Фазовый состав алюминиевых сплавов

Размещено на http://www.allbest.ru/

УДК 669.017.11

Казахский национальный технический университет

им. К.И. Сатпаев

Фазовый состав алюминиевых сплавов

А.Р. ТОЛЕУОВА

Д.У. СМАГУЛОВ

В различных изделиях машиностроения традиционно используются стали и чугуны. В частности, из них делают детали водозаборной арматуры для нефтегазового комплекса. В одних случаях используют обычные марки типа СЧ20, в других - высоколегированные сплавы. В последнее время в мире четко обозначилась тенденция замены сталей и чугунов более легкими сплавами, прежде всего на основе алюминия. Это особенно актуально для тех применений, где требование к минимизации массы изделия является одним из ключевых (например, автомобилестроение).

Если прочностные свойства алюминиевых сплавов находятся на уровне серых чугунов и обычных углеродистых сталей, то по характеристикам износостойкости и жаропрочности сильно уступают последним. С другой стороны, получение объемного износостойкого легкого материала (например, в виде керамики) хотя и позволяет добиться повышения некоторых эксплуатационных свойств, но имеет много недостатков. Среди последних следует отметить хрупкость и, как правило, высокую стоимость. Наиболее перспективным направлением в области создания легких, надежных и долговечных деталей арматуростроения является применение жаропрочных алюминиевых сплавов нового поколения и специальных защитных покрытий. алюминий сплав металл кристаллизация

Известно, что быстрозакаленные алюминиевые сплавы, содержащие 0,05 вес % переходных металлов (Zr, Fe, Cr), хорошо зарекомендовали себя в качестве основы перспективных жаропрочных гранулируемых сплавов в основном за счет формирования в них пересыщенных твердых растворов.

Многие служебные характеристики алюминия сплавов определяются существованием в них алюминидов переходных металлов. В исследованиях последних лет показано, что при быстрой закалке расплавов можно получать дисперсные метастабильные алюминиды, которые дают дополнительные возможности для варьирования и улучшения эксплуатационных свойств таких материалов. Таким образом, разработка новых технологий получения алюминиевых сплавов с переходными металлами открывает широкие возможности для повышения эксплуатационных свойств данных материалов и является важной задачей современного металловедения.

Введение основных легирующих элементов в больших количествах оказывается возможным потому, что они обладают значительной растворимостью в алюминии в твердом состоянии, что вытекает из двойных диаграмм состояния.

Первая и главная функция легирующих элементов - повысить прочность алюминия (чистый алюминий имеет слишком низкую прочность - ув < 60 МПа). Упрочнение достигается за счет образования твердого раствора и во многих системах - путем дисперсионного твердения. Кроме того, от содержания легирующих элементов зависят литейные свойства сплава, что в значительной мере определяет их технологичность и, как следствие этого, степень промышленного использования.

Эффект растворного упрочнения определяется рядом факторов, главным из которых является размерный. Относительная разница атомных радиусов алюминия и легирующего элемента ((RА1 - R2)/RА1)100 % максимальна в случае добавки меди (10,5 %). Эта добавка обеспечивает максимальное растворное упрочнение (Дув/1 ат. % = 30…40 МПа). Медь, помимо растворного упрочнения, обеспечивает возможность существенного дисперсионного твердения в результате старения после закалки, поскольку ее растворимость в (Al) с понижением температуры существенно уменьшается. Поэтому у сплавов системы Al - Cu можно достигнуть гораздо большей прочности (особенно пределов упругости и текучести) в широком интервале температур. В то же время медь существенно снижает коррозионную стойкость алюминия и любых его сплавов. В этом отношении она является вредной добавкой и ее концентрацию нужно ограничивать. Медь образует с алюминием широкоинтервальную фазовую диаграмму, поэтому литейные свойства сплавов на базе системы Al - Cu очень низки.

Наиболее универсальной малой добавкой является марганец, который входит в состав большинства промышленных сплавов. Основная цель введения марганца и таких переходных металлов, как титан, цирконий, хром и ванадий, состоит в дополнительном упрочнении сплавов. Достигается это упрочнение за счет образования твердых растворов.

Помимо упрочнения добавки переходных металлов часто улучшают технологичность сплавов за счет измельчения зерна. Особенно эффективен в этом отношении цирконий. Также добавка циркония повышает сопротивление различным видам коррозии. При этом следует обязательно отметить, что положительное действие перечисленных добавок может быть достигнуто только при строгом соблюдении технологии.

В данной работе выполнен количественный фазовый анализ состава системы Al-Cu-Mn-Zr, содержащей меди до 8 %, марганца до 3 % и до 1 % циркония, используя программу Thermo - Calc.

Учитывая, что первичные кристаллы интерметаллидов, которые в общем случае нежелательны, образуются при сравнительно небольших концентрациях переходных металлов, на первом этапе рассчитывали (с использованием базы данных TTAL5) границы ликвидуса для тройной системы Al-Cu-Mn. Из рисунка 1а следует, что с увеличением в сплаве содержания меди граница появления первичных кристаллов Mn-содержащих фаз (Al20Cu2Mn3 и Al6Mn) сдвигается в сторону меньших концентраций марганца. Этот результат является первым доводом в пользу маломедистых сплавов АЛТЭК по сравнению со сплавами типа 1201, содержащими более 6 % Cu. Расчет границ солидуса также показывает, что с повышением содержания меди однофазная область (Al) сильно сужается по марганцу: от 1,4 % Mn в двойной системе до 0,2 % Mn при 5,7 % Cu (рисунок 1б).

Таблица 1 - Cостав некоторых деформируемых сплавов на основе системы Al-Cu-Mn-Zr

Добавка циркония в двойные сплавы, как известно, приводит к образованию фазы Al3Zr [1]. Хотя в литературе нет данных по строению диаграммы Al-Cu-Mn-Zr, распределение фазовых областей в алюминиевом углу этой четверной системы в твердом состоянии можно спрогнозировать, опираясь на имеющуюся информацию. Известно, что цирконий сильно повышает температуру ликвидуса в двойных сплавах. Расчет показывает, что наличие меди и магния мало сказывается на степени этого повышения, что демонстрируют политермические разрезы, показанные на рисунке 2, а также данные, приведенные в таблице 2.

Таблица 2 - Параметры кристаллизации характерных сплавов системы Al-Cu-Mn-Zr

Температуры ликвидуса (TL) и солидуса (TS) являются одними из наиболее важных характеристик любого сплава. С помощью этих температур определяют режимы термической обработки, температуры плавки и литья сплавов. Результаты расчета значений TL и TS для некоторых сплавов системы Al - Cu - Mn - Zr приведены в таблице 2. Исходя из результатов расчета, можно сделать вывод, что медь не сильно влияет на TL, но заметно снижает TS. С другой стороны, добавка уже 0,4 % Zr поднимает ликвидус выше 800 C.

Рисунок 1 - Границы поверхностей ликвидуса (выделены жирными линиями) и солидуса в системе Al-Cu-Mn

Поскольку наибольший эффект от добавки циркония связан с формированием метастабильной фазы Al3Zr с кристаллической решеткой L12, изотермические разрезы рассчитывали, исключив с расчета стабильную фазу (D023). Разрез при 0,4 % Zr и 300 0С (рисунок 3) показывает именно ту последовательность изменения фазовых областей с повышением отношения Cu: Mn, которая вытекает из рисунка 2.

Влияние температуры отражают политермические разрезы при переменном содержании марганца (рисунок 4). Из них видно, что уменьшение концентрации меди с 2 до 1 % уменьшает вероятность образования фазы Al2Cu.

Рисунок 2 - Политермические разрезы системы Al-Cu-Mn-Zr при переменном содержании циркония

Рисунок 3 - Изотермический разрез системы Al-Cu-Mn-Zr при 0,4 % Zr и 300 0С: расчет для метастабильной фазы Al3Zr (L12)

Зависимость массовой доли твердых фаз от температуры при неравновесной кристаллизации сплава Al - Cu - Mn - Zr, рассчитанная по программе Thermo-Calc, приведена на рисунке 6.

Как видно из таблицы 2 и рисунка 5, небольшая добавка меди почти не влияет на характер кристаллизации сплава. В неравновесных условиях кристаллизации растворимость марганца в алюминии возрастает, а образование тройного соединения подавляется. Поэтому в таких сплавах вместе с (Al) сосуществуют фазы Al2Cu и Al6Mn. После образования первичных кристаллов (Al), происходит выделение фаз Al2Cu и Al20Cu2Mn3 по следующей реакции: L (Al)+Al2Cu+ +Al20Cu2Mn3 при температуре 547 °С. С дальнейшим увеличением концентрации меди существенных изменений не наблюдается.

Рисунок 4 - Политермические разрезы системы Al-Cu-Mn-Zr при 0,4 % Zr и переменном содержании марганца

Количественная информация по фазовому составу характерных сплавов при 350 и 540 °С приведена в таблице 3.

С использованием программы Thermo-Calc проведен количественный анализ фазовой диаграммы Al - Cu - Mn - Zr, включая расчет изотермических и политермических сечений, температур ликвидуса и солидуса, массовых и объемных долей фаз. Определены области концентраций и температур, при которых может быть достигнуто максимальное количество дисперсоидов Al20Cu2Mn3 и минимальное количество фазы Al2Cu, что должно отвечать наилучшей жаропрочности.

Рисунок 5 - Зависимости массовой доли твердых фаз от температуры в сплавах системы Al-Cu-Mn-Zr в процессе неравновесной кристаллизации

Таблица 3 - Фазовый состав сплава Al - Cu - Mn - Zr при 350 и 540 °С, рассчитанный по программе Thermo-Calc

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Мондольфо Л.Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов. М.: Металлургия, 1979.

Размещено на Allbest.ru