Лабораторная работа № 2 микроструктурный анализ алюминиевых сплавов

Промышленные алюминиевые сплавы – это многокомпонентные и многофазные системы. Расшифровка фазового состава таких сплавов может потребовать последовательного применения серии индикаторных травителей, дающих характерную окраску разных фаз.

Наиболее широко используемыми травителями алюминиевых сплавов является 1%-й раствор HF в воде и реактив Келлера – смесь 5%-х водных растворов кислот HCl, HNO₃ и HF в объемном соотношении 1 : 1 : 2.

Для повышения прочности большинство алюминиевых сплавов подвергают закалке и старению. При нагреве под закалку происходит растворение всех или отдельных избыточных фаз, называемых фазами-упрочнителями. При последующем ускоренном охлаждении эти фазы не успевают выделиться, в результате фиксируется пересыщенный твердый раствор легирующих элементов в алюминии.

В сплаве Х (рис. 1) при температуре нагрева под закалку t_зак. -раствор является ненасыщенным. При охлаждении до температуры t₁ (точка a) он становится насыщенным и далее, если охлаждение достаточно медленное (с печью, например), то из него выделяется -фаза (_II). Эта фаза отличается от исходного -раствора повышенным содержанием компонента В, и поэтому ее выделение требует диффузии этого компонента в -фазе к центрам выделения.

Рис. 1. Схема к объяснению закалки и старения алюминиевых сплавов

Если -фаза успевает полностью выделиться, то состав исходного раствора изменяется, в соответствии с диаграммой состояния, по линии ab. При комнатной температуре отожженный сплав в равновесном состоянии должен содержать две фазы: насыщенный -раствор состава точки b и вторичные выделения -фазы (_II).

При быстром охлаждении с температуры t_зак. (в воде, например) диффузионное выделение -фазы не успевает произойти, и после такой термообработки (закалки) сплав содержит при комнатной температуре только одну -фазу. В -фазе закаленного сплава сохраняется все то количество компонента B, которое было в ней при температуре закалки: концентрация -раствора изображается точкой c и, следовательно, -раствор является пересыщенным (состав насыщенного раствора – точка b).

Пересыщенный раствор в закаленном сплаве неустойчив и при температурах ниже точки a стремится избавиться от избытка растворенного компонента B. При старении закаленного сплава, в зависимости от температуры и продолжительности процесса, в пересыщенном растворе образуются участки, обогащенные легирующими элементами (зоны Гинье-Престона), дисперсные частицы промежуточных метастабильных фаз или выделяются стабильные фазы.

Упрочнение сплава происходит в результате закалки (благодаря образованию пересыщенного раствора) и, главным образом, при старении на стадиях образования зон и метастабильных фаз (дисперсионное твердение). На этих стадиях старения из-за высокой дисперсности продуктов распада микроструктура состаренного алюминиевого сплава под световым микроскопом обычно такая же, как и у закаленного сплава; выделения видны в электронном микроскопе.

Алюминиевые сплавы по технологии изготовления подразделяются на деформируемые и литейные.

Деформируемые сплавы

Область составов деформируемых сплавов простирается от алюминия до сплавов вблизи точки предельной растворимости (рис. 2). Эффект упрочнения как при закалке, так и при старении, тем больше, чем выше пересыщенность твердого раствора. Поэтому максимальной прочностью обладают сплавы, состав которых близок к точке предельной растворимости при эвтектической температуре (точке с).

Рис. 2. Области составов деформируемых и литейных алюминиевых сплавов

В литом состоянии главная структурная составляющая деформируемых сплавов – дендриты раствора  на базе алюминия. Под микроскопом обычно видны границы светлых дендритных ячеек, являющихся сечениями ветвей дендритов алюминиевого раствора. По этим границам располагаются двойные, тройные и более сложные эвтектики и фазы перитектического происхождения. Эвтектики в деформируемых сплавах появляются обычно из-за неравновесной кристаллизации (см. пунктирные линии на рис. 2). Во многих сплавах эвтектики, объемная доля которых мала, вырождены: по границам дендритных ячеек видны включения интерметаллидов эвтектического происхождения.

К избыточным фазам, образованным основными легирующими элементами и алюминием, относятся Mg₂Si, (CuAl₂), S(Al₂CuMg), (Al₃Mg₂), (MgZn₂) и (Al₂Mg₃Zn₃).

Силицид Mg₂Si встречается особенно часто, т.к. большинство сплавов содержат Mg в качестве легирующего элемента и примеси (реже – легирующего элемента) Si , причем Mg обладает большим сродством к Si. Силицид магния в эвтектике +Mg₂Si имеет ярко выраженную скелетную форму. Если эвтектика вырождена, то видны тонкие, с ответвлениями кристаллы Mg₂Si черного цвета. Идентифицировать силицид Mg₂Si весьма просто, т.к. он в отличие от подавляющего большинства других фаз, невидимых или имеющих светлые оттенки на нетравленом шлифе, сильно травится при мокрой полировке, приобретая цвета от голубого до черного (в зависимости от степени окисления).

Большинство сплавов содержат в качестве легирующей добавки Mn и неизбежные примеси Fe и Si. Поэтому в структуре слитков можно встретить граненые, ромбовидные светлые кристаллы Al₆Mn с «выеденной» сердцевиной, слегка темноватые иголки FeAl₃ и, особенно часто, сложную составляющую переменного состава (Al,Fe,Mn,Si). Эта составляющая встречается в характерной форме «китайского шрифта» или в виде пластин с неправильными очертаниями.

Структуры отожженных и закаленных деформированных полуфабрикатов из разных сплавов более однообразны по сравнению со структурами слитков. Все они состоят из разноосных или вытянутых зерен алюминиевого раствора и мелких включений избыточных фаз. К последним относятся остатки фаз-упрочнителей, не полностью перешедших в алюминиевый раствор при гомогенизации слитков и нагреве под закалку полуфабрикатов, и включения (часто строчечные) нерастворимых в твердом Al железосодержащих и других фаз. Эти включения обычно не имеют характерных форм, наблюдаемых в литых сплавах, т.к. они дробятся при обработке давлением. Отдельные нерастворимые фазы не дробятся и сохраняют присущую им форму граненых включений. Идентификация фаз, имеющих на травленом шлифе вид мелких точечных включений, весьма затруднена. Легко идентифицировать лишь включения Mg₂Si, т.к. они выделяются на светлом фоне нетравленого шлифа своим темным (до черного) цветом.

Деформируемые сплавы подразделяются на термически неупрочняемые (не подвергаемые закалке и отпуску) и термически упрочняемые.

Термически неупрочняемые сплавы

К термически неупрочняемым сплавам принадлежат технический Al, сплавы на основе системы Al – Mn и сплавы системы Al – Mg (магналии).

Технический Al марок АД00 (99,7 % Al), АД0 (99,5 % Al), АД1 (99,3 % Al), АД (98,8 % Al) относится к деформируемым сплавам, в которых отсутствуют специально введенные легирующие элементы, а содержащиеся в них примеси, из которых главные – Fe и Si, дают свои структурные составляющие.

Растворимость железа в твердом алюминии – менее 0,05 % (рис. 3). В промышленных сплавах Fe и Si могут образовывать малорастворимые в твердом алюминии фазы (рис. 4): FeAl₃, (Al,Fe,Si) и (Al,Fe,Si). Фазе (Al,Fe,Si) приписывают формулу Al₁₂Fe₃Si, фазе (Al,Fe,Si) – Al₉Fe₂Si₂.

Рис. 3. Диаграмма состояния системы Al – Fe

В техническом Al содержание Fe не настолько большое, чтобы указанные соединения первично кристаллизовались из расплава. Состав технического Al марок АД00, АД0, АД1 и АД находится на диаграмме состояния Al – Fe – Si в области первичной кристаллизации Al, т.е. ниже линии e₁P₁ (рис. 4).

Рис. 4. Поверхность ликвидуса системы Al – Fe – Si

Кривые e₁P₁, P₁P₂ и P₂E являются линиями кристаллизации двойных эвтектик Al+FeAl₃, Al+(Al,Fe,Si) и Al+(Al,Fe,Si) соответственно. Точка P₁ отвечает перитектической реакции Ж+FeAl₃Al+(Al,Fe,Si), точка P₂ – перитектической реакции Ж+(Al,Fe,Si)Al+(Al,Fe,Si) и точка E – эвтектической реакции ЖAl+(Al,Fe,Si)+Si.

При высоком процентном соотношении Fe : Si состав расплава к концу первичной кристаллизации алюминия попадает на линию e₁P₁, и кристаллизуется эвтектика Al+FeAl₃. Затем по перитектической реакции может образоваться (Al,Fe,Si). При меньшем соотношении Fe : Si после первичной кристаллизации алюминия образуется эвтектика Al+(Al,Fe,Si) по линии P₁P₂, а затем по перитектической реакции может образоваться (Al,Fe,Si). При малом соотношении Fe : Si после первичной кристаллизации образуется двойная эвтектика Al+(Al,Fe,Si) и может образоваться тройная эвтектика Al+(Al,Fe,Si)+Si. Последний случай типичен для силуминов и редко реализуется при кристаллизации деформируемых сплавов, т.к. в них содержание Si относительно низкое.

В структуре технического Al в литом состоянии по границам дендритных ячеек расположены иголки FeAl₃ эвтектического происхождения и (или) -фаза (Al,Fe,Si) перитектического или эвтектического происхождения. В двойной эвтектике Al+(Al,Fe,Si) -фаза (Al,Fe,Si) имеет характерную форму иероглифов, благодаря которой ее обычно называют китайским шрифтом, или скелетную форму. Железосодержащие фазы практически нерастворимы в твердом Al, в полуфабрикатах, отожженных после обработки давлением, они расположены в виде раздробленных темных включений в светлой алюминиевой матрице.

Сплав АМц относится к системе Al – Mn (рис. 5). Он содержит 1,3 % Mn, остальное – Al. Главная избыточная фаза в сплаве – Al₆Mn.

Рис. 5. Диаграмма состояния системы Al – Mn

При анализе структуры следует учитывать наличие примеси Fe (до 0,7 %) и примеси Si (до 0,6 %). Если Si в сплаве очень мало, то структура слитка, в соответствии с диаграммой состояния системы Al – Mn – Fe (рис. 6), состоит из первичных кристаллов -раствора Mn в Al, двойной эвтектики +Al₆Mn и тройной эвтектики +Al₆Mn+FeAl₃. Соединение Al₆Mn способно растворять большое количество Fe и поэтому его обозначают как Al₆(Mn,Fe). Двойная и тройная эвтектики в сплаве АМц металлографически трудно различимы. В присутствии Si образуется железомарганцовокремнистая фаза (Al,Fe,Mn,Si) в форме китайского шрифта.

Рис. 6. Поверхность ликвидуса системы Al – Mn – Fe

Структура деформированных и отожженных полуфабрикатов состоит из зерен раствора Mn в алюминии и темных раздробленных включений интерметаллидных фаз.

Сплав АМг6 относится к группе магнилиев – сплавов на основе системы Al – Mg (рис. 7), широко используемых в современной технике. Они отличаются хорошей свариваемостью, коррозионной стойкостью и большей прочностью, чем сплавы АМц. Сплав АМг6 содержит 6,3 % Mg, 0,6 % Mn, 0,06 % Ti, 0,001 % Be и не более 0,4 % примеси Fe и 0,4 % примеси Si.

Основной структурной составляющей сплава АМг6 является твердый раствор Mg и Mn в алюминии. В литом состоянии по границам дендритных ячеек алюминиевого раствора находятся светлые компактные включения  (Al₃Mg₂). Эта фаза в сплаве, находящемся по составу далеко влево от точки предельной растворимости (17,4 % Mg), образуется при литье слитков из-за неравновесной кристаллизации эвтектики +. В структуре слитка эвтектика вырождена в -фазу. Микродобавки Be (для уменьшения окисляемости) и Ti (модификатора зерна) своих структурных составляющих не дают.

Рис. 7. Диаграмма состояния системы Al – Mg

Примесь Si образует с Mg силицид Mg₂Si, обнаруживаемый в виде черных разветвленных и скелетных кристаллов. Добавка Mn частично находится в алюминиевом растворе, а частично образует с примесью Fe и, возможно, Si коричневатую составляющую в виде иероглифов или пластин с неправильными очертаниями.

В деформированных полуфабрикатах -фаза (Al₃Mg₂) отсутствует, так как она полностью переходит в алюминиевый раствор во время гомогенизации слитков. При этом силицид Mg₂Si растворяется лишь частично, и в структуре полуфабрикатов остаются скругленные включения силицида, скоагулировавшие при температуре гомогенизации слитка. Кроме того, видны темные угловатые включения в Al железистой фазы.

Термически упрочняемые сплавы

К термически упрочняемым сплавам, подвергающимся закалке и старению, принадлежат разнообразные сплавы на основе систем и Al – Mg – Si (авиали), Al – Cu – Mg (дюралюмины), Al – Zn – Mg – Cu (высокопрочные сплавы) и др.

Сплав АВ принадлежит к группе авиалей – сплавов с повышенной пластичностью и сравнительно невысокой прочностью на базе системы Al – Mg – Si. Он содержит 0,7 % Mg, 0,9 % Si, 0,3 % Cu, 0,25 % Mn или Cr, до 0,5 % Fe. Фазой-упрочнителем при термической обработке является Mg₂Si. В первом приближении структуру этого сплава можно проанализировать, используя диаграмму состояния Al – Mg – Si (рис. 8). В соответствии с этой диаграммой состояния, по окончании кристаллизации сплав АВ должен быть однофазным -раствором Mg и Si в Al. Практически же из-за дендритной ликвации в слитке кристаллизуется двойная эвтектика +Mg₂Si и может образоваться небольшое количество тройной эвтектики +Mg₂Si+Si с температурой плавления 555С.

Рис. 8. Поверхности солидуса системы Al – Mg – Si

Эвтектики обычно вырождены в кристаллы силицида Mg₂Si, черные веточки которого видны по границам дендритных ячеек -раствора. Кроме того, можно встретить серые граненые кристаллики Si (из тройной эвтектики +Mg₂Si+Si). Медь находится в твердом растворе. Железо и марганец могут образовывать коричневые иероглифы (Al,Fe,Mn,Si).

В деформированных и закаленных с 520С полуфабрикатах структура состоит из зерен -раствора Mg, Si, Cu и Mn в Al и небольшого количества темных частиц нерастворимой в Al составляющей (Al,Fe,Mn,Si).

Сплав Д1 принадлежит к широко известной группе среднепрочных сплавов на основе системы Al – Cu – Mg – дуралюминам. Сплав содержит 4,3 % Cu, 0,6 % Mg, 0,6 % Mn и до 0,7 % примеси Fe и 0,7 % примеси Si. Главной фазой – упрочнителем сплава Д1 при термической обработке является (CuAl₂).

Согласно диаграмме состояния Al – Cu – Mg сплав Д1 по окончании кристаллизации должен содержать только одну фазу – -раствор на базе алюминия. При анализе литой структуры следует учитывать дендритную ликвацию и присутствие обязательной добавки Mn, а также примесей Fe и Si. Из-за дендритной ликвации в сплаве Д1 кристаллизуется двойная эвтектика +(CuAl₂), которая обычно вырождена и обнаруживается под микроскопом в виде светлых включений CuAl₂. Примесь Si образует силицид Mg, входящий в образующиеся при неравновесной кристаллизации тройную +CuAl₂+Mg₂Si и четверную +CuAl₂+Mg₂Si+S(Al₂CuMg) эвтектики. Тройная эвтектика может образовывать островки и может быть структурно вырождена. Четверная эвтектика, которой очень мало, всегда структурно вырождена. Силицид магния на шлифе выявляется в виде черных скелетных кристаллов внутри островков тройной эвтектики, а также в виде черных веточек из вырожденных тройной и четверной эвтектик. Фаза S из вырожденной четверной эвтектики дает компактные включения коричневого цвета, чем и отличается от CuAl₂. Количество фазы S в сплаве Д1 несравненно меньше, чем основной избыточной фазы – CuAl₂. На шлифе можно увидеть также коричневые иероглифы (Al,Fe,Mn,Si).

При гомогенизации слитков и нагреве под закалку неравновесная тройная и четверная эвтектики растворяются. В структуре деформированных и закаленных с 500С полуфабрикатов на фоне зерен раствора Cu, Mg и Mn в Al видны округлые светлые частицы фазы CuAl₂, не полностью перешедшей в раствор при нагреве и гомогенизации слитка и нагреве под закалку полуфабриката. Этих частиц больше при содержании меди в сплаве вблизи верхнего предела (4,8 %). Кроме того, видны черные частицы Mg₂Si (остатки силицида, не полностью растворившегося при температуре закалки) и более светлые, чем силицид Mg , раздробленные при деформировании частицы фазы (Al,Fe,Mn,Si), нерастворимой в твердом Al.

При небольшом завышении температуры закалки дуралюмина (как и других алюминиевых сплавов) возможен пережог, проявляющийся в снижении прочности и пластичности и являющийся неисправимым браком.

Металлографически пережог дуралюмина проявляется в утолщении границ зерен, в появлении островков эвтектик в тройных стыках зерен, глобулей внутри зерен (результат частичного оплавления CuAl₂ ) и в появлении извилистых межзеренных микротрещин.

Сплав Д16 отличается от сплава Д1 более высоким содержанием Mg. Он содержит 4,3 % Cu, 1,5 % Mg, 0,6 % Mn и до 0,5 % примеси Fe и 0,5 % примеси Si. Главной фазой-упрочнителем при термической обработке дуралюмина Д16 является S-фаза (Al₂CuMg). Сплав Д16 более прочен, чем Д1.

В соответствии с диаграммой состояния четверной системы Al – Cu – Mg – Si в сплаве Д16 после первичной кристаллизации -раствора на основе алюминия кристаллизуется двойная эвтектика +Mg₂Si, затем тройная эвтектика +Mg₂Si+S и, наконец, при 500С – четверная эвтектика +CuAl₂+Mg₂Si+S. Двойная эвтектика обычно вырождена в кристаллики Mg₂Si по границам дендритных ячеек -раствора. Черные веточки Mg₂Si хорошо видны на нетравленом шлифе. Тройная эвтектика +Mg₂Si+S(Al₂CuMg) и четверная эвтектика +CuAl₂+Mg₂Si+S(Al₂CuMg) также вырождены и на травленом шлифе по границам дендритных ячеек -раствора хорошо видны более темные включения S(Al₂CuMg)-фазы и светлые включения CuAl₂ из этих эвтектик. Четверная эвтектика содержит всего 0,45 % Si, и поэтому количество силицида Mg в ней очень мало.

Структура литого сплава Д16 отличается от структуры литого дуралюмина Д1 большим количеством S-фазы (фаза CuAl₂ входит только в состав неравновесной четверной эвтектики). Структура деформированных и закаленных с 500С полуфабрикатов из сплава Д16 внешне аналогична структуре сплава Д1. Темных включений остатков S(Al₂CuMg) – фазы, не перешедшей полностью в твердый раствор, очень мало и их трудно отличить от темных частиц других фаз Mg₂Si и (Al,Fe,Mn,Si). Остатки не полностью перешедшей в раствор фазы CuAl₂ легко обнаружить в виде светлых округлых частиц.

Сплав В95 относится к группе высокопрочных сплавов на основе системы Al – Zn – Mg – Cu. Сплав содержит 6 % Zn, 2,3 % Mg, 1,7 % Cu, 0,4 % Mn, 0,2 % Cr и до 0,5 % примеси Fe и 0,5 % примеси Si. Главными фазами-упрочнителями при старении являются (MgZn₂) и (Al₂Mg₃Zn₃).

В литом состоянии по границам дендритных ячеек -раствора всех легирующих элементов в алюминии находятся коричневая S(Al₂CuMg)-фаза и более темные включения -фазы, в которой частично растворена медь (травитель – реактив Келлера). Кроме того, в сплаве имеется фаза (Al,Fe,Mn,Si) в виде коричневых иероглифов. При температуре закалки (470С) фигуративная точка сплава находится в области -раствора вблизи ее границы, а при концентрациях легирующих элементов недалеко от их верхний пределов эта точка находится в области +S (рис. 9).

В деформированных и закаленных полуфабрикатах на фоне зерен -раствора всех легирующих элементов в Al можно увидеть включения не полностью растворившейся S-фазы и нерастворимой в твердом Al железомарганцевокремниевой фазы.

Рассмотренные деформируемые сплавы можно сопоставить по пределу прочности:

Сплав:	АД1	АМц	АМг6	АВ	Д1	Д16	В95
B, МПа:	70	130	340	300	420	460	550

Рис. 9. Изотермический разрез системы Al – Zn – Mg – Cu при 460С и 6 % Zn

Для термически неупрочняемых сплавов АД1, АМц и АМг6 данные о прочности приведены для отожженного состояния, для остальных – после закалки и старения.

Литейные сплавы

Большинство литейных сплавов являются доэвтектическими. В состоянии после литья они содержат две главные структурные составляющие – первичные кристаллы -раствора на базе алюминия и эвтектику. Сплавы с высокими литейными свойствами по составу находятся ближе к эвтектике.

Заэвтектические сплавы из-за хрупкости первичных интерметаллидов используются редко.

Сплавы на базе системы Al – Si (рис. 10) называют силуминами. Структура доэвтектических сплавов системы Al – Si состоит из светлых первичных -кристаллов раствора Si в Al и пестрой эвтектики. Первичные -кристаллы растут в дендритной форме. Овальные участки -фазы являются сечениями ветвей дендритов плоскостью шлифа. Эвтектика состоит из -раствора Si в Al (светлый фон) и серых «иголок» Si, являющихся сечениями плоскостью шлифа разветвленных кристаллов Si в эвтектических колониях. На шлифе эвтектические колонии обычно не обнаруживаются (так называемая аномальная эвтектика). В заэвтектических сплавах серые первичные кристаллы Si имеют форму многогранников.

Рис. 10. Диаграмма состояния системы Al – Si

Для повышения прочности и, особенно, пластичности проводят модифицирование силумина сотыми долями процента натрия. Под действием Na кремний в эвтектике кристаллизуется в форме тонко разветвленного скелета, сечения которого на шлифе выглядят в виде дисперсных глобулей. При небольших увеличениях микроскопа эвтектика +Si в модифицированном силумине имеет точечное строение.

Силумины дополнительно легируют магнием, а также магнием и медью, которые образуют фазы CuAl₂, Mg₂Si и S(Al₂CuMg), упрочняющие сплавы при старении. Железо, всегда присутствующее как примесь, в силуминах образует соединение (Al,Fe,Si), обозначаемое также как Al₉Fe₂Si₂. Эта составляющая кристаллизуется в форме длинных коричневых пластин (в сечении шлифа – игл). Чем больше Fe в силумине, тем длиннее и толще эти пластины. Короткие пластинки (Al,Fe,Si), кристаллизующиеся в составе тройной эвтектики Si+ (точка Е на рис. 4), трудно отличить от пластинок Si в этой эвтектике.

Длинные пластины  (Al,Fe,Si) охрупчивают силумин. Для повышения пластичности в силумины вводят Mn (0,2-0,6 %), образующий составляющую (Al,Fe,Mn,Si), кристаллизующуюся не в пластинчатой, как (Al,Fe,Si), а в более компактной форме иероглифов и потому меньше охрупчивающую силумины. Иероглифы (Al,Fe,Mn,Si) более светлые, чем пластины (Al,Fe,Si).

Сплав АК12 (АЛ2) является единственным промышленным силумином, принадлежащим к двойной системе Al – Si. Он содержит 10-13 % Si и в немодифицированном состоянии по структуре может быть доэвтектическим, чисто эвтектическим и заэвтектическим. Натрий смещает эвтектическую точку вниз и в сторону больших концентраций Si так, что модифицированный силумин по структуре всегда является доэвтектическим сплавом (рис. 11) и состоит из эвтектики и небольшого количества первичных кристаллов -раствора Si в Al.

Рис. 11. Схема к пояснению влияния натрия на положение эвтектической точки

в системе Al – Si (сплошные линии – сплавы без Na, пунктирные с Na)

Сплав АК9ч (АЛ4) содержит 9 % Si, 0,25 % Mg и 0,4 % Mn. В литом состоянии структура модифицированного силумина состоит из двух главных структурных составляющих – первичных кристаллов -раствора Si и Mg в Al и эвтектики +Si. Силицид магния входит в состав тройной эвтектики +Si+Mg₂Si, количество которой мало из-за небольшого содержания магния в сплаве. Эту эвтектику легко опознать по черным скелетным кристаллам Mg₂Si. При нагреве под закалку до 535С силицид магния полностью переходит в -раствор, а Si из эвтектики, частично растворяясь в Al, коагулирует. В результате структура закаленного сплава может не иметь типичного доэвтектического строения. В сплаве АК9ч и других силуминах после закалки виден светлый фон – раствор Si и других легирующих элементов в Al и частицы скоагулировавшего Si эвтектического происхождения. Если силумин загрязнен Fe, то хорошо видны иероглифы (Al,Fe,Mn,Si), не переходящие в твердый раствор при нагреве сплава под закалку.

Сплав АК7ч (АЛ9) содержит 7 % Si и 0,3 % Mg. Структура его аналогична структуре силумина АК9ч и отличается лишь меньшим количеством эвтектики  + Si (из-за более низкого содержания Si в сплаве).

Сплав АК5М (АЛ5) содержит 5% Si, 1,2% Cu и 0,5% Mg. По сравнению с силуминами АК7ч и тем более АК9ч в нем относительно мало эвтектики, т.к. ниже содержание Si. В связи с этим силумин АК5М не модифицируют натрием. Главные структурные составляющие в сплаве – первичные кристаллы -раствора меди и кремния в алюминии и двойная эвтектика +Si. Кроме того, можно видеть в небольшом количестве фазы W(Al₄CuMg₅Si₄), CuAl₂ и Mg₂Si, входящие в состав сложных эвтектик. Фаза CuAl₂ обнаруживается в виде светлых овальных частиц, Mg₂Si – в виде черных скелетных кристаллов. Примесь Fe образует с Al и Cu светлые неправильной формы пластины Al₇Cu₂Fe.

В литейных алюминиевых сплавах, сочетающих высокую прочность с большой пластичностью, основной структурной составляющей является твердый раствор. В отличие от силуминов, эти сплавы по составу находятся около левой границы заштрихованной области литейных сплавов на рис. 2. Они расположены в области составов, типичных для деформируемых сплавов (участок перекрытия областей составов деформируемых и литейных сплавов на рис. 2). Именно здесь максимален эффект упрочнения при закалке и старении. Из-за малого содержания эвтектического расплава в конце кристаллизации литейные свойства таких высокопрочных сплавов более низкие, чем у силуминов. К этой группе относятся сплавы на базе системы Al – Mg.

Сплав АМг9 (АЛ8) содержит 9,3-10 % Mg и примеси Si (до 0,3 %) и Fe (до 0,3 %). По составу он находится левее точки предельной растворимости Mg в Al (17,4 %, рис. 7). В литом состоянии структура сплава состоит из первичных зерен -раствора Mg в Al и вырожденной эвтектики +(Al₃Mg₂), образовавшейся при неравновесной кристаллизации. Светлые хорошо очерченные кристаллы -фазы из эвтектики расположены по границам дендритных ячеек -раствора. Из-за малого количества эвтектики литейные свойства сплава АМг9 хуже, чем у силуминов. При нагреве под закалку до 430С вся -фаза растворяется в -фазе, и под микроскопом видны только границы зерен -раствора на базе Al. Такая структура обеспечивает высокую стойкость против коррозии. Примесь Si (до 0,3 %) связана в силицид Mg₂Si, черные скелетные кристаллы которого иногда можно встретить под микроскопом. Примесь железа может образовывать более светлые иголки FeAl₃.

Порядок проведения работы

1. Просмотреть шлифы, определить фазы и структурные составляющие. Шлифы сплавов в литом состоянии просмотреть при увеличениях 300-500, а в деформированном состоянии – при увеличениях 500-700.

2. Представить в отчете зарисовки микроструктур всех образцов.

Под каждой микроструктурой подписать марку сплава, средний химический состав, состояние, увеличение микроскопа и указать структурные составляющие (или фазы).

3. Рядом с микроструктурами начертить соответствующие диаграммы состояния, необходимые для анализа структуры сплавов.