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

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.

Al-Mg (Aluminum-Magnesium) J.L. Murray The equilibrium solid phases of the Al-Mg system are (1) the fcc (Al) solid solution, with a maximum solubility of Mg in (Al) of 18.9 at.% at a eutectic temperature of 450 C; (2) the cph (Mg) solid solution, with a maximum solubility of Al in (Mg) of 11.8 at.% at a eutectic temperature of 437 C; (3) the b compound of approximate stoichiometry Al3Mg2, with a complex fcc structure (at low temperature, b transforms martensitically to another structure that may be a distortion of the b structure, but the equilibrium phase relations have not been investigated); (4) the line compound R (often designated e), of composition 42 at.% Mg; and (5) the compound g, with the aMn structure (at 450 C, g has a maximum composition range of approximately 45 to 60.5 at.% Mg, but the ideal crystal structure has the stoichiometry Al12Mg17 at 58.6 at.% Mg). The phase boundaries in the assessed phase diagram were obtained from thermodynamic calculations, with the exception of the single-phase b field. For the b phase, a line compound was used in the calculations, although b is known to exist over a range of composition. The present diagram is based on a review of the work of , , , , , , [ 45But], , and . Supersaturated (Al) solid solutions are readily obtained, and decomposition proceeds by the formation of spherical GP zones. A possible spinodal ordering mechanism has been proposed for the transformation. Continued decomposition of the supersaturated solution occurs by the formation of a nonequilibrium phase denoted b› and a solid solution with less Mg content than the equilibrium, and then the formation of the equilibrium b phase. By rapid quenching techniques, the solubility of Mg in (Al) can be extended significantly beyond the equilibrium maximum solid solubility. extended the solid solubility to 36.8 at.% Mg; in a 40 at.% Mg alloy, the b phase was obtained. solidified alloys of composition 25 to 55 at.% Mg at cooling rates ranging from 102 to 108 C/s. At the lower cooling rates, b, g›, and g were formed; at higher cooling rates, a new phase, denoted f, was observed. [ 78Sur], using a "liquisol" quench, found that a metastable solid solution and a metastable phase appeared in a 30 at.% Mg alloy. Based on the structure, the new phase was identified as having the stoichiometry Al2Mg. found only a, g›, or g in splat-cooled specimens of composition between 0 and 63 at.% Mg, and no b or R phase. Specimens were fully (Al) up to 38.35 at.% Mg, beyond which the g› phase appeared. 33Sch: E. Schmid and G. Siebel, Z. Phys., 85, 37-41 (1933) in German. 35Hau: J.L. Haughton and R.J.M. Payne, J. Inst. Met., 57, 287-298 (1935). 35Zak: M.I. Zakharowa and W.K. Tschikin, Z. Phys., 95, 769-774 (1935) in German. 38Hum: W. Hume-Rothery and G.V. Raynor, J. Inst. Met., 63, 201-226 (1938). 38Kur: N.S. Kurnakov and V.I. Micheeva, Izv. Sekt. Fiz-Khim. Anal., 10, 37-66 (1938) in Russian. 39Sie: G. Siebel and H. Vosskuehler, Z. Metallkd., 31(12), 359-362 (1939) in German. 45But: E. Butchers and W. Hume-Rothery, J. Inst. Met., 71, 291-311 (1945). 64Luo: H.L. Luo, C.C. Chao, and P. Duwez, Trans. AIME, 230, 1488-1490 (1964). 70Ban: J. Bandyopadhyay and K.P. Gupta, Trans. Indian Inst. Met., 23(4), 65-70 (1970). 73Gud: V.N. Gudzenko and A.F. Polesya, Izv. V.U.Z. Tsvetn. Met., (4), 144-148 (1973). 78Pre: B. Predel and K. Hulse, Z. Metallkd., 69(10), 661-666 (1978) in German. 78Sur: C. Suryanarayana, S.K. Tiwari, and T.R. Anantharaman, Z. Metallkd., 69, 155-156 (1978). 79Sti: W. Stiller and H. Hoffmeister, Z. Metallkd., 70(12), 817-824 (1979). Published in Phase Diagrams of Binary Magnesium Alloys, 1988, and Bull. Alloy Phase Diagrams, 3(1), Jun 1982. Complete evaluation contains 4 figures, 15 tables, and 112 references. Special Points of the Al-Mg System

ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ АЛЮМИНИЙ - КРЕМНИЙ. ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ.

ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ

диаграмма равновесия, фазовая диаграмма - графическое изображение соотношений между параметрами состояния физико-химической системы (температурой, давлением и др.) и ее составом. По диаграмме состояния можно установить, например, температуры начала и конца фазовых превращений, химический состав фаз. Диаграмма состояния широко используют в металловедении.

Иванов В. Н. Словарь-справочник по литейному производству. - М.: Машиностроение, 1990. - 384 с: ил. ISBN 5-217-00241-7 , 1990 .

ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ АЛЮМИНИЙ - КРЕМНИЙ

диаграмма, показывающая фазовый состав и структуру сплавов с различным содержанием Аl и Si (рис. Д-4). Si не образует химических соединений с Аl. Растворимость Аl в Si очень мала; поэтому можно считать, что в системе Al - Si присутствует чистый Si. Растворимость Si в Аl при эвтектической температуре равна 1,65%, при нормальной - около 0,05%. Эвтектика содержит 11,7% Si и состоит из твердого раствора α и Si.

Рис. Д-4. Диаграмма состояния алюминий - кремний

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 4.5. 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