Фрагментация и сфероидизация фаз кристаллизационного происхождения

Процесс растворения избыточных фаз кристаллизационного происхождения сопровождается не только уменьшением их объемной доли в структуре, но и изменением морфологии. Особенно важное практическое значение имеет изменение формы кристаллов избыточных фаз, лишь незначительно и частично растворяющихся в (А1) при гомогенизации.

В литых силуминах эвтектический кремний внутри каждой колонии представляет собой монокристалл сложной формы. В процессе изотермической выдержки перед закалкой такой монокристалл разделяется на множество относительно мелких кристаллов, каждый из которых стремится принять сферическую форму. С увеличением времени выдержки степень приближения к сферической форме растет и одновременно наблюдается процесс коагуляции — укрупнение кремниевых частиц.

Процессы фрагментации, коагуляции и сфероидизации, как и растворение, связаны с диффузией и протекают тем быстрее и полнее, чем больше растворимость и диффузионная подвижность атомов элементов, образующих избыточные фазы, в алюминиевом растворе. Как показывает металлографический анализ, склонность к заметному изменению своей морфологии при высокотемпературном нагреве после литья проявляют многие избыточные фазы (в основном эвтектического происхождения), образующиеся в алюминиевых сплавах: Mg₂Si, Al₈Fe₂Si, Al₃Ni и др.

Для сплавов с большим количеством эвтектики, прежде всего силуминов, процессы, заканчивающиеся сфероидизацией частиц эвтектических фаз, являются важнейшими при гомогенизационном отжиге. Почти все избыточные фазы в алюминиевых сплавах являются хрупкими, поэтому они снижают показатели пластичности, вязкости разрушения, сопротивления усталости и других структурночувствительных свойств. Степень их вредного влияния в значительной мере зависит от морфологии. Наиболее предпочтительной для свойств формой является глобулярная, но поскольку получить такую форму частиц в литом состоянии удается очень редко, используют сфероидизирующую термообработку. В большинстве случаев она совмещена с гомогенизационным отжигом. При этом следует иметь в виду, что для получения наилучшего эффекта целесообразно проводить сфероидизирующий отжиг вблизи равновесного солидуса, в том числе используя двухступенчатый нагрев (1-я ступень — ниже неравновесного солидуса; 2-я ступень — ниже равновесного солидуса). Для большинства промышленных литейных сплавов температура равновесного солидуса составляет 500—550 °С, поэтому температура второй ступени не может превышать указанный диапазон.

Интенсивность процессов фрагментации эвтектических непрерывных кристаллов и последующей сфероидизации зависит от дисперсности исходной литой структуры: чем меньше размер ветвей кристаллов избыточной фазы внутри эвтектической колонии, тем быстрее будут проходить эти процессы при отжиге. В частности, в силуминах, изготовленных литьем в кокиль, можно получить почти сферические частицы кремниевой фазы. В медленно охлажденных земляных отливках тех же силуминов морфология частиц (Si) при отжиге меняется незначительно.

В принципе можно добиться сфероидизации практически всех эвтектических фаз, в том числе и Fe-содержащих, если они образуют при кристаллизации тонко-дифференцированные колонии. Частицы фаз, содержащие малорастворимые в (А1) элементы и имеющие иглообразную морфологию, как правило, остаются неизменными по форме даже после длительных нагревов вблизи равновесного солидуса и при малой толщине игл (порядка 1 мкм). Поэтому использование сфероидизирующей термообработки для устранения их вредного влияния не дает никакого эффекта. Примером могут служить частицы фазы Al₅FeSi, резко снижающие механические свойства силуминов.

В массивных отливках, для которых характерны малые скорости охлаждения (V_c = lO² -ь 1(Н К/с), никаких заметных изменений морфологии избыточных фаз, включая эвтектические и первичные частицы, не наблюдается даже при длительных отжигах вблизи температуры солидуса, что связано с крупными размерами частиц. Для относительно тонкостенных отливок, полученных литьем в металлические формы (У_с = = 10° -г 10² К/с), степень изменений, связанных с избыточными фазами, зависит от дисперсности литой структуры и температуры отжига.

Следует отметить, что неспособность частиц с пластинчатой морфологией (иглообразной в плоскости шлифа) к фрагментации и сфероидизации при нагреве, вероятно, связана с наличием гладких поверхностей. В пользу этого говорят данные, полученные для направленно закристаллизованного эвтектического сплава А1 — 6% Ni, из которых следует, что гладкие пластины фазы Al₃Ni имеют устойчивость к нагреву вплоть до 600 °C, но при наличии искривлений наблюдается резкое снижение термической стабильности структуры, что приводит к фрагментации пластин и формированию глобулярных включений. В случае тонкодифференцированного строения эвтектических колоний (в частности, (Al) + Al₃Ni), которое может быть достигнуто в отливках, интенсивные процессы фрагментации и сфероидизации протекают уже при 450—500 °С за 1—3 ч.

Термодинамическим стимулом протекания процессов формоизменения частиц избыточных фаз при нагреве является стремление к минимуму энергии системы (F), которая в случае равновесных фаз состоит в основном из двух составляющих: поверхностной (F_s) и упругой (F_e). Тонкодифференцированным колониям эвтектики, имеющим большую межфазную поверхность, соответствуют высокие значения F_s. Поэтому протекание процессов фрагментации и сфероидизации, в результате которых формируются относительно крупные глобулярные частицы, термодинамически оправдано. В случае гладких пластин или игл снижение F_s при переходе к глобулярным включениям может быть меньшим, чем повышение F_& что препятствует процессам формоизменения. Кроме того, сфероидизация пластинчатых и игольчатых частиц может быть затруднена из-за анизотропии поверхностной межфазной энергии, когда сопряжение железосодержащей фазы и (А1) по определенным кристаллографическим плоскостям энергетически более выгодно, чем формирование компактных частиц в алюминиевой матрице. Сказанное подтверждается данными по влиянию термообработки на структуру сплавов системы А1—Fe—Si с фазами Al₅FeSi (тонкие пластины) и Al₈Fe₂Si (тонкоразветвленные скелеты в литом состоянии).

Структурные особенности процессов фрагментации и сфероидизации в рассматриваемых эвтектических сплавах изучали методом прицельной съемки с поверхности шлифа после разного времени выдержки при нагреве в обычной муфельной печи. Структуру изучали и фотографировали в растровом электронном микроскопе JSM-35CF при увеличениях до х20 000, используя режим отраженных электронов. При условии ровной поверхности предварительная сравнительная оценка структурных изменений на поверхности шлифа и внутри него не выявила существенных отличий. В основном шлифы готовили электрополировкой, поскольку этот метод позволяет добиться гораздо лучшего качества поверхности по сравнению с механической полировкой и соответственно фиксировать более мелкие детали структуры. В ряде случаев составы исследованных сплавов выбирали таким образом, чтобы в структуре присутствовало юо небольшое количество первичных кристаллов Fe-содержащих фаз. Это облегчало поиск выбранного места для прицельной съемки и делало более удобным сравнение микрофотографий.

Основным элементом литой структуры всех исследованных сплавов являются эвтектические колонии, состоящие из (А1) и соответствующих Fe-содержащих фаз. Изучение структуры данных сплавов в просвечивающем и сканирующем электронных микроскопах выявило непрерывность (монокристальность в пределах одной эвтектической колонии) Fe-содержащих фаз, которые имеют характерное дендритное строение с различной разветвленностью.

Наилучшей морфологией (по влиянию на механические свойства) среди исследованных эвтектических фаз обладает фаза Al₈Fe₂Si с сечением дендритных ветвей 0,5—2 мкм. В связи с этим для изучения процессов фрагментации был выбран сплав А1 — 2,8% Fe — 2,5% Si.

На микрофотографиях этого сплава, полученных методом прицельной съемки, можно увидеть участки, в которых начинается фрагментация фазы Al₈Fe₂Si. Деление ветвей этой фазы при 550 °C начинается уже при минимальной выдержке (0,5 ч), при этом морфология первых фрагментов еще далека от глобулярной, т. е. можно считать, что на этой стадии процесс сфероидизации только начинается. Как и следовало ожидать, в первую очередь происходит деление дендритных ветвей в тонких местах с повышенной кривизной, т. е. в центральной части колоний. Прямые и периферийные участки ветвей наиболее стабильны, первые — из-за малой кривизны, а вторые — из-за большей толщины.

При увеличении времени нагрева фрагментация охватывает больший объем эвтектических кристаллов Fe-содержащих фаз и параллельно идет сфероидизация образовавшихся фрагментов, после чего происходит коалесценция, т. е. рост одних частиц за счет других. Следует отметить протекания этих процессов в разных кристаллах, поэтому качественная сравнительная оценка степени формоизменения в зависимости от времени нагрева требует просмотра достаточно большого количества участков шлифа. Для количественной интегральной оценки можно использовать два параметра: удельную межфазную поверхность (S) и число частиц (сечений частиц) на единицу площади (N). Оба этих параметра можно определить по микрофотографиям методом линейного анализа. Первый параметр предпочтительнее, поскольку при его определении морфология кристаллов Fe-содержащих фаз не играет роли, что важно на начальных стадиях фрагментации, так как на шлифе очень трудно отличить сечения глобулярных частиц от сечений не фрагментированных дендритных ветвей. С большей вероятностью можно говорить о том, что морфология фаз внутри образца меняется примерно так же, как и на поверхности. Это подтверждается сравнением значений S и N, определенных как без переполировки, так и с ней.

Экспериментальное определение значения S в сплаве А1 — 1,7% Fe — 1,7% Ni показало, что увеличение выдержки при 600 °C до 8 ч приводит к снижению S до (0,7 -s- 0,8)S₀ (рис. 3.12). В течение первого часа нагрева интенсивно проходят процессы фрагментации Fe-содержащих фаз и соответственно на зависимости S — т наблюдается максимум (примерно 1,2S₀). Со временем значение S уменьшается из-за коалесценции частиц. Наибольшие изменения происходят в течение второго часа отжига, в дальнейшем процесс идет с малой интенсивностью, так как по мере увеличения среднего размера частиц их скорость роста замедляется. Сфероидизация частиц выявляется уже после минимальной выдержки (0,5 ч). Можно заметить, что значение длины диффузионного пути X при температурах 550—600 °С значительно больше толщины ветвей дендритов, что позволяет активно протекать процессам формоизменения. При 500 °C значение коэффициента диффузии относительно невелико, поэтому за время выдержки до 8 ч при данной температуре успевает пройти лишь фрагментация в относительно тонких местах.

Рис. 3.12. Зависимость удельной межфазной поверхности (S) от времени нагрева при 600 °C в сплаве AI — 1,7% Fe — 1,7% Ni.