Алюминиевые сплавы

Размещено на http://www.allbest.ru/

Введение

Алюминиевые сплавы характеризуются высокой удельной прочностью, способностью сопротивляться инерционным и динамическим нагрузкам, хорошей технологичностью, в связи, с чем нашли широкое применение в технике.

Свойства алюминиевых сплавов, в том числе пластичность, литейные свойства и др. во многом зависят от структуры. Возможность подвергать сплавы упрочняющей термообработке определяется наличием переменной растворимости легирующих элементов в основном алюминиевом твёрдом растворе. В связи с этим в работе рассматриваются микроструктуры деформируемых и литейных алюминиевых сплавов, их связь с диаграммой состояния и видом термообработки.

1. Краткие теоретические сведения

Технические алюминиевые сплавы делятся на деформируемые и литейные. Деформируемые хорошо поддаются обработке всеми методами пластической деформации. Литейные имеют крайне низкую способность к пластической деформации. Изделия из литейных сплавов обычно - изготавливают методами литья.

Деформируемые сплавы, в свою очередь, подразделяются на упрочняемые и не упрочняемые термической обработкой.

Исходя из характера изменения свойств от состава сплавов достаточной пластичностью обладают, а следовательно, и легко поддаются обработке давлением (прокатка; ковка; волочение, штамповка и т.п.) сплавы, имеющие структуру однородного твердого раствора. Отсюда также следует, что сплавы с содержанием легирующего компонента до предела насыщения при комнатной температуре можно подвергать обработке давлением без нагрева (так называемая холодная обработка), в то время как сплавы двухфазной области до максимальной растворимости легирующего компонента необходимо обрабатывать лишь при такой температуре, при которой будет достигаться полное растворение в-фазы с образованием однофазной структуры твердого раствора. С появлением в структуре сплавов эвтектики резко уменьшается их пластичность, их обработка методами пластической деформации сильно затрудняется и даже становится невозможной. В то же время с увеличением содержания эвтектики улучшаются литейные свойства сплавов: сужается интервал кристаллизации, повышаются жидкотекучесть и плотность получаемых отливок.

Таким образом, "границей между деформируемыми и литейными сплавами можно считать точку максимальной растворимости легирующего компонента в основном компоненте.

Способностью упрочняться при термообработке обладают только те деформируемые сплавы, в которых растворимость легирующего компонента в основном компоненте уменьшается с понижением температуры, т.е. деформируемые сплавы двухфазной области б+в. Теоретически способность упрочняться должна проявляться у сплавов, расположенных за пределом насыщения основного компонента легирующим компонентом при комнатной температуре. Однако эффект упрочнения таких сплавов невелик из-за малого количества фазы упрочнителя. Практически значительное упрочнение при термообработке наблюдается для сплавов этой области с содержанием легирующего компонента намного выше его предела растворимости при комнатной - температуре.

2. Деформируете алюминиевые сплавы

К деформируемым алюминиевым сплавам, не упрочняемым термообработкой, относятся алюминиевомарганцевые и алюминиевомагниевые сплавы. Термообработка не может придать этим сплавам заметного упрочнения вследствие недостаточного количества фазы - упрочнителя.

В деформируемым алюминиевым сплавам, упрочняемым термообработкой., относятся двойные сплавы систем алюминий - медь и алюминии - силицид магния (Al - Мg2 Si) и тройные сплавы систем алюминий - магний - кремний и алюминий - медь - магний.

Алюминий является самым легким из технических металлов, однако сильно уступает другим конструкционным металлам по механической прочности. Высокие прочностные свойства у ряда алюминиевых сплавов наблюдаются только после специальной термической обработки, заключающейся в закалке и последующем их вылеживании при комнатной температуре или выдержке при повышенных температурах. Это явление впервые обнаруженное для сплавов алюминий - медь получило название дисперсионного упрочнения или дисперсионного твердения. Если дисперсионное упрочнение сплавов наблюдается при повышенных температурах (до 200 °С), то его называют искусственным старением, если при комнатной температуре - естественным старением. В результате предварительной закалки фиксируется состояние твердого раствора, который является пересыщенным по отношения к упрочняющим фазам. Распад пересыщенного твердого раствора происходит в несколько стадий. На начальной стадии естественного старения возникают обогащенные растворенным компонентом участки, называемые зонами Гинье-Престона. Распределение атомов в таких зонах статистически беспорядочно, как и в исходном твердом растворе. Зоны Гинье-Престона отличаются от основного твердого раствора только повышенным содержанием растворенного компонента. Атомы растворенного компонента концентрируются по определенным кристаллографическим плоскостям твердого раствора. Зоны

Гинье-Престона ориентированы в кристаллической решетке исходного твердого раствора таким образом, что пограничные, слои атомов принадлежат обеим решеткам в равной степени. Подобная когерентная связь кристаллических структур зон Гинье-Престона и основного твердого раствора вызывает значительные искажения кристаллической структуры и затрудняет движение (скольжение) дислокаций. Это и вызывает заметное упрочнение сплавов при естественном старении.

Следующей стадией распада пересыщенного твердого раствора является перераспределение атомов в зонах Гинье-Престона, в результате которого расположение атомов в зоне уже не соответствует структуре основного твердого раствора и соответствует структуре новой фазы. Однако эти предзародыши новой фазы еще когерентно связаны с исходным твердым раствором, т.е. решетка твердого раствора непрерывно переходит в решетку зоны, и не имеет четкой фазовой границы. Образование когерентных выделений еще более упрочняет сплав, так как из-за различия в структуре и параметрах решетки кристаллические решетки твердого раствора и зон еще более искажены и это еще более затрудняет движение (скольжение) дислокаций.

Завершающей стадией распада является образование зародышей, новой фазы из зон Гинье-Престона или предзародышей. Этот переход сопровождается непрерывные укрупнением зон. При некотором, критическом размере зон, вызываемые ими искажения кристаллической решетки настолько велики, что становятся энергетически более выгодным выделением образовавшихся зон в виде более крупных самостоятельных кристаллов с разрушением их когерентной связи со структурой твердого раствора, из которого они выделялись. По мере развития этой стадии старения, прочность и твердость сплавов начинает снижаться.

При искусственном старении процесс распада пересыщенного твердого раствора также протекает в три стадии, повышение температуры лишь ускоряет выделение упрочняющей фазы.

В литых сплавах алюминия с медью и магнием при быстром охлаждении, когда кристаллизация имеет неравновесный характер, появляется некоторое количество эвтектики либо двойной (б + и - фаза (CuAl2), либо тройной (б+и- фаза (CuAl2))+s - фаза (CuMgAl2)+ s - фаза.

Такие литые сплавы обладает повышенной хрупкостью, поэтому перед механической обработкой их подвергают длительному отжигу при температуре 510 - 520 °С. В процессе отжига и-фаза и S-фаза переходят в твердый раствор (растворяются). После деформации и рекристаллизационного отжига сплавы переходят в состояние твердого раствора и приобретают структуру полиэдрической формы. Под микроскопом в таких сплавах можно видеть кристаллы б - твердого раствора (белое поле), кристаллы и-фазы (СuAl2) (серого цвета) и кристаллы S -фазы (CuMgAl2) (темного цвета).

Закалка таких сплавов состоит в нагреве выше линии предельной растворимости, выдержки при этой температуре в течение времени, достаточного для полного растворения упрочняющих фаз в твердой растворе и быстром охлаждении в воде.

Двойные сплавы алюминия и меди содержат не более 5,6 % меди и при достаточно высоких температурах могут быть переведены в состояние однородного б-твердого раствора. Закалка позволяет предупредить распад твердого раствора и получить пересыщенный твердый раствор при комнатной температуре. Непосредственно после закалки сплавы обладают высокой пластичностью, пределом прочности и твердостью "свежезакаленного" сплава лишь несколько выше, чем отожженного. Именно в этом состоянии и производят механическую обработку сплавов холодной деформацией - прокатку, штамповку, ковку, волочение и др. Однако пересыщенный б-твердый раствор меди в алюминии неустойчив при комнатной, температуре и в нем развиваются процессы естественного старения. У сплава с 5 % меди после закалки и естественного старения предел прочности повышается до 36 - 40 кГ/мм2, тогда как в отожженном состоянии эти сплавы имеют предел прочности не выше 20 - 22 кГ/мм2, а в закаленном - 24 - 26 кГ/мм2. Максимальное упрочнение этих ставов достигается при искусственном старении при температуре 100 - 150 °С за 5 часов.

Естественное старение закаленных сплавов алюминия с медью заканчивается на первой стадии. При этом их прочность и твердость повышаются до некоторого максимального значения, после чего перестают изменяться. Зоны Гинье-Престона обнаруживаемые рентгенографическим методом, представляет собой пластины размером порядка 100 ? в диаметре и параллельные плоскости {100} кристаллической решетки б-твердого раствора.

Искусственное старение при температуре 100 - 150 °С приводит к еще более сильному упрочнению сплавов, так как при повышенных температурах происходит укрупнение зон Гинье-Престона и с течением времени в этих зонах наблюдается выделение промежуточной метастабильной и'-фазы, близкой по составу к соединению CuAl2 и имеющей тот же тип кристаллической решетки с несколько отличающимися значениями параметров. Появление промежуточной и'-фазы связано с тем, что решетка устойчивой в -фазы (CuAl2) не обладает плоскостью, по которой была бы возможна когерентная связь с решеткой б -твердого раствора. Выделение мелкодисперсной и' -фазы способствует еще некоторому упрочнению сплавов.

Третья стадия старения алюминиевомедных сплавов заключается в переходе метастабильной и' -фазы в СuAl2 и ее коагуляции с образованием более крупных самостоятельных кристаллов. Когерентная связь фаз разрывается, решетка основного твердого раствора начинает претерпевать значительно меньшие искажения, и поэтому наблюдается разупрочнение сплавов.

В дюралюмины (сплавы системы алюминий - медь - магний) максимальное упрочнение достигается при естественном старении. Обычно дюралюмины содержат 3,8 - 4,9 % меди и 1,2 - 1,8 % магния; при меньшем содержании этих компонентов эффект упрочнения невелик из-за малого количества фаз-упрочнителей. В дюралюминах, кроме того, неизбежно присутствуют примеси железа (до 0,7%) и кремния (до 0,5 %), присутствующие в техническом алюминии. Эти примеси, особенно железо, снижают способность дюралюминов к упрочнению термообработкой, так как связывают медь в сложные соединения, исключая ее участие в процессах старения. Поэтому в дюралюмины специально вводят добавку марганца (до 0,8 %), который образует с железом и кремнием нерастворимые в основном твердом растворе соединение AlFе2SiMn, в результате чего их вредное влияние устраняется. Кроме того, хотя марганец и не участвует в процессах старения, его введение в сплав само по себе вызывает некоторое дополнительное упрочнение, так как растворяясь в б -твердом растворе, он повышает его прочность.

Таким образом, современный дюралюмин является сплавом шести компонентов. Однако вследствие того, что железо, кремний и отчасти марганец находятся в связанном состоянии в виде сложных соединений AlFeSiMn, AlFeSiCu и др., практически нерастворимы в твердом растворе и поэтому существенно не влияющих на ход фазовых превращении, их упрочнение при термообработке в основном определяется характером превращений в тройной системе алюминии - медь - магний.

В зависимости от соотношения меди и магния в дюралюминах фазами-упрочнителями в этих сплавах могут быть и-фаза, S-фаза, фазы Т и в дают очень слабое упрочнение, и поэтому сплавы такого состава, при котором равновесными фазами являются Т и в, практически не применяются. В сплавах с содержанием 4 - 5 % меди и I - 2 % магния основную роль в упрочнении играет S-фаза.

Закалка дюралюминов производится с температуры 490 - 500 С в холодной воде. Непосредственно после закалки дюралюмины обладают высокой - пластичностью, их упрочнение незначительно: предел прочности закаленного дюралюмина (26- 28 кГ/мм2) лишь несколько выше, чем отожженного (22 -24 кГ/мм2). Старение дюралюминов эффективно протекает уже при комнатной температуре; прочность (до. 48 кг/мм2) достигаетесь через 5-7 суток и в дальнейшем остается постоянной.

Старение дюралюминов протекает в соответствии с рассмотренной схемой. Сначала в структуре образуются зоны, обогащенные медью и магнием, из которых затем при повышенных температурах формируются промежуточная Sґ-фаза, переходящая в стабильную S -фазу. Естественное старение дюралюминов заканчивается на стадии образования зон Гинье-Престона.

Структура дюралюминов после естественного старения не отличается от структуры сплава после закалки. После искусственного старения по границам и даже внутри зерен твердого раствора наблюдаются серые выделения и-фазы (под микроскопом - серые) и выделения S-фазы (темные).

3. Литейные алюминиевые сплавы

Наиболее распространенными литейными алюминиевыми сплавами являются силумин - сплавы алюминия и кремния.

Применяются как доэвтектические, так и заэвтектические силумины. Однако сплавы доэвтектического и эвтектического состава сочетают в себе лучшие литейные и механические свойства и поэтому более распространены.

Структура доэвтектических силуминов содержит кристаллы б - твердого раствора и эвтектику (б +Si). Вследствие неравновесного характера кристаллизации силумины в литом виде состава, близкого к эвтектическому, могут содержать и кристаллы кремния. Структура заэвтектических

В литых силуминах эвтектика является грубоигольчатой с включениями крупных вытянутых кристаллов кремния, и сплавы обладают повышенной хрупкостью.

С целью получения мелкозернистой эвтектики и повышения механических свойств силумины модифицируют. Модифицирование заключается в том, что перед разливкой сплава его обрабатывают смесью фтористых и хлористых солей натрия. При взаимодействии этих солей с компонентами сплава образуется металлический натрий, который и оказывает модифицирующее действие.

Природа модифицирования силуминов очень сложна и, по-видимому, одновременно связана с явлением сильных локальных переохлаждений, вызываемых модификатором, образованием большого числа центров кристаллизации и подавлением роста кристаллов кремния адсорбцией на их гранях металлического натрия.

В результате модифицирования эвтектика становится мелкозернистой, предел прочности повышается на 40 - 50 %, а пластичность возрастает в 2 - 3 раза. алюминиевый сплав дюралюминов силуминов

Модифицирование вызывает изменения и в положении линий фазового равновесия диаграммы состояния. Температура затвердевания эвтектики понижается с 574 до 564 °С, а эвтектическая точка смещается в сторону большего содержания кремния. В. результате силумины эвтектического состава, у которых в немодифицированном состояния формируется неблагоприятная грубоигольчатая эвтектическая структура, после модифицирования, как правило, имеют доэвтектическую структуру.

Силумины эвтектического состава (АЛ2) обладают хорошими литейными свойствами и применяются для отливки деталей сложной формы для работы при средней нагруженности.

Двойные силумины доэвтектического состава обычно легируют добавками магния (АЛ4), меди (АЛ7), меди и магния (АЛЗ, АЛ5) цинка, марганца и др., для повышения их механических свойств. В результате силумины приобретают способность к упрочнению термообработкой (закалка - старение).

В связи с неизбежным присутствием железа в силуминах наряду с обычными структурными составляющими присутствуют включения нерастворимых железосодержащих фаз, кристаллизующихся либо в, виде скелетообразных кристаллов б- (AlSiFe) фазы, называемых "китайский шрифт", либо в виде игл или пластин белее богатой, железом в-фазы (AlSiFe). Наличие железосодержащих фаз приводит к снижению механических свойств силуминов, особенно понижается ударная вязкость и пластичность. Для нейтрализации вредного влияния железа в силумины вводят марганец, в присутствии которого образуется соединение FeSiAlMn, кристаллизующиеся в более или менее компактном виде.

Литература

1. Б.Н. Арзамасов, В.И. Макарова, Г.Г. Мухин и др. Материаловедение. - М: МГТУ им. Баумана. 2001 г.

2. Материаловедение. Под редакцией член. - кор. РАН Ю.М. Соломенцева. М. «Высшая школа» 2005 г.

3. А.П. Гуляев. «Металловедение». М., Металлургия, 1986 г.

4. Ю.М. Лахтин, В.П. Леонтьева. М., Машиностроение, 1990 г.

Размещено на Allbest.ru