиевых поликристаллических сплавов наибольшее значение имеют, по-видимому, следующие механизмы образования дислокаций:

• 1) за счет концентрационных напряжений, обусловленных внутрикристаллитной ликвацией легирующих элементов;
• 2) под действием термических и усадочных напряжений;
• 3) в результате захлопывания вакансионных дисков;
• 4) за счет межфазных напряжений у частиц избыточных фаз;

5) при срастании дендритных ветвей, разориентированных одна относительно другой.

В большинстве экспериментальных работ по дислокационной структуре литых алюминиевых сплавов результаты трактуются исходя из теории концентрационных напряжений. Идея механизма состоит в том, что при наличии градиента концентраций, неизбежно возникающего при неравновесной кристаллизации твердого раствора, и достаточной разницы в атомных радиусах растворителя и растворенного элемента последовательно затвердевающие слои твердого раствора имеют различные периоды решетки и «у поверхности раздела этих слоев должны существовать или дислокации, или напряженные области» [9].

Судя по экспериментальным данным, механизм образования дислокаций в монокристаллах за счет концентрационных напряжений из-за ликвации примесей вносит существенный вклад в общую плотность дислокаций.

Предсказываемое теорией В. Тиллера повышение плотности дислокаций с увеличением концентрации растворимой добавки качественно наблюдается только в системе А1—Mg, однако и здесь абсолютные значения расчетной и экспериментальной плотности дислокаций различаются очень сильно.

Таким образом, в литых алюминиевых сплавах концентрационные напряжения не являются главной причиной образования дислокаций. Большинство из них должно зарождаться по другим механизмам. Этот вывод относится только к поликристаллам. Наблюдаемые при изменении состава монокристаллов различия в плотности дислокаций (10⁶—10⁸ см^-2) в принципе вполне могут быть обусловлены разницей в концентрационных напряжениях.

Второй возможный механизм зарождения дислокаций связан с наличием термических и усадочных напряжений в процессе кристаллизации и последующего охлаждения. Очевидно, что если их величина превысит предел упругости сплава (очень низкий при высоких температурах), то произойдет пластическая деформация и появятся новые дислокации. По имеющимся расчетным данным, плотность дислокаций, возникающих под действием термических напряжений, при выращивании монокристаллов не превышает 10⁵ см~². В крупных слитках, где термические напряжения могут быть весьма значительными, следует ожидать более высокой плотности дислокаций, образовавшихся под их влиянием.

Напряжения, возникающие при кристаллизации и охлаждении слитков и отливок в результате затрудненной усадки, часто приводят к разрушению — образованию горячих и холодных трещин. Этому разрушению в алюминиевых сплавах может предшествовать пластическая деформация относительно мягкого, особенно при высоких температурах, алюминиевого раствора с образованием и размножением дислокаций.

Разница в величине термических и усадочных напряжений в исследованных отливках из сплавов разного состава, кристаллизовавшихся в аналогичных условиях, была, по-видимому, незначительна — она могла возникнуть только из-за разницы в составах. При изменении условий кристаллизации, в частности скорости охлаждения, эта разница должна была возрасти. Однако, как показано выше, существенных различий в плотности дислокаций и здесь не возникает (следует напомнить, что лабораторные отливки имели небольшие размеры и простую цилиндрическую форму, так что даже при быстром охлаждении большие термические и усадочные напряжения не должны были возникнуть).

Для усиления разницы в величине термических и усадочных напряжений и оценки их вклада в общую плотность дислокаций, наблюдаемых в конечной структуре отливки после охлаждения, были проведены специальные опыты.

Поликристаллический алюминий (99,99%) и сплав А1 — 2,2 ат. % Си отливали в двутавровую графитовую форму с одной подвижной головкой, где они кристаллизовались в условиях свободной и затрудненной усадки (для затруднения усадки к подвижной головке подвешивали гири разной массы). Однако даже в условиях максимального затруднения усадки (усадочное напряжение около 1 МПа) плотность дислокаций возрастала незначительно. Например, в алюминии она увеличилась с (5,3 ± 0,8) • 10⁸ до (7,3 ± 0,5) • 10⁸ см~² при максимальном затруднении усадки. Вблизи трещины, полученной при затрудненной усадке сплава А1 — 2,2 ат. % Си, плотность дислокаций оказалась практически такой же, как и вдали от нее.

Для получения разного уровня термических напряжений образцы из сплавов А1 — 0,6 ат. % Мп и А1 — 0,6 ат. % Си охлаждали после 1 ч гомогенизации при 0,9Т_ПЛ в воде и с печью.

Плотность дислокаций во всех сплавах при этом изменялась незначительно: например, в сплаве А1 — 0,6 ат. % Мп — от (7,8 ± 0,5) • 10⁸ в случае быстрого до (4,4 ± 0,3) х х 10⁸ см^-2 в случае медленного охлаждения.

Были также проведены эксперименты, в которых после охлаждения с одной скоростью (У_охл = 0,5 К/с) в интервале кристаллизации отливки от температуры солидуса закаливали в воде (У_охл = 16 К/с) или очень медленно охлаждали с печью (У_охл = 0,1 К/с). В первом случае у сплава А1 — 2,2 ат. % Си плотность дислокаций р = (1 ± 0,5) • 10⁹, во втором случае р = (0,2 ± 0,02) • 10⁹ см^-2. При этом следует иметь в виду, что уменьшение почти на три порядка скорости охлаждения ниже температуры солидуса не только снизило уровень термических напряжений, но и обеспечило заметное совершенствование дислокационной структуры, в результате которого и могло произойти снижение плотности дислокаций.

Таким образом, даже резко различные условия кристаллизации и последующего охлаждения заметно не влияют на конечную плотность дислокаций из-за разных термических и усадочных напряжений. Это подтверждается также сравнением плотности дислокаций в различных алюминиевых сплавах, полученных в лабораторных и промышленных условиях (в виде слитков разного размера, фасонных отливок, сварных швов). Во всех случаях р = 10⁹ см^-2.

Известно, что дискообразные скопления вакансий по достижении критического размера «захлопываются» и в результате образуются дислокационные петли. За фронтом кристаллизации всегда имеется определенное пересыщение вакансиями, которые могут образовывать скопления, а при дальнейшем достаточно быстром охлаждении — дислокационные петли.

При десятикратном пересыщении вакансиями максимальная плотность дислокаций (при отсутствии других стоков вакансий), образующихся по этому механизму, не превышает 10⁶ см^-2, этот механизм даже в чистых металлах работает только при закалке. В сплавах же растворенные атомы, связывая вакансии в комплексы, уменьшают концентрацию свободных вакансий, а значит, и плотность образующихся по вакансионному механизму дислокаций. Например, повышение содержания магния в алюминиевом твердом растворе от 1,12 до 8,2 ат. % уменьшает наблюдаемую после закалки плотность дислокационных петель на три порядка. Если считать вакансионный механизм основным, то плотность дислокаций с увеличением легированности литых сплавов должна уменьшаться, в частности в системе А1—Mg. Однако, как уже отмечалось, плотность дислокаций в литых сплавах основных систем на основе алюминия практически не меняется, а в сплавах А1—Mg даже растет с увеличением концентрации магния.

Экспериментальные наблюдения показали также очень небольшое количество дислокационных петель в исследованных отливках даже после охлаждения с максимальными скоростями (гранулы, сварные швы). К тому же, как показано выше, скорость охлаждения вообще относительно слабо влияет на плотность дислокаций, в то время как вакансионный механизм предполагает существенное увеличение числа дислокаций при переходе от малых скоростей охлаждения к большим. Это противоречие сохранится, если использовать представления о возникновении новых дислокационных петель при относительно низком пересыщении вакансиями, в результате действия источников Бардина — Херринга. В этом случае число образующихся дислокаций тоже, в конечном счете, определяется избытком неравновесных вакансий, который должен зависеть от скорости охлаждения.

На основе изложенных соображений можно сделать вывод, что в исследованном диапазоне скоростей охлаждения роль вакансионного механизма в образовании дислокаций при кристаллизации и последующем охлаждении незначительна. Наличие разного количества вакансий сказывается, по-видимому, в основном на легкости переползания дислокаций в процессе перестройки дислокационной структуры.

Существование в сплавах частиц избыточных фаз может вызвать в процессе охлаждения отливки возникновение упругих напряжений на межфазной поверхности из-за разного термического сжатия частиц и матрицы и разницы в их упругих константах. Эти напряжения могут превзойти предел упругости матрицы и привести к генерированию дислокационных петель. Такой механизм был положен в основу разработанного под руководством М. П. Хенкина способа уменьшения внутренних напряжений и повышения релаксационной стойкости отливок из алюминиевых сплавов за счет термоциклической стабилизирующей обработки.

Однако при кристаллизации и охлаждении действие этого механизма, судя по всему, малоэффективно. В противном случае наблюдалась бы закономерная разница в плотности дислокаций в сплавах с малым и большим количеством частиц избыточных фаз. На самом деле такая разница отсутствует.

Дислокации могут возникнуть из-за разницы температур соседних дендритных ветвей. Возникающие при их срастании «дилатационные» напряжения могут привести, по расчетам авторов, к образованию дислокаций, плотность которых, однако, не превышает 10⁶ см~². Экспериментальная оценка эффективности этого механизма не проводилась, и она в принципе крайне затруднительна.

При дендритной форме роста движение расплава, давление малопрочных и пластичных ветвей дендрита друг на друга могут вызвать их изгиб, и при срастании ветвей даже одного порядка они окажутся разориентированными одна относительно другой, а в местах срастания тогда неизбежно возникновение дислокаций.

Специально проведенные эксперименты показали, что угол разориентировки ячеек остается практически неизменным при переходе от закалки в воде к охлаждению вместе с печью от температуры солидуса после кристаллизации с одной скоростью. Однако и эти результаты не являются прямым доказательством того, что измеряемые при комнатной температуре углы разориентировки на границах дендритных ячеек были точно такими же в момент срастания дендритных ветвей, так как полигонизационные процессы могут успеть в какой-то степени пройти даже в процессе быстрого охлаждения при закалке. Тем не менее совокупность полученных данных дает основание предполагать, что большинство наблюдаемых в отливках дислокаций образуется именно во время срастания дендритных ветвей. Другие механизмы также вызывают образование дислокаций при кристаллизации, но, как минимум, на один-два порядка меньше по количеству. При охлаждении ниже температуры солидуса хотя и происходит существенная перестройка дислокационной структуры, общее количество дислокаций уже меняется относительно слабо, так что порядок величины р остается неизменным.

Тип конечной дислокационной структуры литых сплавов, по-видимому, определяется поведением дислокаций уже после окончания кристаллизации. В этом смысле вполне понятно совершенствование субструктуры по мере замедления охлаждения в твердом состоянии. Однако связь типа дислокационной структуры с составом литых сплавов остается необъясненной.

Например, формирование субзеренной структуры в сплавах с повышенным содержанием магния свидетельствует о легкости протекания в них полигонизации. Однако ответить на вопрос, почему это происходит, пока однозначно не удается. Сведения о влиянии магния на возврат алюминия при деформации и последеформационном отжиге весьма противоречивы.

При температурах ниже температуры неравновесного солидуса технический алюминий и большинство промышленных алюминиевых сплавов располагаются по составу в двухи многофазных областях фазовых диаграмм. При этом из-за уменьшения предельной растворимости легирующих элементов в алюминии по мере понижения температуры образовавшийся при неравновесной кристаллизации первичный алюминиевый раствор, особенно периферийные слои дендритов, обогащенные основными легирующими элементами, оказывается пересыщенным. В результате в процессе охлаждения отливок и слитков ниже солидуса может идти распад этого пересыщенного раствора с образованием вторичных выделений избыточных фаз, которые являются важным элементом субструктуры.

При медленном охлаждении (со скоростями меньше 10¹ К/с) продукты распада фиксируются уже при увеличениях светового микроскопа. Такая картина обычно наблюдается в массивных (особенно кристаллизовавшихся в песчаных формах) отливках и слитках большого диаметра. При больших скоростях охлаждения вторичные выделения в световом микроскопе не выявляются, хотя естественно предположить, что распад может проходить и в каком-то диапазоне этих больших скоростей. Для прямого выявления дисперсных продуктов распада твердого раствора в литых сплавах требуется электронная микроскопия. Ниже приведены результаты электронно-микродифракционных наблюдений вторичных выделений в литых алюминиевых сплавах разного состава после кристаллизации и охлаждения с разными скоростями. Основные задачи этих исследований — оценить предельные скорости охлаждения, при которых наблюдается образование вторичных выделений в сплавах на базе разных систем и разного состава, а также сравнить полноту распада алюминиевого раствора в разных сплавах при одинаковых условиях охлаждения в сопоставлении с приростом прочности после старения без закалки. Эти задачи актуальны, в частности, для выбора перспективных базовых систем и добавок для разработки высокопрочных литейных алюминиевых сплавов.

В двойных промышленных сплавах систем А1—Си и А1—Mg дисперсные вторичные выделения с линейными размерами меньше 0,1 мкм начинают фиксироваться электронно-микроскопически при скоростях охлаждения в интервале кристаллизации порядка 10¹ К/с. При этом они располагаются на дислокациях в периферийных областях дендритных ячеек. По мере замедления охлаждения наблюдается естественное огрубление вторичных выделений и увеличение их объемной доли.

Например, в сплаве АМгб после охлаждения со скоростью 1,25 К/с линейный размер выделений, идентифицированных по микроэлектронограммам как равновесная (3-фаза, достиг 0,6 мкм. Скорость охлаждения ниже солидуса была меньше, но она не всегда измерялась, и поэтому здесь дается значение скорости охлаждения в интервале кристаллизации. Чем она была больше, тем быстрее шло охлаждение и после окончания кристаллизации. Следует подчеркнуть, что во всех этих образцах распад алюминиевого раствора в световом микроскопе не выявлялся.

Сплавы системы А1—Mg—Zn считаются самозакаливающимися. При этом имеется в виду, что их механические свойства после закалки и старения мало зависят от скорости охлаждения при закалке, а свойства сварного соединения после старения без закалки близки к свойствам основного материала после полной термической обработки. Для отливок способность к самозакалке также очень важна, поскольку в принципе позволяет получать высокие прочностные свойства в результате термической обработки по режиму Т1 (старение без закалки).

Как показали электронно-микроскопические исследования, способность сплавов системы А1—Mg—Zn самозакаливаться при охлаждении после кристаллизации сильно зависит от содержания основных легирующих элементов (магния и цинка) и добавок, в основном переходных металлов, вводимых в эти сплавы для улучшения механических, технологических и коррозионных свойств.

В тройном сплаве с 4% Zn и 2% Mg, а также в слитках диаметром 92 мм промышленных сплавов 1911 и 1925 с таким же содержанием магния и цинка при скоростях охлаждения 8 К/с распад алюминиевого раствора не наблюдается. Однако в более легированном сплаве с 4% Mg и 3,5% Zn и тем более в многокомпонентных сплавах на основе этой композиции первые признаки распада фиксируются при тех же скоростях, что и в сплавах систем А1—Си и А1—Mg. Более того, если сравнивать полноту распада (наличие и число вторичных выделений, их размеры и состав) после охлаждения с разными скоростями, то она больше в алюминийцинкмагниевых сплавах.

Были проведены специальные эксперименты с отливками из сплавов разных систем. Каждый сплав охлаждали в интервале кристаллизации с четырьмя скоростями: 2,7; 9,5; 20 и 67 К/с.

Электронно-микроскопический анализ отливок в литом состоянии показал, что вторичные выделения в двойных сплавах с 5% Си и 10% Mg, а также в промышленных сплавах этих систем (АМ5, АМгЮч) образуются только после охлаждения с минимальной скоростью (2,7 К/с). В тройном сплаве А1 — 4% Zn — 2% Mg они имеются уже и при большей скорости охлаждения (9,5 К/с), а в сплаве А1 — 4% Mg — 3,5% Zn и промышленных сплавах — при еще больших скоростях (20 и даже 67 К/с, например в сплаве АЛ24М). Казалось бы, это прямо противоречит общепринятым представлениям о максимальной самозакаливаемости сплавов системы А1—Zn—Mg. Однако прирост прочностных свойств отливок из этих сплавов после старения без закалки, несмотря на меньшую устойчивость алюминиевого раствора, значительно больше, чем у сплавов систем А1—Mg и А1—Си с примерно такой же относительной легированностью твердого раствора (отношение концентрации легирующих элементов в нем к предельной их концентрации при температуре закалки).

Таким образом, склонность к самозакалке отливок из сплавов разных систем, оцениваемая по эффекту упрочнения в результате старения без закалки, может быть никак не связана со способностью к самозакалке с позиций устойчивости алюминиевого твердого раствора. По-видимому, главным фактором, определяющим прирост прочности при старении литых сплавов, являются природа, количество и морфология продуктов распада алюминиевого раствора, а его легированность имеет второстепенное значение. Именно поэтому сплавы системы А1—Zn—Mg значительно сильнее упрочняются при старении после литья, чем сплавы других систем.

Если сравнить сплавы на базе одной системы, но разного состава, то здесь имеется прямая корреляция между устойчивостью алюминиевого раствора и эффектом упрочнения в результате старения без закалки.

После травления микрошлифов сплавов системы А1—Zn—Mg в реактиве Келлера на периферии дендритных ячеек в световом микроскопе выявляются зоны повышенной травимости, довольно строго соответствующие, как показал электронномикроскопический анализ, микрообъемам, в которых имеются продукты распада алюминиевого раствора по магнию и цинку. Поэтому по объемной доле зон повышенной травимости, которая легко определяется металлографически, можно судить о полноте распада алюминиевого раствора при охлаждении отливок ниже солидуса.