Диаграмма состояния алюминий кремний магний. Диаграмма состояния системы алюминий – магний (Al-Mg). Обозначение некоторых состояний для деформируемых алюминиевых сплавов
К сплавам системы Al-Mg относится большая группа широко используемых в промышленности сплавов: АМг0,5; ; ; ; ; ; . Из них изготавливают почти все виды полуфабрикатов: листы, плиты, поковки, штамповки, прессованные изделия (прутки, профили, панели, трубы) и проволоку. Все сплавы рассматриваемой группы хорошо свариваются всеми видами сварки.
Полуфабрикаты из этих сплавов имеют относительно высокий уровень прочностных характеристик по сравнению с другими термически неупрочняемыми сплавами. Так, минимальные значения предела текучести для листового материала (толщина ~2 мм) в отожженном состоянии для указанного ряда сплавов соответственно равны 30, 40, 80, 100, 120,150 и 160 МПа. Временное сопротивление, как правило, в два раза выше предела текучести, что свидетельствует об относительно высокой пластичности этих сплавов. Однако они довольно быстро нагартовываются, что отрицательно влияет на их технологическую пластичность. Последняя значительно понижается с увеличением концентрации магния. Поэтому сплавы с содержанием магния более 4,5 % можно отнести к «полутвердым» и даже «твердым» сплавам.
Отрицательная роль повышенного содержания магния в большей степени проявляется при изготовлении прессованных изделий. Сплавы с высоким содержанием магния прессуются с низкими скоростями (в десятки раз меньшими, чем, например, некоторые сплавы системы Al-Zn-Mg или Al-Mg-Si), что существенно понижает производительность прессовых цехов. Производство катаных полуфабрикатов из сплава АМг6 - процесс трудоемкий. Поэтому в последнее время высоколегированные магналии стали заменять более технологичными сплавами, например, сплавами на основе системы Al-Zn-Mg (1935, 1915, 1911), которые значительно превосходят сплав АМг6 по прочностным свойствам (особенно по пределу текучести) и не уступают ему по многим коррозионным характеристикам.
Низколегированные магналии с содержанием магния до 3 % найдут еще более широкое применение вследствие их высокой коррозионой стойкости и пластичности. Согласно диаграмме состояния сплавов Al-Mg, при температуре эвтектики в алюминии растворяется 17,4 % Mg. При понижении температуры эта растворимость резко снижается и в области комнатных температур составляет примерно 1,4 %.
Таким образом, сплавы с большим содержанием магния в обычных условиях имеют пересыщение по этому элементу (зависящее от марки сплава), и, следовательно, в них должен проявляться эффект старения. Однако структурные изменения, протекающие в этих сплавах в процессе распада твердого раствора, практически не оказывают никакого влияния на уровень прочностных характеристик и в то же время резко изменяют коррозионную стойкость полуфабрикатов. Причина такого аномального поведения заключается в характере распада твердого раствора и фазовом составе выделений. Поскольку для сплавов Al-Mg верхняя температурная граница образования зон ГП (или критическая температура растворимости зон ГП - t K) значительно ниже комнатной температуры, то распад твердого раствора происходит по гетерогенному механизму с образованием переходной (В`) и равновесной (В-Mg 2 Al3) фаз. Эти выделения зарождаются гетерогенно на границах раздела (зерна, интерметаллидные частицы и т. п.), а также дислокациях и поэтому их вклад в процесс упрочнения невелик и полностью компенсируется степенью разупрочнения, обусловленного снижением концентрации магния в твердом растворе. По этой причине на практике и не наблюдается эффекта упрочнения сплавов этой группы при распаде твердого раствора в процессе естественного или искусственного старения пли при различных режимах отжига.
Фаза В в нейтральном водном растворе хлоридов (3 % NaCl) имеет отрицательный потенциал коррозии, равный - 0,930 В. В этом же растворе, но при меньших значениях рН, т. е. в кислой среде, разница потенциалов между фазой и твердым раствором хотя и уменьшается, но остается достаточно большой: (-0,864 В) - - (-0,526 В) =0,338 В. И, наоборот, в щелочной среде (3% NaCl+1% NaOH) алюминий и сплавы алюминия, содержащие 1- 9 % Mg, становятся отрицательнее В-фазы, и разница потенциалов для крайних значений указанной области концентрации магния соответственно составляет +0,24 и +0,18 В. Рассмотренные особенности изменения электрохимических характеристик отдельных структурных составляющих сплавов А1-Mg в зависимости от внешней среды в основном и определяют сопротивление этих сплавов МКК, РСК и КР.
Из изложенного следует, что сплавы с содержанием магния более 1,4% потенциально могут быть чувствительны к одному, двум или всем указанным ранее видам коррозии. Однако большой опыт эксплуатации конструкций и многочисленные эксперименты показывают, что практически сплавы с концентрацией магния, не превышающей 3,5% (AMrl, АМг2 и частично АМг3), не проявляют чувствительности к КР и РСК (рис. 56).
Электронно-микроскопические исследования показывают, что это связано с дискретным распределением частиц В-фазы по границам зерен в связи с малым пересыщением твердого раствора. Поэтому процесс коррозии в нейтральных и кислых средах ограничивается лишь только электрохимическим растворением тех частиц, которые выходят на поверхность сплава, непосредственно контактирующего с электролитом.
Такие сплавы коррозионно устойчивы и в нагартованном состоянии, т. е. хотя нагартовка и ускоряет распад твердого раствора, однако она не изменяет характера распределения выделений на границах зерен. В то же время за счет благоприятного в этом случае влияния структурной анизотропии сопротивление коррозионному питтингу существенно возрастает. Сплавы с содержанием магния более 3,5 % (АМг3, АМг4) и особенно более 5 % (АМг5, АМг6) в определенном структурном состоянии и при определенных условиях внешней среды могут быть чувствительны к МКК и РСК, а также и к КР.
Для сплавов системы Al-Mg электрохимические факторы в коррозионном растрескивании играют значительно большую роль, чем для сплавов других систем. Поэтому предотвращение образования пленки В-фазы по границам зерен целесообразно и для повышения сопротивления КР. В производственных условиях именно такой способ повышения сопротивления КР среднелегированных магналиев нашел широкое распространение.
Для малолегированных сплавов с содержанием магния более 1,4 % использование методов термической и термомеханической обработки, способствующих равномерному распределению В-фазы играет меньшую роль, чем для средне- и высоколегированных. Однако в полунагартованном состоянии, полученном с использованием эффекта НТМО, кроме появления структурной анизотропии, тормозящей распространение коррозии вглубь, положительное влияние оказывает, по-видимому, также более равномерное распределение В-фазы. Например, глубина коррозии на листах из сплава АМг2, подвергнутых ТМО, значительно уменьшается по сравнению с глубиной коррозии на обычных нагартованных листах.
Рост глубины локальных поражений у сплава АМг2 в отожженном состоянии в условиях морской атмосферы можно также частично связать с неоднородностью выделений В-фазы. Таким образом, для сплава АМг2 целесообразно использовать технологию, позволяющую получать равномерное распределение избыточной фазы. Однако и при использовании обычной технологии малое содержание легирующих элементов оказывается решающим фактором в определении коррозионной стойкости этого сплава. Подтверждением этому служит достаточно высокая коррозионная стойкость сплава АМг2 в разных средах.
Характерным примером является поведение магналиев в морской воде. Сплав типа АМг2 после 10 лет испытаний имел коррозионную стойкость, весьма близкую к той, которую он имеет в морской атмосфере (табл. 30).
Сплав типа АМг4 имеет значительно большую глубину коррозионного питтинга в морской воде, чем сплав типа АМг2. Для сплава типа АМг5 максимальная глубина питтинга возрастает еще более резко.
Таким образом, в морской воде существует четкая корреляция между чувствительностью к структурной коррозии (т. е. коррозионному растрескиванию и расслаивающей коррозии) и обычным питтингом. С ростом степени легированности возрастает пересыщение твердого раствора и соответственно чувствительность к структурной коррозии, связанная с тенденцией к избирательному выделению В-фазы. В этой связи для сплавов АМг4, АМг5 и особенно АМг6 возрастает роль технологических факторов, обусловливающих равномерное распределение В-фазы в сплаве.
Одним из эффективных способов повышения коррозионной стойкости среднелегированных магналиев является ТМО. В соответствии с этим максимальное сопротивление РСК и КР может быть достигнуто лишь при формировании в полуфабрикатах полигонизованной структуры в сочетании с равномерным распределением второй фазы. Положительных результатов можно добиться, используя также на окончательной стадии обработки режимы отжигов с температурой ниже линии растворимости магния в алюминии. При этом следует учитывать, что полуфабрикаты с разной степенью рекристаллизации ведут себя по-разному. В настоящее время конструкции изготавливают из отожженных полуфабрикатов с частично (прессованные и горячекатаные полуфабрикаты) и полностью рекристаллизованной (холоднокатаные листы и трубы) структурой. Поскольку в зависимости от характера структуры изменяются корреляционные связи между технологическими параметрами и коррозионными свойствами, рассмотрим влияние отжига раздельно для холодно- и горячедеформированных полуфабрикатов.
Алюминий имеет гранецентрированную кубическую решетку, которая не претерпевает полиморфных превращений при нагреве. Температура плавления алюминия 660 °С. Этот металл имеет низкие плотность (2,7 г/см3) и прочность (ств = 100 МПа), высокие электро- и теплопроводность, пластичность (5 = 30 %) и коррозионную стойкость. Высокая коррозионная стойкость алюминия обусловлена образованием на его поверхности плотной пленки оксида А12О3. Легирование медью, магнием, цинком, кремнием и реже лантаном, ниобием, никелем резко улучшает его механические и технологические свойства.
Алюминиевые сплавы широко применяются в пищевой промышленности, автостроении, электротехнике, строительных конструкциях и криогенной технике, но их основная область применения - самолетостроение.
Таблица 6.1
Удельная прочность бериллия и сплавов
Высокочистый алюминий марок А995, А99, А97, А95, содержащий 0,005...0,15 % примесей, используется в лабораторных целях и для приготовления особо чистых сплавов. Алюминий технической чистоты марок А85, А8, А7, А5 и АО с примесями 0,15...1 % применяют для получения технических сплавов. Постоянными примесями алюминия является железо и кремний, с ростом содержания которых снижается пластичность, но растет твердость и прочность.
Сплавы на алюминиевой основе характеризуются хорошей технологичностью. Они хорошо обрабатываются резанием, легко свариваются, хорошо куются, многие из них обладают высокими литейными свойствами и коррозионной стойкостью (кроме сплавов А1-Си). Алюминий образует со многими легирующими элементами твердые растворы с ограниченной растворимостью, что позволяет применять для таких сплавов термическую обработку, состоящую из закалки на перенасыщенный раствор и последующего старения.
На рис. 6.1 приведена диаграмма, характерная для системы алюминий - легирующий элемент. Точка К соответствует предельной растворимости легирующего элемента. Сплавы, расположенные левее точки К, имеют при нагреве однофазный твердый а-раствор, который определяет их высокую пластичность. Эти сплавы относятся к деформируемым и делятся на деформируемые сплавы, неупрочняе-мые (зона I) и упрочняемые (зона II) термической обработкой.
Зона II расположена на диаграмме правее зоны I. Закалка сплавов зоны II позволяет получать перенасыщенные твердые растворы, что используется для их упрочнения. Искусственное или естественное старение закаленных деталей из этих сплавов приводит к дисперсионному твердению, в результате чего повышается их твердость и прочность. Обработка давлением также вызывает выделение из перенасыщенного раствора дисперсных фаз, которые препятствуют
рекристаллизации и упрочняют сплав. Структура сплавов, имеющих химический состав по легирующему элементу правее точки ^состоит из а-твердого раствора и эвтектики. Такие сплавы обладают хорошими литейными свойствами, которые улучшаются по мере роста количества эвтектики в структуре сплава. -
Рис. 6.1. Диаграмма состояния алюминий - легирующий элемент: А - деформируемые сплавы; В - литейные сплавы; I, II - сплавы, соответственно неупрочняемые и упрочняемые термической обработкой
Железо и кремний во всех сплавах являются нежелательными примесями, так как они образуют самостоятельные хрупкие фазы FeAl3 и а(А1, Fe, Si). Легирование марганцем снижает вредное влияние кремния и железа, так как в этом случае образуется компактная четвертная а(А1, Fe, Si, Мп)-фаза. Но наиболее эффективным приемом является снижение содержания кремния и железа в сплаве. В последнем случае в маркировке сплава добавляется буква Ч (чистый) или ПЧ (повышенной чистоты).
Деформируемые алюминиевые сплавы легированы медью, магнием, марганцем и в отдельных случаях титаном, цинком и кремнием. Они делятся на две группы: упрочняемые и неупрочняемые термической обработкой. Склонность к упрочнению зависит от количества и природы вторичной фазы, вьщеляющейся из перенасыщенного раствора на базе алюминия при старении.
Диаграммы состояния сплавов алюминия с марганцем, магнием и медью приведены на рис. 6.2, а состав и некоторые свойства - в табл. 6.2.
Для условного обозначения алюминиевых деформируемых сплавов (ГОСТ 4784-97) используется следующая система. Буква Д в начале марки обозначает сплавы типа дуралюминов; АК - алюминиевый ковочный сплав; В - высокопрочный сплав; АМц - сплав А1-Мп; АМг - сплав Al-Mg. Цифры после букв В, Д и К - условный номер сплава; цифра после Мг - средняя массовая доля магния в сплаве.
Рис. 6.2. Диаграммы состояния А1-Мп (a), Al-Mg (б), А1-Си (в)
Таблица 6.2
Химический состав и свойства некоторых алюминиевых сплавов
Марка | Состав, % | Свойства | |||||
сплава | Си | Mg | Мп | Si | Прочие | 0B, МПа | S, % |
АМц | - | - | 1Д..1.6 | - | - | ||
АМг2 | 1.8...2.6 | 0,2...0,6 | - | - | |||
АМг5 | - | 4,8...5,8 | 0,3..,0,8 | - | 0,02...0,lTi; 0,0002...0,005 Be | ||
Д1 | 3.8...4.8 | 0,4...0,8 | 0,4...0,8 | - | |||
Д16 | 3,8...4,9 | 1,2...1,8 | 0,3...0,9 | - | |||
В95 | 1.4...2.0 | 1,8-2,8 | 0,2...0,6 | - | 5...7Zn; ." 0,01...0,2Cr | ||
АК6 | 1,8...2,6 | 0,4...0,8 | 0,4...0,8 | 0.7...1.2 | " - | 420" | |
АК9 | - | 0,2...0,4 | 0,2...0,5 | 8...11 | - | ||
AM 5 | 4,5...5,3 | - | 0,6...1,0 | 0,2...0,3Ti | |||
АМгЮ | - | 9,5...10,5 | - | - | - | ||
АК8М | 1.0...1.5 | 0,3...0,5 | О,З...О,5 | 7,5...9,0 | 0, l...O,3Ti |
Примечание. Выше штриховой линии указаны сплавы деформируемые, ниже - литейные.
Сплавы АМц, АМг2 и АМг5 относятся к неупрочняемым термической обработкой. Из диаграммы состояния А1-Мп видно, что теоретически упрочнение возможно за счет выделения из пересыщенного раствора дисперсной фазы МпА16. Но присутствие в сплавах постоянной примеси (железа) дает вместо нее сложную фазу (Mn, Fe)Al6, нерастворимую в твердом алюминии, что исключает образование перенасыщенного раствора. Тем не менее пластическая деформация вызывает заметное упрочнение сплава. Эти сплавы идут на изготовление изделий, получаемых глубокой вытяжкой из листовых заготовок, в виде которых они поставляются.
Сплавы АМг практически не упрочняются термической обработкой, но упрочняются нагартовкой (наклепом). Наличие магния повышает склонность сплавов к окислению, а добавка бериллия устраняет этот недостаток, но способствует укрупнению зерна слитков. Для измельчения зерна необходимо микролегирование титаном и цирконием. Из неупрочняемых термической обработкой сплавов изготавливают баки, трубопроводы, заклепки, корпуса судов и лифты.
Упрочняемые термической обработкой сплавы (дуралюмины) характеризуются сочетанием высокой прочности и пластичности. Это спла- -вы системы А1-Си-Mg. Как следует из диаграммы, приведенной на рис. 6.2, в, максимальная растворимость меди в алюминии составляет 5,65 %, минимальная - 0,1 %. Закалкой фиксируется перенасыщенный твердый раствор на базе алюминия. Выделяющаяся из раствора при старении 0-фаза (CuAI2, а в сплавах системы А1-Си-Mg - CuMgAL,), приводит к резкому упрочнению сплавов. Максимум прочности достигается при содержании 4 % меди и 1 % магния. Термическая обработка сплавов включает закалку с 500 °С и последующее старение: естественное - при комнатной температуре, искусственное - при нагреве до 100...150 °С. В начальный период старения образуются зоны повышенной концентрации меди - так называемые зоны Гинье - Престона. В этих зонах кристаллическая решетка алюминия искажена, вследствие чего в кристаллах возникают большие напряжения, что увеличивает прочность и твердость материала. Дальнейшее увеличение выдержки или повышение температуры старения приводит к укрупнению зон, а затем к выделению мельчайших частиц 0-фазы и завершению процесса дисперсионного упрочнения.
У различных по составу стареющих алюминиевых сплавов упрочнение достигается преимущественно за счет зонного либо фазового старения. Следует отметить, что зонное старение обеспечивает более «мягкое» упрочнение материала, который сохраняет повышенную пластичность и низкую чувствительность к хрупкому разрушению. Выделение Э-фазы сопровождается снижением пластичности и вязкости.
Достоинством дуралюминов является их высокая удельная прочность, благодаря чему они широко используются в самолетостроении, недостатком - их пониженная коррозионная стойкость. Для защиты от Коррозии дуралюминий плакируют чистым алюминием либо подвергают электрохимическому оксидированию. При этом прочность плакированного или анодированного сплава незначительно снижается, зато коррозионная стойкость резко возрастает.
Высокопрочные сплавы В относятся к системе А1-Zn-Mg-Си И отличаются высокими значениями ав, достигающими 700 МПа. В ходе дисперсионного твердения выделяются сложные фазы интерме-таллидов (MgZn, CuMgAl2, Mg3Zn3Al2). Пластичность сплавов невысокая (5 = 1... 12 %), но она может быть увеличена путем повышения температуры старения до 170 °С. В этом случае наблюдается укрупнение и коагуляция дисперсных фаз.
Ковочные сплавы АК отличаются высокой пластичностью. По составу это дуралюмины, но с добавкой кремния. После старения в сплаве образуются фазы AlCuMgSi и Mg2Si. Из этих сплавов штамповкой при 450.. .470 °С получают детали самолетов и судов. С ростом содержания меди прочность сплавов увеличивается, а пластичность падает.
Литейные алюминиевые сплавы в первом приближении можно разбить на четыре группы: А1-Si, А1-Си, А1-Mg и сложные, содержащие в разной пропорции кремний, медь, магний и другие элементы. Примеры сплавов из каждой группы были приведены в табл. 6.2.
Принцип маркировки алюминиевых литейных сплавов (ГОСТ 1583-93) несколько отличается от принципа маркировки деформируемых сплавов. Буква А означает, что сплав - алюминиевый литейный, а остальные буквы - элементы сплава: К- кремний; М - медь; Н - никель; Ц - цинк; Су - сурьма; Мг - магний; Кд - кадмий; Мц - марганец. Цифры после букв обозначают среднюю массовую долю соответствующего элемента (в %).
Наиболее широко применяемые литейные сплавы - это сплавы эвтектической системы А1-Si (силумины), обладающие хорошими литейными свойствами. Они «герметичны», имеют хорошую жидкоте-кучесть и не склонны к образованию трещин и усадочных дефектов.
Как следует из рис. 6.3, структура силумина состоит из а-фазы и эвтектики (а + Si). Несмотря на уменьшение растворимости кремния с 1,65 до 0,05 %, дисперсионного упрочнения в растворе не происходит в связи с выпадением кремния из раствора и коагуляцией его частиц уже в процессе закалки. Поэтому основной способ повышения свойств силуминов - модифицирование расплава натрием, который вводится в виде металлического натрия или в виде хлористых или фтористых солей. Если в немодифицированном силумине эвтектический кремний выделяется в виде крупных игл (рис. 6.4, а), то в модифицированном - в виде дисперсных включений (рис. 6.4, б).
Рис. 6.3. Диаграмма состояния Al-Si
Рис. 6.4. Микроструктура силумина до (а) и после (б) модифицирования
Наиболее широко распространенным среди силуминов является сплав АК12, содержащий 10... 13 % кремния и обладающий высокой коррозионной стойкостью. Однако его механические свойства недостаточно высоки и если необходимо обеспечить повышенные прочностные показатели, его заменяют доэвтектическими силуминами с добавками магния, меди, марганца и титана (АК9, АК5М, АМгЮ). Силумины с такими добавками более прочны и тверды. Первые два элемента позволяют упрочнять сплав термической обработкой, состоящей из закалки с 515...535 °С и старения при 150...180 °С, а марганец, титан и цинк способствуют получению перенасыщенных растворов, что вызывает упрочнение при старении, даже если закалка не применялась. Из силуминов получают корпуса компрессоров, поршни двигателей, головки и блоки цилиндров, крышки и т. д.
Литейные сплавы группы Al-Си имеют высокую прочность при повышенных температурах, хорошо обрабатываются резанием и свариваются, но литейные свойства у них низкие, а отливки из них пористые. Добавки титана и марганца благоприятно влияют на их свойства, особенно после термической обработки. Сплавы этой группы применяются для изготовления поршней, литейной оснастки и других вы-соконагруженных деталей.
Литейные сплавы группы Al-Mg обладают высокой коррозионной стойкостью, прочностью, вязкостью и хорошо обрабатываются резанием. Так как в их структуре нет эвтектики, они имеют низкие литейные свойства, отливки из них негерметичны. Примеси железа и кремния резко снижают их пластичность. Эти сплавы склонны к окислению при плавке. Дополнительное легирование бериллием, титаном и цинком устраняет этот недостаток. Закалка с 530 °С и последующее старение способствуют существенному повышению прочности. В основном эти сплавы применяются для отливки деталей приборов и деталей, работающих в условиях высокой влажности.
Цель работы: изучение диаграмм фазового равновесия и фазовых превращений в бинарных сплавах алюминия с другими элементами.
Необходимое оборудование, приспособления, инструмент, материалы: муфельные печи, твердомер ТК-2М, образцы дуралюминов, стенд «Микроструктуры цветных сплавов», металлографический микроскоп.
Краткие теоретические сведения
Алюминий является важнейшим металлом, широко применяемым для изготовления разнообразных алюминиевых сплавов.
Цвет алюминия серебристо-белый со своеобразным тусклым оттенком. Кристаллизуется алюминий в пространственной решетке гранецентрированного куба, аллотропических превращений у него не обнаружено.
Алюминий имеет малую плотность (2,7 г/см 3), высокую электропроводность (составляющую около 60 % электро-проводности чистой меди) и значительную теплопроводность.
В результате окисления алюминия кислородом воздуха на его поверхности образуется защитная оксидная пленка. Наличием этой пленки объясняется высокая коррозионная стойкость алюминия и многих алюминиевых сплавов.
Алюминий достаточно стоек в обычных атмосферных условиях и против действия концентрированной (90-98 %) азотной кислоты, однако он легко разрушается при действии большинства других минеральных кислот (серная, соляная), а также щелочей. Он обладает высокой пластичностью как в холодном, так и горячем состоянии, хорошо сваривается газовой и контактной сваркой, но плохо обрабатывается резанием и отличается низкими литейными свойствами.
Для прокатанного и отожженного алюминия характерны следующие механические свойства: в = 80-100 МПа, = 35-40 %, НВ = 250…300 МПа.
При нагартовке прочность алюминия повышается, а пластичность снижается. Соответственно степени деформации различают отожженный (АД-М), полунагартованный (АД-П) и нагартованный (АД-Н) алюминий. Отжиг алюминия для снятия наклепа проводится при 350…410 С.
Чистый алюминий находит разнообразное применение. Из технического алюминия АД1 и АД, содержащего соответственно не менее 99,3 и 98,8 % Al, изготовляют полуфабрикаты – листы, трубы, профили, проволоку для заклепок.
В электротехнике алюминий служит для замены более дорогой и тяжелой меди при изготовлении проводов, кабелей, конденсаторов, выпрямителей и т. п.
Важнейшими элементами, вводимыми в алюминиевые сплавы, являются медь, кремний, магний и цинк.
Алюминий с медью образует твердые растворы переменной концентрации. При температуре 0 С растворимость меди в алюминии равна 0,3 %, а при температуре эвтектики 548 С она увеличивается до 5,6 %. Алюминий и медь в соотношении 46:54 образуют стойкое химическое соединение CuAl 2 .
Рассмотрим состояние сплавов алюминия с медью в зависимости от их состава и температуры (рис. 1). Линия CDE на диаграмме представляет собой линию ликвидуса, а линия CNDF является линией солидуса. Горизонтальный участок линии солидуса NDF называется также эвтектической линией.
Линия MN показывает переменную по температуре растворимость меди в алюминии. Следовательно, линия MN является границей между ненасыщенными твердыми растворами и растворами насыщенными. Поэтому эту линию часто называют также линией предельной растворимости.
В области I любой сплав будет представлять собой однородный жидкий раствор алюминия с медью, т. е. AlCu.
Рис. 1. Диаграмма состояния системыAl–CuAl 2
В областях II и III сплавы будут находиться частично в жидком и частично в твердом состояниях.
В области II твердой фазой будет твердый раствор меди в алюминии, а жидкой – жидкий раствор алюминия и меди, т.е. Al(Cu) + (AlCu), если твердый раствор ограниченной растворимости меди в алюминии условимся обозначать как Al(Cu).
В области III
жидкой фазой будет являться также жидкий
раствор алюминия и меди, а твердой –
металлическое соединение CuAl 2 ,
т. е.
+
(AlCu).
Индекс «I»
(первичный) показывает, что CuAl 2
образовалось при кристаллизации из
жидкого состояния.
В остальных областях полностью затвердевшие сплавы будут иметь следующее строение:
В области IV – однородный твердый раствор меди в алюминии, т. е. Al(Cu);
В области V
– твердый раствор меди в алюминии и
вторичный
;
В области VI
– твердый раствор меди в алюминии,
вторичный CuAl 2
и эвтектика, т.е Al(Cu)
+
+Al(Cu)
+ CuAl 2 ;
В области VII
– первичный CuAl 2
и эвтектика, т. е.
+Al(Cu)
+ CuAl 2 .
Эвтектика этих сплавов представляет собой особую механическую смесь чередующихся мельчайших кристаллов твердого раствора меди в алюминии и металлического соединения CuAl 2 , т.е. Al(Cu) + CuAl 2 .
Все сплавы системы Al – CuAl 2 по структуре и концентрации можно разделить на четыре группы:
1-я группа содержит меди от 0 до 0,3 %;
2-я группа содержит меди от 0,3 до 5,6 %;
3-я группа содержит меди от 5,6 до 33,8 %;
4-я группа содержит меди от 33,8 до 54 %.
Рассмотрим строение сплавов системы Al – CuAl 2 . На рис. 2, а показана структура сплава первой группы, состоящая из зерен твердого раствора меди в алюминии. Структура сплава второй группы приведена на рис. 2, б : видны зерна твердого раствора меди в алюминии и кристаллы вторичного CuAl 2 ,
Структура доэвтектического сплава (твердый раствор меди в алюминии, кристаллы вторичного CuAl 2 и эвтектика) приведена на рис. 2, в . Структура эвтектического сплава – эвтектика, состоящая из мельчайших кристалликов твердого раствора меди в алюминии и CuAl 2 дана на рис. 2, г . На рис. 2, д приведена структура заэвтектического сплава, состоящая из первичных кристаллов CuAl 2 и эвтектики.
В сплавах, содержащих эвтектику, можно по структуре определить содержание меди. Однако в этом случае надо учитывать количество меди, находящееся в эвтектике и в твердом растворе. Например, в доэвтектическом сплаве, содержащем 30 % эвтектики и 70 % твердого раствора, количество меди в эвтектике
,
а в твердом растворе
.
Следовательно, исследуемый сплав содержит
k x + k y = 14,06 % меди,
что соответствует точке А, лежащей на оси абсцисс диаграммы состояния системы Al – CuAl 2 (рис. 1).
При определении
состава заэвтектических сплавов
рассчитывают количество меди, находящееся
в эвтектике и в химическом соединении
.
Сумма этих количеств будет соответствовать
содержанию меди в заэвтектическом
сплаве. Химическое соединениеCuAl 2
отличается большой твердостью и
хрупкостью.
В технике применяются преимущественно алюминиевые сплавы, содержащие 2…5 % меди, которые называются дуралюминами. Они хорошо обрабатываются давлением и имеют высокие механические свойства после термической обработки и нагартовки. Дуралюмины применяют для изготовления деталей и элементов конструкций средней и повышенной прочности ( в = 420…520 МПа), требующих долговечности при переменных нагрузках, в строительных конструкциях. Из дуралюмина изготовляют обшивки, шпангоуты, стрингеры и лонжероны самолетов, силовые каркасы и кузова грузовых автомобилей и т.д.
Сплавы Al с Si называют силуминами. Они обладают хорошими литейными свойствами и содержат 4…13 % Si. Из диаграммы состояния этих сплавов (рис. 3) следует, что силумины представляют собой доэвтектические или эвтектические сплавы, содержащие в структуре значительные количества эвтектики.
Однако при литье в обычных условиях эти сплавы приобретают неудовлетворительное строение, так как эвтектика получается грубопластинчатой, с крупными включениями хрупкого кремния, что сообщает сплавам низкие механические свойства.
На рис. 4, а представлена структура силумина марки АЛ2, содержащего 11…13 % Si. В соответствии с диаграммой состояния алюминий – кремний сплав такого состава имеет эвтектическое строение. Эвтектика состоит из -твердого раствора кремния в алюминии (светлый фон) и игольчатых крупных и хрупких кристаллов кремния. Игольчатые выделения частиц кремния создают внутренние острые надрезы в пластичном алюминии и приводят к преждевременному разрушению при нагружении.
Рис. 3. Диаграмма состояния системы Al–Si
Рис. 4. Силумин: а – до модифицирования, грубоигольчатая эвтектика (Al-Si) и первичные выделения кремния;б – после модифицирования, мелкодисперсная эвтектика
(Al-Si) и дендриты твердого раствора кремния и других элементов в алюминии
Введение модификатора меняет характер кристаллизации. Происходит смещение линий диаграммы состояния так, что сплав с 11…13 % кремния становится доэвтектическим. В структуре появляются избыточные светлые зерна -твердого раствора (рис. 4, б ). Модификатор изменяет форму частиц кремния: вместо игольчатых выпадают мелкие равноосные, не создающие опасных концентраций напряжений при нагружении.
В результате модифицирования предел прочности у данных сплавов повышается с 130 до 160 МПа, а относительное удлинение с 2 до 4 %.
В сплавах, обрабатываемых давлением, содержание кремния менее 1 %. В алюминиевых сплавах, содержащих магний, кремний связывается с ним в устойчивое металлическое соединение Mg 2 Si; оно образует с алюминием диаграмму состояния эвтектического типа с ограниченными твердыми растворами (рис. 5).
Соединение Mg 2 Si отличается высокой твердостью, его переменная растворимость в алюминии позволяет достигать значительного упрочнения при термической обработке.
В электротехнике применяют алюминиевые сплавы типа альдрей, легированные магнием и кремнием. При старении закаленных сплавов Mg 2 Si выпадает из твердого раствора и упрочняет его. В результате такой обработки удается получит предел прочности до 350 МПа при относительном удлинении 10-15 %. Существенно, что электрическая проводимость такого сплава составляет 85 % электрической проводимости проводникового алюминия. Это обусловлено тем, что из твердого раствора при старении почти полностью удаляется Mg 2 Si и сплав состоит из чистого алюминия и упрочняющей фазы (Mg 2 Si).
Р
ис.
6. Диаграмма состояния системыAl–Mg
Магний образует с алюминием твердые растворы, а также -фазу на основе соединения Mg 2 Al 3 . В большинство алюминиевых сплавов вводится магния не более 3 %, но в некоторых литейных сплавах типа магналия содержание его доходит до 12 %.
Как видно из рис. 6, в сплавах алюминия с магнием образуется эвтектика. Растворимость магния в алюминии сильно меняется с изменением температуры. В качестве примера можно привести сплав АЛ8. В литом состоянии он имеет структуру, состоящую из зерен твердого раствора магния в алюминии и включений хрупкого соединения Al 3 Mg 2 . После литья проводится гомогенизация при температуре 430 С в течение 15…20 часов, затем следует закалка в масле.
В процессе гомогенизации включения Al 3 Mg 2 полностью переходят в твердый раствор. Закаленный сплав приобретает достаточную прочность ( в = 300 МПа) и большую пластичность. Одновременно сплав приобретает высокую коррозионную стойкость. Старение для сплава АЛ8 является вредным: резко снижается пластичность и ухудшается коррозионная стойкость.
Цинк вводится в некоторые высокопрочные алюминиевые сплавы в количестве до 9 %. В двойных сплавах с алюминием при температуре выше 250 С цинк (в этих пределах) находится в твердом растворе (рис. 7).
Рис. 7. Диаграмма состояния системыAl–Zn
Все высокопрочные сплавы имеют сложный химический состав. Так, сплав В95 содержит 6 % Zn, 2,3 % Mg, 1,7 % Cu, 0,4 % Mn и 0,15 % Cr. Цинк, магний и медь образуют с алюминием твердые растворы и металлические соединения MgZn 2 , Al 2 CuMg – S-фаза, Mg 4 Zn 3 Al 3 – T-фаза. При нагревании эти металлические соединения растворяются в алюминии.
Например при температуре 475 ºС растворимость MgZn 2 в алюминии повышается до 18 % (рис. 8).
После закалки и искусственного старения сплав В95 имеет в = 600 МПа, = 12 %. Марганец и хром усиливают эффект старения и повышают коррозионную стойкость сплава.
(мас.)
Рис. 8. Диаграмма состояния системы Al–MgZn 2
Правила техники безопасности
Порядок выполнения работы
Зарисовки микроструктур изученных сплавов с указанием фаз и структурных составляющих.
Копирование диаграммы фазового равновесия, указанной преподавателем.
Для сплава заданного состава описание всех фазовых превращений при нагреве или охлаждении и определение химического состава фаз.
Контрольные вопросы
Почему коррозионная стойкость многих алюминиевых сплавов ниже коррозионной стойкости чистого алюминия?
Можно ли по микроструктуре сплава определить тип сплава – литейный или деформируемый?
Какова структура деформируемых алюминиевых сплавов, не упрочняемых термической обработкой?
Каким путем достигается упрочнение однофазных алюминиевых сплавов?
Какова упрочняющая термическая обработка двухфазных алюминиевых сплавов?
Что является целью закалки дуралюмина?
Каковы основные механические свойства дуралюмина?
Какие сплавы называются силуминами?
Какова удельная прочность алюминиевых сплавов?
Основные легирующие элементы в алюминиевых сплавах.
На основе алюминия производится большое количество разнообразных сплавов, отличающихся малой плотностью (до 3 г/см 3), высокими коррозионной стойкостью, теплопроводностью, электропроводностью, жаропрочностью, прочностью и пластичностью при низких температурах, хорошей светоотражательной способностью. На изделия из алюминиевых сплавов легко наносятся защитные и декоративные покрытия, они легко обрабатываются резанием и свариваются контактной сваркой.
Алюминиевые сплавы наряду с основным металлом-алюминием могут содержать один или более из пяти основных легирующих компонентов: медь, кремний, магний, цинк и марганец, а также железо, хром, титан, никель, кобальт, серебро, литий, ванадий, цирконий, олово, свинец, кадмий, висмут и др. Легирующие компоненты при достаточно высокой температуре полностью растворяются в жидком алюминии. Растворимость в твердом состоянии с образованием твердого раствора для всех элементов ограничена. Нерастворившиеся частицы или образуют в структуре сплава самостоятельные, чаще всего твердые и хрупкие кристаллы, или присутствуют в виде чистых элементов (кремния, олова, свинца, кадмия, висмута), или в виде интерметаллических соединений с алюминием (А 2 Cu; Al 3 Mg 2 ; Аl 6 Mn; АlMn; Al 3 Fe ; А 7 Сг; Al 3 Ti ; Al 3 Ni ; AlLi ).
В сплавах с двумя или тремя легирующими компонентами интерметаллические соединения входят в состав двойных ( Mg 2 Si , Zn 2 , Mg ), тройных [ α (AlFeSi )] и более сложных фаз.
Образующийся твердый раствор и наличие гетерогенных структурных составляющих определяют физические, химические и технологические свойства сплавов. Влияние легирования на структуру сплавов описывается диаграммой состояния, по которой определяется характер протекания процесса затвердевания, состав образующихся фаз и возможность различных превращений в твердом состоянии. На рис. 1 - 9 рассмотрены диаграммы состояния двойных и тройных алюминиевых сплавов.
Сплав системы Al -Cu. Из диаграммы видно, что при содержании меди от 0 до 53% имеет место простая эвтектическая система Аl(α ) – Аl 2 Cu(θ) с эвтектикой при температуре 548°С и содержании 33% Cu. Максимальная растворимость (при эвтектической температуре) меди в α -твердом растворе - 57%. Растворимость меди уменьшается с понижением температуры и при температуре 300°С составляет 0,5%. Нерастворившаяся медь находится в равновесном состоянии в виде фазы А 2 Cu. При средних температурах в результате распада пересыщенного твердого раствора образуются метастабильные промежуточные фазы (θ " и θ ").
Сплав системы Al - Si . Система чисто эвтектическая, существующая при температуре 577°С и содержании 12,5% Si . В α -твердом растворе при этой температуре растворяется 1, 6 % Si . На кристаллизацию эвтектического кремния может влиять незначительная добавка натрия. При этом происходит зависимое от скорости затвердевания переохлаждение и смещение эвтектической точки с соответствующим измельчением эвтектической структуры.
Сплав системны Al - Mg . Область содержания магния в сплаве от 0 до 37,5% является эвтектической. Эвтектика существует при температуре 449°С и содержании 34,5% Mg . Растворимость магния при этой температуре максимальная и составляет 17,4%. При температуре 300°С в α -твердом растворе растворяется 6,7% Mg ; при 100°С - l ,9% Mg . Нерастворившийся магний находится в структуре чаще всего в виде β -фазы (Al 3 Mg 2 ).
Сплав системы Al - Zn . Сплавы этой системы образуют эвтектическую систему при температуре 380°С с богатой цинком эвтектикой при содержании 97% Zn . Максимальная растворимость цинка в алюминии - 82%. В области α -твердого раствора ниже температуры 391°С имеется разрыв. Обогащенная цинком α -фаза при температуре 275°С распадается с образованием эвтектической смеси алюминия с 31,6% Zn и цинка с 0,6%Аl. Далее растворимость цинка понижается и при температуре 100°С она составляет всего 4%.
Диаграммы состояния сплавов систем Al -Mn , Al - Fe свидетельствуют о существовании эвтектики при очень малых концентрациях легирующих элементов. За исключением марганца растворимость элементов в твердом состоянии незначительна, например, железа < 0,05%.
В сплавах систем Al - Ti (см. рис. 1.14), Аl- C r растворимость элементов составляет десятые доли процента.
В сплаве системы Al -Рb с понижением температуры происходит разделение компонентов уже в расплаве с образованием двух жидких фаз. Затвердевание начинается практически при температуре плавления алюминия и заканчивается при температуре плавления легирующего элемента (моноэвтектическая кристаллизация).
Сплав системы Al - Mg - Si состоит из двух тройных эвтектик. Тройная эвтектика Al - Mg 2 S i - Si , содержащая 12% Si и 5% Mg , плавится при температуре 555°С. Эвтектика Al - Mg 2 Si - AlbMg 2 с температурой плавления 451°С почти не отличается от двойной системы Al - Al 3 Mg 2 . Линия ликвидуса, соединяющая обе тройные эвтектические точки, переходит через максимум при температуре 595°С точно по квазибинарному сечению (8,15% Mg и 4,75% Si ). Благодаря избытку магния (по отношению к Mg 2 Si ) растворимость кремния в α -твердом растворе сильно уменьшается. Сплавы Al - Mg , особенно литейные, содержат несколько десятых процента кремния и поэтому относятся к частичной системе Al - Mg 2 Si - Al 3 Mg 2 .
Сплав системы Al - Cu - Mg . Диаграмма состояния этой системы показывает, что наряду с двойными фазами A 3 Mg 2 (β ) и Аl 2 Cu(θ) в равновесии с твердым раствором α могут находится две тройные фазы S и Т. За перитектическим превращением при высоком содержании меди образуется близко к квазибинарному сечение A l- S (температура эвтектики 518°С) и частичная эвтектическая область Al - S - Al 2 Cu (температура эвтектики 507°С). Богатая магнием фаза Т ( Al 6 Mg 4 Cu ) возникает на основе фазы S в результате перитектической четырехфазной реакции при температуре 467°С. При температуре 450°С происходит последующая перитектическая четырехфазная реакция, по которой фаза Т превращается в β.
Сплав системы Al - Cu - Si . Диаграмма состояния сплава показывает, что алюминий образует с кремнием и фазой А 2 Cu простую тройную эвтектическую частичную систему (температура эвтектики 525°С). Совместное присутствие меди и кремния не влияет на взаимную растворимость их в α -твердом растворе.
Сплав системы Al - Zn - Mg . В построении алюминиевого угла системы участвуют двойные фазы Al 3 Mg 2 , MgZn 2 и тройная фаза Т, отвечающая среднему химическому составу Al 2 Mg 3 Zn 3 . Сечения Al - MgZn 2 и Al -Т остаются квазибинарными (температура эвтектики 447°С). В частичной области Al - T - Zn при температуре 475°С имеет место перитектическая четырехфазная реакция, по которой фаза Т превращается в фазу MgZn 2 . В дальнейшем при прохождении четырехфазной реакции при температуре 365°С из фазы MgZn 2 при высоком содержании цинка образуется фаза MgZn 5 , которая вместе с алюминием и цинком кристаллизуется по эвтектической реакции при температуре 343°С.
В сплавах на основе алюминия легирование основными компонентами предусматривается таким образом, чтобы их суммарное содержание находилось ниже максимальной растворимости. Исключение составляет кремний, который благодаря благоприятным механическим свойствам эвтектики используется в эвтектической и заэвтектической концентрациях.
Примеси и добавки могут видоизменить диаграмму состояния лишь незначительно. Эти элементы чаще всего слабо растворяются в твердом растворе и образуют гетерогенные выделения в структуре.
Вследствие неполного выравнивания концентрации внутри первичных кристаллов алюминиевого твердого раствора во время его затвердевания в структуре могут появиться эвтектические участки при концентрации ниже максимальной растворимости, особенно в литом состоянии. Они располагаются по границам первичных зерен и препятствуют обрабатываемости.
Поскольку легирующие добавки растворяются в твердом растворе, гетерогенные структурные составляющие могут быть устранены длительным нагреванием при высоких температурах (гомогенизации) дуффузионным путем. При горячем деформировании хрупкие выделения по границам зерен механически разрушаются и распределяются в структуре в строчечном режиме. Этот процесс характерен при превращении литой структуры в деформированную.
Алюминиевые сплавы по способу обработки подразделяются на деформируемые и литейные.
Анализ полученных результатов выбора легирующих элементов для алюминия показывает, что наибольшее упрочнение обеспечивает магний, так как для него характерно наличие двух механизмов упрочнения – твердо-растворный – за счет критерия α (18,9) и с помощью термообработки γ = 0,57. Более высокой технологической пластичностью и жаропрочностью обладают сплавы системы Al-Mn, так как критерии ω и τ для них имеют наибольшее значение. – 0,77 и 0,99, соответственно. Кроме того, в них слабее всего развита пористость, поскольку величина критерия δ минимальна. Однако они не подвергаются упрочняющей термообработке как алюминиево-магниевые сплавы: для них γ = 0,96 вместо 0,57.
Максимальной жидкотекучестью, в соответствии с определением критерия λ, обладают сплавы системы Al-Si, его значение наиболее высокое из рассмотренных легирующих добавок – 7,3 вместо 6,5 у меди и 5,3 – у магния. Силумины обладают достаточно высокой жаропрочностью – τ=0,91, что лишь немногим меньше, чем у марганца. Их существенным недостатком является низкая технологическая пластичность, ω=0,13, вместо 0,77- у марганца и 0,50 – у магния и невозможность термического упрочнения – γ=0,98.
Обобщая вышеизложенное, можно констатировать, что основными деформируемыми сплавами, не подвергающимися термической обработке, являются сплавы системы Al-Mn, термически упрочняемыми - Al-Mg, литейными - Al-Si. Эти результаты хорошо известны, и их ценность заключается в том, что предложенные Б.Б. Гуляевым критерии диаграмм состояния отражают истинное положение вещей и могут быть использованы при выборе легирующих элементов для формирования заданного уровня эксплуатационных и технологических свойств для всех без исключения основ сплавов.
4.4.5 Диаграммы состояния двойных сплавов алюминия
В качестве примера для освоения методики выбора легирующих элементов и комплексов сплавов на основе алюминия использованы наиболее известные, сведения о которых широко изложены в технической и справочной литературе .
Рисунок 4.4. Диаграмма состояния Al-Ga |
| |
Рисунок 4.5. Диаграмма состояния Al-Ge | |
| |
Рисунок 4.6. Диаграмма состояния Al-Li |
| |
Рисунок 4.7. Диаграмма состояния Al-Ag | |
| |
Рисунок 4.8. Диаграмма состояния Al-Cu | |
| |
Рисунок 4.9. Диаграмма состояния Al-Zn | |
Рисунок 4.10. Диаграмма состояния Al-Mg | |
Рисунок 4.11. Диаграмма состояния Al-Mn | |
Рисунок 4.12. Диаграмма состояния Al-Si |