Остання редакція: 2026-05-31
Тези доповіді
Ливарні алюмінієві сплави системи Al–Cu–Mn (зокрема сплав АМ5) [1] є давно відомими матеріалами для аерокосмічної галузі та використовуються з середини ХХ століття. У сучасних умовах актуальність роботи зумовлена не стільки пошуком альтернатив, скільки необхідністю подальшого підвищення термічної стабільності структури, опору укрупненню фаз та збереження механічних властивостей за підвищених температур експлуатації. Однак, механічні властивості таких сплавів критично залежать від еволюції інтерметалідних фаз, які формуються під час кристалізації та наступної гомогенізації, гартування та штучного старіння [2].
У зв’язку із зростанням потреб у легких матеріалах, алюмінієві сплави отримали широке застосування в автомобільній, аерокосмічній, військовій та інших галузях завдяки своїм найкращим властивостям, таким як низька густина і висока питома міцність [3]. Однак, високоміцні алюмінієві сплави, використовуються у промисловості тільки за низьких температур (нижче 150 °C), не відповідаючи сучасним промисловим вимогам до розробки жаростійких і високоміцних алюмінієвих сплавів з температурою експлуатації від 300 °C до 400 °C [4]. До типових жаростійких ливарних алюмінієвих сплавів відносяться сплави системи Al-Si-Cu-Ni-Mg та Al-Cu-Mn, які використовуються у виробництві автомобільних деталей двигунів внутрішнього згоряння, наприклад, поршнів [4, 5].
Перспективним є сплав системи Al-Cu-Mn, який характеризується підвищеною міцністю, завдяки поліпшенню його механічних властивостей після термічного оброблення з дисперсійним зміцненням. Ефективність термічного оброблення алюмінієвих сплавів визначається кінетикою мікроструктурних змін, які корелюють із температурно-часовими параметрами цього процесу. Найбільш технологічно значущим для промислового сектору є режим Т5, який базується на послідовній реалізації гомогенізації під гартування, швидкого охолодження та штучного старіння [6].
Останнім часом підвищення механічних властивостей алюмінієвих сплавів відбувається за рахунок утворення двох різних груп інтерметалідів α-Al(Mn,Fe)Si розміром 50-70 нм та Al3(Sc,Zr) розміром 6-8 нм, які сприяють підвищенню механічних характеристик сплаву AA3004 з додаванням Sc і Zr [7-10].
Висока вартість та дефіцитність скандію зумовлюють необхідність формування зміцнювальних фаз в алюмінієвих сплавах через прецизійну оптимізацію хімічного складу та застосування раціональних режимів термічного оброблення для досягнення необхідного рівня експлуатаційних характеристик.
Одним із найефективніших методів керування структурою є мікролегування та модифікування перехідними металами, зокрема цирконієм. Додавання Zr дає змогу формувати дисперсні фази Al3Zr, які мають ізоморфну до алюмінію ґратницю та стають додатковими центрами кристалізації [4].
Проблемою залишається відсутність чітких рекомендацій щодо вибору джерела цирконію та оптимізації режимів термічного оброблення для сплаву АМ5, які надали б можливість повністю реалізувати потенціал дисперсійного зміцнення без використання коштовних елементів в умовах складного легування.
Метою роботи є встановлення впливу цирконію на структуроутворення та фазовий склад алюмінієвих сплавів АМ5 і АК8М3.
У роботі досліджено процес легування алюмінію марки А8 шляхом термічного розпаду та насичення розплаву з тетрафториду цирконію в кількості до 1,8 % від загальної маси металевої шихти за ізотермічної витримки з температурою 750 °C.
Процеси взаємодії тетрафториду цирконію з алюмінієм у високотемпературній області є типовими прикладами металотермічного відновлення, які супроводжуються утворенням інтерметалідних фаз типу Al3Zr. Після оброблення тетрафторидом цирконію хімічний склад отриманого сплаву становив %: Al –99,04; Zr – 0,93.
За температури ізотермічного витримування 750 °C створюються умови для повної активації реакції відновлення Zr4+ до металевого цирконію з подальшим фазоутворенням.
Процес відбувається за стадійний характером фазоутворення: відбувається дисоціація тетрафториду цирконію, електрохімічно еквівалентне відновлення цирконію, формування фториду алюмінію як побічного продукту, розчинення цирконію у розплаві та подальше зародження інтерметалідної фази Al3Zr. Визначальною є стадія дифузійного перерозподілу цирконію, яка контролює морфологію та дисперсність частинок Al3Zr.
Інтерметалідна фаза Al3Zr., що виділяється у вигляді первинних частинок та дисперсних вкраплень, виступає центром гетерогенного зародкоутворення α-Al, що забезпечує подрібнення зерна, структурну стабілізацію та підвищення термічної стійкості сплаву.
Крім того, відбувається дисперсійне зміцнення (інтерметаліди Al3Zr перешкоджають руху дислокацій), відбувається зменшення розміру зерна, що загалом сприяє термічній стабілізації структури за рахунок низької дифузійної рухливості цирконію у твердому розчині.
Комплекс фізико-хімічних і структурних перетворень свідчить про ефективність даного методу як інструменту керування експлуатаційними властивостями алюмінієвих сплавів.
Досліджено вплив тетрафториду цирконію у кількості 1,1 % від загальної маси шихти на структуру сплавів АМ5 та АК8М3.
Після оброблення тетрафторидом цирконію хімічний склад сплаву АМ5 становив %: Al 93,92; Ti 0,42; Mn 0,77; Cu 4,52; Zr 0,38, сплаву АК8М3: Al 84,66; Cu 4,32; Zr 0,42; Mn 0,75; Si 8,96; Fe 0,89.
У мікроструктурі сплаву АМ5 формується евтектична фаза за межами зерен твердого розчину у вигляді суміші L ⇆ α-Al + Al2Cu (рис. 1, табл. 1). Для ливарного алюмінієвого сплаву АК8М3, який належить до системи Al–Si–Cu, характерним є формування структури за участю первинного твердого розчину α-Al та евтектики типу α-Al + Si, що визначає базову морфологію литої структури.
Рисунок 1. Електронно-мікроскопічні зображення мікроструктури сплаву АМ5 після введення тетрафториду цирконію в кількості 1,1 % мас
Таблиця 1. Локальний хімічний склад сплаву АМ5 після введення тетрафториду цирконію
Спектр
Хімічний елемент, % мас.
Al
Zr
Mn
Cu
Fe
інші елементи
1
93,77
–
0,89
5,25
0,09
–
2
43,69
54,23
0,19
1,46
0,25
0,18
3
18,89
–
3,54
65,58
11,85
0,14
Обмежений вміст магнію (до 0,45 % мас.) у досліджуваному сплаві АК8М3 (рис. 2, табл. 2). нівелює можливість формування автономної евтектики α-Al+Mg2Si, характерної для систем Al–Mg–Si, що зумовлює його переважну участь у фазоутворенні другорядних багатокомпонентних інтерметалідів та дисперсійному зміцненні під час термічного оброблення без домінуантного впливу на кінетику кристалізації, яка визначається взаємодією в підсистемах Al–Si та Al–Cu і узгоджується з літературними даними [11].
а
б
Рисунок 2. Електронно-мікроскопічні зображення мікроструктури сплаву АК8М3 (а) та після введення тетрафториду цирконію 1,1 % мас. (б)
Таблиця 2. Локальний хімічний склад сплаву АК8М3 модифікованого тетрафторидом цирконію
Спектр
Хімічний елемент, % мас.
Al
Mg
Zn
Mn
Cu
Si
Ti
Zr
Fe
30
89,71
2,65
5,37
0,66
0,38
0,7
0
–
0,52
31
82,86
3,42
4,38
–
0,54
7,68
0,23
–
0,89
32
72,12
1,35
2,83
4,87
–
0,21
–
0,44
18,17
33
81,17
3,19
9,11
1,45
0,42
0,56
0,22
–
3,87
Використання фтористих солей цирконію для легування дає змогу уникнути забруднення розплаву залізом (Fe), що неодноразово трапляється під час використання лігатур. Ізотермічна витримка за температури 750 °C забезпечує достатню швидкість реакції та рівномірний розподіл продуктів розпаду солі в об'ємі розплаву.
У сплаві АМ5 утворюється евтектика по межах зерен L ⇆α-Al + Al2Cu (спектр 3, рис. 1) в той же час для сплаву АК8М3 – модифікування Zr фіксує наявність Ti/Zr на рівні 0,22–0,36 % мас., що підтверджує успішне засвоєння цирконію, який концентрується переважно в інтерметалідних фазах або на межах зерен.
Легування цирконієм через флюс призводить до утворення термічно стабільних інтеметалідів Al3Zr, які виступають центрами кристалізації та закріплюють межі зерен, що сприяє структурному модифікуванню сплавів. Це супроводжується подрібненням зерен α-Al із 120 до 26 мкм.
Фізичні процеси, які відбуваються під час модифікування алюмінієвих сплавів цирконієм у кількості 0,6 % мас., мають комплексний характер і охоплюють стадії від розчинення реагенту до формування кінцевої мікроструктури. Введення цирконію у сплав сприяє утворенню центрів кристалізації. За наявності кремнію (як у сплаві АК8М3) цирконій формує складну фазу (спектр 32, рис. 2). Кристали цієї фази мають високу структурну відповідність з α-Al, що дає змогу зернам алюмінію зароджуватися безпосередньо на їхній поверхні. Експериментально підтверджено наявність цих частинок саме в центрах зерен α-Al, що свідчить про їх функцію як первинних інокулянтів.
Сформовані інтерметаліди виконують подвійну функцію: на стадії первинної кристалізації вони можуть виступати гетерогенними центрами зародження α-Al, підвищуючи щільність зародків, а по-друге, на стадії твердого стану чинять гальмівний вплив на міграцію меж зерен і субзерен (механізм Zener pinning), створюючи протидіючий тиск на рух меж. У сукупності це призводить до пригнічення росту зерен і стабілізації дрібнозернистої структури.
Таким чином, легування цирконієм реалізує ефект структурного легування, що проявляється у значному подрібненні зерен твердого розчину α-Al.
Блокування руху дислокацій новоутвореними дисперсними частинками зумовлює суттєве зміцнення досліджуваних систем, підвищуючи твердість модифікованого сплаву АМ5 до 95 HRF, а АК8М3 – до 97 HRF. Порівняльний аналіз показників за шкалою Роквелла підтверджує закономірну перевагу сплаву системи Al–Si–Cu (АК8М3) над АМ5 як у вихідному (85 HRF проти 84 HRF), так і в легованому цирконієм стані.
Дана тенденція зумовлена синергетичним ефектом зміцнення алюмінієвої матриці інтерметалідами Al2Cu та Al3Zr і забезпечує додаткову структурну стабільність алюмінієвих сплавів, що підтверджує ефективність обраної системи легування для отримання високоміцних виливків.
У сплаві АК8М3 такі інтерметаліди змінюють умови кристалізації залізовмісних та марганцевих фаз. Додатково Zr може входити до складу складних фаз (спектр 32, рис. 2), змінюючи їх морфологію з грубих голчастих на більш компактні форми. Цирконій не викликає повної модифікації евтектики L ⇆ α-Al + Mg2Si, залишаючи її переважно розеткоподібною, але подрібнює власні евтектичні колонії.
Отже, встановлено, що за вмісту 0,6 % мас. Zr досягається оптимальний баланс між процесами фазоутворення та легування. У сплаві АМ5 цирконій переважно витрачається на формування інтерметалідної фази Al3Zr. Водночас у сплаві АК8М3 частина цирконію бере участь у формуванні первинних центрів кристалізації, тоді як інша частина залишається у твердому розчині. Це сприяє подальшому дисперсійному зміцненню структури інтерметалідами, що забезпечує формування дрібнозернистої морфології та суттєве підвищення механічних характеристик матеріалу.
Подяки. Роботу виконано за фінансової підтримки Національного фонду досліджень України в рамках виконання проєкту «Розробка легованих та модифікованих литих алюмінієвих сплавів авіаційного призначення» 218/0020 від 01.08.2025 р.
Висновки:
1. Показано, що зміцнення сплавів АМ5 та АК8М3 тетрафторидом цирконію є ефективним механізмом підвищення механічних властивостей. Продемонстровано, що введення цирконію забезпечує формування бездендритної дрібнозернистої структури α-Al твердого розчину завдяки механізму гетерогенного зародкоутворення на первинних частинках Al3Zr та складних фазах.
2. Методом локального рентгеноспектрального аналізу встановлено, що у сплаві АК8М3 цирконій концентрується переважно у складних залізовмісних інтерметалідах α-Al15(FeMn)3Si2 (вміст Fe до 8,93 % мас., Zr до 0,47 % мас.) та прилеглих зонах матриці. Це сприяє трансформації крихких голчастих фаз заліза у більш компактні вкраплення, що покращує технологічні властивості виливків. Встановлено, що синергетична взаємодія Ti та Zr забезпечує ефективне подрібнення зерна алюмінієвої матриці, що у поєднанні зі зміною морфології залізовмісних фаз створює передумови для суттєвого підвищення міцнісних характеристик матеріалу.
Література:
1. Belov, N. A., Eskin, D. G., & Avxentieva, N. N. (2017). Multicomponent Phase Diagrams: Applications for Commercial Aluminum Alloys. Elsevier.
2. Pranav, K. J., Sibi, S. P., & Jana, P. P. (2025). Evolution of Fe-rich intermetallic phases in cast and wrought aluminium alloys: Microstructural insights and property correlations. Journal of Alloys and Compounds, 1042, Article 184101. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2024.184101
3. Guan, R. G., & Tie, D. (2017). A review on grain refinement of aluminum alloys: Progresses, challenges and prospects. Acta Metallurgica Sinica (English Letters), 30(5), 409–432. https://doi.org/10.1007/s40195-017-0565-8
4. Wang, F., Eskin, D. G., Connolley, T., & Mi, J. (2017). Influence of ultrasonic treatment on formation of primary Al3Zr in Al–0.4Zr alloy. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 27(5), 977–985.
5. А.Yu. Sezonenko, М.М. Petryshyn, А.А. Кolesnichenko, R.V. Lytvyn, І.V. Lukianenko, Ie.G. Byba, М.М. Yamshinskij, М.Yu. Barabash Features of structure and properties of Al-Si-Cu alloy produced by pressure casting // Results in Materials (2024). Vol. 21. 100539 https://doi.org/10.1016/j.rinma.2024.100539
6. Knipling, K. E., Dunand, D. C., & Seidman, D. N. (2007). Nucleation and precipitation strengthening in dilute Al-Ti and Al-Zr alloys. Metallurgical and Materials Transactions A, 38(10), 2552–2563.
7. Samuel, E.; Nabawy, A.M.; Samuel, A.M.; Doty, H.W.; Songmene, V.; Samuel, F.H. Effect of Zr and Ti Addition and Aging Treatment on the Microstructure and Tensile Properties of Al-2 % Cu-Based Alloys. Materials 2022, 15, 4511. https://doi.org/10.3390/ma15134511
8. Li, H., Bin, J., Liu, J., Gao, Z., & Lu, X. (2012). Precipitation evolution and coarsening resistance at 400°C of Al microalloyed with Zr and Er. Scripta Materialia, 67(1), 73–76. https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2012.03.026
9. Yin, Z., Pan, Q., Zhang, Y., & Jiang, F. (2000). Effect of minor Zr and Sc on microstructures and mechanical properties of Al-Mg-Li alloys. Materials Science and Engineering: A, 280(1), 151–155. https://doi.org/10.1016/S0921-5093(99)00682-6
10. Naplocha, K., & Kaczmar, J. W. (2007). Influence of Al3Zr and Al3Ti intermetallic phases on the structures and properties of aluminium magnesium alloys. Archives of Materials Science and Engineering, 28(1), 505–512.
11. The effect of Zr and Li on the microstructure of AlMg5Si2Mn-type casting alloys / V. Boyko, K. Mykhalenkov, A. Springer, O. Kessler. International Journal of Metalcasting. 2024. DOI: https://doi.org/10.1007/s40962-024-01374-w.