Структурно-фазовое состояние и свойства заэвтектического силумина, обработанного импульсным электронным пучком

Силумины относятся к классу материалов на основе алюминия, которые достаточно широко используются в авиакосмической промышленности. Силумин - сплав алюминия с кремнием. Данный сплав отличается низкой стоимостью, высокой коррозионной стойкостью, хорошими литейными свойствами. Диаграмма состояния системы Al-Si относится к эвтектическим. Различают доэвтектические (<12 вес.% Si), эвтектические (≈12 вес.% Si), заэвтектические (>12 вес.% Si) силумины. Структура заэвтектического силумина представлена эвтектикой, первичными зернами кремния и интерметаллидами на основе железа, алюминия и кремния. Заэвтектический силумин имеет ряд макро- и микродефектов, возникающих при отливке и кристаллизации сплава: поры и раковины, возникающие из-за высокого газонасыщения. Чаще всего эти недостатки устраняются либо использованием модифицирующих добавок, либо изменением метода отливки. На данный момент разрабатываются различные технологии отливки сплава, использующие интенсивное охлаждение [1], закалочное затвердевание [2], а также легирование [3–5]. Данные методы требуют дорогостоящих присадок; методы отливки имеют ограничения по форме и размеру.

Облучение силумина импульсным электронным пучком позволяет производить модификацию структуры и свойств поверхностного слоя без использования дорогостоящих присадок [6–8]. В ряде работ [9; 10], выполненных на силуминах эвтектического состава, показано, что при взаимодействии пучка электронов с поверхностью металлических материалов за счет сверхвысоких скоростей нагрева и охлаждения образуется многофазная структура нано- и субмикро-размерного диапазона. Это способствует повышению твердости и износостойкости, усталостной долговечности и многих других свойств материала.

Целью настоящей работы является обнаружение и анализ закономерностей преобразования структуры и свойств заэвтектического силумина, подвергнутого облучению интенсивным импульсным электронным пучком субмиллисекундной длительности воздействия.

Материал и методика исследования

В качестве материала исследования был использован силумин заэвтектического состава (Al-22 вес. % Si) в литом состоянии. Сплав готовили в лабораторной электрической печи сопротивления шахтного типа с карбидокремниевыми нагревателями в окрашенном тигле из нержавеющей стали. В качестве шихты использовали технически чистые алюминий А7 (ГОСТ 11069–2001 [11]) и кремний Кр0 (ГОСТ 2169–69 [12]). Сплав изготавливали без модифицирования и рафинирования жидкого металла. Технологический процесс приготовления сплава включал следующие основные операции: загрузка в печь и расплавление расчетного количества алюминия, введение навески кремния в жидкий алюминий (поэтапно) и его растворение, отстаивание расплава, снятие шлака, заливка. Температура приготовления расплава составляла 800–850 °С. Заливку расплава проводили в окрашенный огнеупорной краской холодный алюминиевый кокиль при температуре 820 °С. Для измерения температуры расплава использовали хромель-алюмелевую термопару (ХА) и потенциометр постоянного тока типа ПП (класс 0,5). Полученные отливки представляли собой прямоугольные пластины размером 55×120×20 мм (без учета прибыли), из которых вырезали образцы размерами 15×15×5 мм для обработки импульсным электронным пучком с целью анализа структурно-фазового состояния и свойств силумина. Облучение образцов интенсивным импульсным электронным пучком осуществляли на установке «СОЛО» [13]. Режим облучения: энергия ускоренных электронов 18 кэВ, плотность энергии пучка электронов 15–50 Дж/см2, частота следования импульсов 0,3 с–1, длительность воздействия пучка электронов 150 мкс, число импульсов облучения 3; облучение проводили в остаточной атмосфере аргона при давлении 0,02 Па. Режим облучения выбран согласно тепловым расчетам [14].

Образцы исследовали методами оптической (μVizo-MET-221), сканирующей (SEM-515 Philips) и просвечивающей (JEM-2100F) электронной микроскопии. Измерение микротвердости осуществляли на приборе ПМТ-3 при нагрузке на индентор 0,2 Н. Параметр износа и коэффициент трения определяли на трибометре TRIBOtechnic (условие сухого трения при комнатной температуре, контртело – шарик ШХ15 диаметром 6 мм, диаметр трека 4 мм, скорость вращения образца 2,5 см/с, нагрузка на индентор 10 Н, количество оборотов 8000).

Результаты исследования и их обсуждение

Структура исходного заэвтектического силумина является типичной для данной группы сплавов и характеризуется наличием первичных зерен кремния, размеры которых достигают 100 мкм, зерен эвтектики Al-Si и включений интерметаллидной фазы (рис. 1).

Рис. 1. Структура исходного заэвтектического силумина

Fig. 1. Structure of the initial hypereutectic silumin

Микрорентгеноспектральный анализ, выполненный методом «по точкам», выявил существенно неоднородное распределение элементного состава сплава. Выявлены зерна кремния (рис. 2, а , обозначены «1»), зерна эвтектики Al-Si (рис. 2, а , обозначены «2»), включения ин-терметаллидов различного элементного состава и формы (рис. 2, б ).

Облучение силумина импульсным электронным пучком приводит к существенному преобразованию структуры поверхностного слоя сплава. Представленные на рис. 3 электронно-микроскопические изображения иллюстрируют состояние поверхностного слоя сплава, облученного в режиме частичного (рис. 3, а , б) и полного (рис. 3, в , г ) растворения включений интерметаллидов и зерен кремния. Отчетливо видно, что во втором случае формируется однородная структура с размерами кристаллитов, изменяющимися в пределах единиц микрометров. Отметим, что облучение силумина импульсным электронным пучком в указанном диапазоне плотностей энергии не приводит к существенному изменению элементного состава поверхностного слоя; концентрация легирующих и примесных элементов изменяется в пределах ошибки измерения.

Рис. 2. Электронно-микроскопические изображения структуры силумина в литом состоянии ( а, в ); энергетические спектры ( б, г ), полученные с участков, обозначенных значком «+» и цифрой «1» ( а, в). В таблицах ( б , г) , показан элементный состав анализируемых участков силумина

Fig. 2. Electron microscopic images of the structure of silumin in the cast state ( a , в ); ( б , г ) show the energy spectra obtained from the areas indicated in ( a , в ) with a “+” and the number “1”. The tables given in ( б ) and ( г ) show the elemental composition of the analyzed sections of silumin

Структурно-фазовое состояние силумина на субмикро-наноразмерном уровне анализировали методами просвечивающей электронной микроскопии. Установлено, что импульсная электронно-пучковая обработка приводит к кардинальному преобразованию структуры поверхностного слоя силумина. Высокоскоростной режим нагрева, плавления, кристаллизации и охлаждения, реализующийся при облучении импульсным электронным пучком [15], приводит к формированию в поверхностном слое образцов структуры ячеистой кристаллизации (рис. 4). Размер ячеек кристаллизации изменяется в пределах от 200 до 650 нм. Толщина модифицированного слоя увеличивается с ростом плотности энергии пучка электронов и может достигать сотен микрометров. Вдоль границ ячеек кристаллизации располагаются включения второй фазы, формирующие (при плотности энергии пучка электронов до 30–35 Дж/см²) протяженные прослойки (рис. 4, а , б ) толщиной 30–85 нм. При больших значениях плотности энергии пучка электронов в поверхностном слое силумина на границах ячеек образуются частицы второй фазы округлой (глобулярной) формы (рис. 4, в , частицы указаны стрелками). Размеры таких частиц составляют 100–180 нм. Важно отметить, что при плотностях энергии пучка электронов, не превышающих 20 Дж/см², в поверхностном слое силумина, наряду с ячейками высокоскоростной кристаллизации, присутствуют первичные включения второй фазы, сформировавшиеся в материале при литье (рис. 4, а , включения обозначены цифрами 1 и 2). Размеры таких включений могут достигать десятки микрометров.

Рис. 3. Структура заэвтектического силумина, облученного импульсным электронным пучком (150 мкс, 0,3 с^–1, 3 имп): а , б – 15 Дж/см²; в , г – 50 Дж/см²

Fig. 3. Structure of hypereutectic silumin irradiated with a pulsed electron beam (150 μs, 0.3 s^–1, 3 impulses): a , б – 15 J/cm²; в , г – 50 J/cm²

Очевидно, что столь существенное преобразование структуры силумина, имеющее место при облучении импульсным электронным пучком, приведет к изменению механических и трибологических свойств материала. Действительно, исследования механических свойств, выполненные путем определения микротвердости, показали, что облучение силумина импульсным электронным пучком способствует упрочнению материала (рис. 5). Наилучший результат, обеспечивающий увеличение твердости образцов более чем в 5 раз по сравнению с литым состоянием, достигнут при облучении силумина электронным пучком с плотностью энергии пучка электронов 15 Дж/см2.

Анализ структуры и фазового состояния модифицированного слоя силумина дает основание заключить, что основными факторами, обеспечивающими выявленное кратное увеличение микротвердости образцов, является присутствие частично растворившихся включений кремния и интерметаллидов исходного состояния, а также формирование ячеек кристаллизации, повышающих прочность зерен алюминия и эвтектики Al-Si. Полное растворение исходных включений второй фазы сопровождается снижением микротвердости силумина.

Рис. 4. Электронно-микроскопическое изображение структуры поверхностного слоя образцов силумина, облученных импульсным электронным пучком (150 мкс, 0,3 с^–1, 3 имп.): а – 15 Дж/см²; б – 25 Дж/см², в – 40 Дж/см². На ( а ) цифрами обозначены включения второй фазы микронных размеров, образовавшиеся в процессе литья; на ( в ) стрелками указаны частицы второй фазы субмикронных размеров, образовавшиеся в результате облучения силумина электронным пучком. Просвечивающая электронная микроскопия

Fig. 4. Electron microscopic image of the structure of the surface layer of silumin samples irradiated with a pulsed electron beam (150 μs, 0.3 s^–1, 3 pulses): a - 15 J/cm²; б - 25 J/cm², в - 40 J/cm². On ( a ) the numbers indicate inclusions of the second phase of micron dimensions, formed during the casting process; in ( в ), arrows indicate the particles of the second phase of submicron sizes, formed as a result of irradiation of silumin with an electron beam. Transmission electron microscopy

О IO 20     30     40     50

Е$. Дж/см2

Рис. 5. Зависимость микротвердости силумина, облученного электронным пучком, от плотности энергии пучка электронов (150 мкс, 3 имп., 0,3 с–1)

Fig. 5. Dependence of the microhardness of silumin irradiated with an electron beam on the energy density of the electron beam (150 μs, 3 pulses, 0.3 s–1)

При этом микротвердость модифицированного слоя превышает микротвердость литого состояния более чем в 2 раза (рис. 5).

Облучение силумина сопровождается существенным преобразованием трибологических свойств материала. Установлено, что при увеличении плотности энергии пучка электронов происходит снижение износа (повышение износостойкости) (рис. 6, а ) и уменьшение коэффициента трения (рис. 6, б ). Основываясь на результатах структурно-фазового анализа силумина, рассмотренных выше, можно заключить, что увеличение износостойкости силумина обусловлено, во-первых, растворением зерен первичного кремния, являющегося хрупкой фазой, которая в процессе трения выкрашивается и приводит к дополнительному изнашиванию материала. Во-вторых, повторным выделением частиц второй фазы субмикро- наноразмерного диапазона. В-третьих, формированием структуры ячеистой кристаллизации, упрочняющей зерна алюминия и эвтектики Al-Si.

а                                          б

Рис. 6. Зависимость параметра износа ( а ) и коэффициента трения ( б ) силумина, облученного импульсным электронным пучком, от плотности энергии пучка электронов (150 мкс, 3 имп., 0,3 с^–1)

Fig. 6. Dependence of the wear parameter ( a ) and the friction coefficient ( б ) of a silumin irradiated with a pulsed electron beam on the energy density of the electron beam (150 μs, 3 pulses, 0.3 s^–1)

Тройные системы Al-Cu-Si, Al-Cu-Fe, Al-Fe-Si и Cu-Fe-Si

На основе литературных данных выполнен анализ особенностей строения тройных диаграмм систем Al-Cu-Si, Al-Cu-Fe, Al-Fe-Si и Cu-Fe-Si.

В тройной системе Al-Cu-Si внутри изотермического треугольника установлено существование только одного трехкомпонентного соединения на основе k -фазы (прототип Mg, символ Пирсона hP 2). В области медного угла образуется трехкомпонентный твердый раствор с широкой областью гомогенности на основе Cu(Al,Si) [16; 17]. Также в этой системе наблюдается существование с заметной по размерам областью гомогенности фазы на основе γ 1 -фазы (Cu₉Al₄), в которой хорошо растворяется третий компонент Si. Только на одной стороне изотермического треугольника Al-Cu на основе бинарных соединений происходит образование трехкомпонентных соединений с узкими областями гомогенности.

В работе [18] в тройной системе Al-Cu-Fe в области медного угла выявлено образование трехкомпонентного твердого раствора с широкой областью гомогенности на основе Cu(Al,Fe). Значительную площадь в изотермическом треугольнике занимает фаза β - Fe x Cu y Al z (CsCl, cP 8) (0 <  x < 1, 0 <  y < 1, 0,23 <  x < 0,7) [18; 19]. Также внутри изотермического треугольника установлено образование порядка шести трехкомпонентных соединений: Ψ -FeCu 2 Al 6 (прототип Mg 23 (Al,Zn) 49 , символ Пирсона cI 62), ω -FeCu 2 Al 7 (Al 7 Cu 2 Fe, tP 40), Ф-FeCu 10 Al 10 ( δ -Ni 2 Al, hP 5),

τ 2 -FeCu 2 Al 7 (Al 7 Cu 2 Fe, tP 40), τ 3 -FeCu 10 Al 7 (Al 7 Cu 2 Fe, tP 40), τ i -Fe 12,5 Cu 25,5 Al 62 (Mg 23 (Al,Zn) 49 , cI 62). Кроме того, на сторонах изотермического треугольника Al-Cu и Cu-Fe образуется до 9-ти соединений на основе бинарных соединений с маленькими областями гомогенности [18; 19].

На основе приведенных данных можно сделать вывод, что в трехкомпонентном твердом растворе с широкой областью гомогенности на основе Cu(Al,Si) должно происходить хорошее растворение четвертого компонента Fe.

В тройной системе Al-Fe-Si в области Fe угла изотермического треугольника наблюдается существование двух областей трехкомпонентного твердого раствора на основе разупорядочен-ной ОЦК решетки α -(Fe, Al, Si) и на основе разупорядоченной ГЦК решетки γ -(Fe, Al, Si) [20–22]. Двухкомпонентное соединение FeSi ( P 2 1 3, cP 8) хорошо растворяет третий компонент Al и в результате создается протяженная область гомогенности трехкомпонентного соединения FeSi 1 - х Al х . Характерным для этой системы внутри изотермического треугольника является образование порядка 10-ти интерметаллических трехкомпонентных соединений с узкими областями гомогенности: τ 1 /τ 1 , Fe 3 Al 2 Si 3 (Fe 3 Al 2 Si 3 , aP 16), τ 2 γ -Fe 2 Al 5 Si 2 ( mC *), τ 3 , Fe 5 Al 9 Si 5 (FeAl 2 Si, oC 128), τ 4 , δ -FeAl 3 Si 3 (PdGa 5 , tI 24), τ 5 , Fe 2 Al 7.4 Si (Fe 2 Al 7.4 Si, hP 245), τ 6 , β -Fe 2 Al 9 Si 2 (Fe 2 Al 9 Si 2 , C 2/ c ), τ 7 ,Fe 22 Al 40 Si 38 (Fe 2 Al 3 Si 3 , P 2 1 / c ), τ 8 , Fe 3 Al 2 Si 4 (Fe 3 Al 2 Si 4 , oC 36), τ 10 , Fe 5 Al 12 Si 3 (Mn 3 Al 10 , hP 26).

В тройной системе Cu-Fe-Si внутри изотермического треугольника не обнаружено трехкомпонентных интерметаллических соединений. Только в области Fe угла изотермического треугольника существует область трехкомпонентного твердого раствора на основе фазы α -(Fe,Cu,Si) [23].

Представленные данные показывают, что в результате высокоэнергетического воздействия в режиме высокоскоростного плавления в поверхностном слое исследуемого сплава возможно образование большого количества двойных, тройных (возможно и четырех компонентных) соединений на основе меди Cu(Al,Si,Fe).

Заключение

Показано, что облучение образцов заэвтектического силумина импульсным электронным пучком позволяет, в зависимости от плотности энергии пучка электронов, формировать в поверхностном слое структурно-фазовые состояния, размер кристаллитов которых может целенаправленно изменяться в пределах от десятков микрометров до десятков нанометров. Выявлен режим облучения (15 Дж/см2, 150 мкс, 0,3 с–1, 3 имп.), позволяющий многократно (более чем в 5 раз) повысить твердость модифицированного материала. Сделано заключение, основанное на структурно-фазовых исследованиях силумина, что условием кратного увеличения микротвердости образцов, является присутствие частично растворившихся включений кремния и ин-терметаллидов исходного состояния, а также формирование ячеек кристаллизации, повышающих прочность зерен алюминия и эвтектики Al-Si. Установлено, что увеличение плотности энергии пучка электронов в диапазоне 15–50 Дж/см2 (150 мкс, 0,3 с–1, 3 имп.) способствует повышению износостойкости и уменьшению коэффициента трения силумина, облученного импульсным электронным пучком. Это обусловлено, во-первых, растворением зерен первичного кремния, являющегося хрупкой фазой, которая в процессе трения выкрашивается и приводит к дополнительному изнашиванию материала. Во-вторых, повторным выделением частиц второй фазы субмикро-наноразмерного диапазона. В-третьих, формированием структуры ячеистой кристаллизации, упрочняющей зерна алюминия и эвтектики Al-Si.