1 Сплав – 1915 (4,0…5,0% Zn; 1,0…1,8% Mg; 0,2…0,7% Mn;

0,08…0,20% Zr; 0,06…0,2 Cr);

2 Сплав – в92ц (2,9…3,6% Zn; 3,9…4,6% Mg; 0,6…1,0% Mn; 0,1…0,2% Zr)

Рисунок 2.35 – Залежність механічних

властивостей листів від часу природнього старіння [6]

Сплави системи Al-Zn-Mg-Cu піддають двоступеневому штучному старінню. Таке старіння підвищує міцність сплавів (рис.2.36).

Основне зміцнення при двоступеневому старінні відбувається на першій ступені при більш низький температурі (зонне старіння). На другій – приріст міцності невеликий. Але ця стадія має значний вплив на розмір зміцнювальної фази та на корозійну стійкість сплавів.

1 – сумарний ефект старіння при 120 та 160°С;

2 – ефект старіння при 160°С

Рисунок 2.36 – Ефект ступеневого старіння сплаву В95 [6]

Старіння на другій ступені супроводжується ростом та коагуляцією частинок зміцнювальних фаз. Дислокації, які утворилися в процесі гартування сплаву, по мірі росту і коагуляції частинок анігілюють. В результаті старінні за режимом Т2 (120°С, 3 год. + 170°С, 12 год.) дислокації ще зберігаються, але вони закріплюються частинками, які виділилися на них при старінні, а при старінні за режимом Т3 (120°С, 3 год. + 185°С, 4 год; коагуляційна стадія) дислокації повністю анігілюють. На стадії фазового старіння (старіння на максимум міцності, Т1: 120°С, 3 год. + 165°С, 4 год.) в структурі сплавів під дією прикладаємого навантаження формується найбільш небезпечний тип розподілу дислокацій – компланарний, який має вигляд смуг ковзання з великою густиною дислокацій. Такий розподіл дислокацій утворюється в результаті перерізання дислокаціями частинок метастабільної зміцнювальної фази М', когерентно пов'язаної з матрицею по площинах типу {111}. Скупчення дислокацій поблизу меж зерен викликає утворення локально високих концентрацій напружень і є однією з причин схильності алюмінієвих сплавів до корозійного розтріскування. Результатом взаємодії дислокацій з частинками стабільної фази М (коагуляційне старіння Т3) є клубкова дислокаційна структура, при якій дислокації рівномірно розподіляються відносно меж зерен, не викликаючи появи концентраторів напружень. Це сприяє підвищенню корозійної стійкості алюмінієвих сплавів. Тому сплави системи Al-Zn-Mg-Cu доцільно використовувати в стадії коагуляційного старіння (режими Т2 та Т3).

Високоміцні сплави порівняно із сплавами середньої міцності (дюралюмінами) менш пластичні та більш чутливі до надрізів, перекосів, що необхідно враховувати при обробці деталей та складанні з них конструкцій. При конструювання деталей необхідно обирати форми з мінімальними концентраторами напруження, з більшою плавністю переходів при зміні перетину, зменшувати ексцентриситет.

Високоміцні сплави можуть тривало експлуатуватися до 100…120°С. Їх використовують для важконавантажених деталей конструкцій, які в основному працюють в умовах напруження стиснення (обшивка, стрингери, шпангоути, лонжерони літаків).

2.7 Ливарні алюмінієві сплави

Ливарні сплави за хімічним складом та комплексом властивостей поділяються на 5 основних груп [3]:

1. Сплави на основі систем Al-Si та Al-Si-Mg.

2. Сплави на основі системи Al-Si-Mg-Сu.

3. Сплави на основі систем Al-Сu та Al-Сu-Mn.

4. Сплави на основі системи Al-Mg.

5. Сплави на основі систем Al – інші елементи (Ni, Zn, Fe).

2.7.1 Сплави на основі систем Al-Si та Al-Si-Mg (силуміни). Марки: АК12, АК9, АК13, АК7, АК8. Це сплави з високим вмістом Si. Мають добрі ливарні властивості та високу герметичність. В сплавах систем Al-Si та Al-Si-Mg великий вміст евтектики (50…70%), що обумовлює високі ливарні властивості: добра рідкотекучість, менша лінійна усадка. Сплави цієї групи мають кращу корозійну стійкість ніж сплави 2, 3, 5 груп, але мають меншу жароміцність.

Простий силумін (АК12). Сплави системи Al-Si відносяться до сплавів евтектичного типу. Мають невелику густину (густина сплаву АК12 – 2,66 г/см³) та високу корозійну стійкість.

Діаграма стану Al-Si наведена на рис.2.37. Фазовий склад: -твердий розчин заміщення на основі Al, кристали Si. Мікроструктура силумінів наведена на рис.2.38.

Рисунок 2.37 – Діаграма стану Al-Si

Кремній має змінну розчинність в -твердому розчині, але силуміни термічною обробкою не зміцнюються. Це пояснюється високою швидкістю розпаду твердого розчину та коагуляцією частинок Si, які виділяються при старінні. Тому ці сплави піддають відпалу за режимом Т2: 300  10°С, 2…4 год, охолодження на повітрі або з піччю.

Силуміни, які мають грубу голчасту евтектику, через крихкість кремнію мають невисокі механічні властивості (_в = 130…140 МПа,  = 1…2%), рис.2.39, та знижені ливарні і корозійні властивості.

Подрібнення евтектичних включень кристалів Si та одержання тонкодисперсної евтектики дозволяє підвищити міцність та пластичність силумінів. Це можна здійснити двома способами: 1) збільшенням швидкості охолодження при кристалізації. Цей спосіб використовують тільки у випадку литва в металевий кокіль та методом литва під тиском (для тонкостінних деталей); 2) модифікуванням – введенням в сотих долях відсотка лужних металів (Na, Li, Sr). Введення 0,01%Na призводить до різкого подрібнення евтектичних кристалів Si. Крім того, внаслідок присутності Na евтектична точка зсувається в бік більш високих концентрацій Si і це призводить до зміни структури силуміну – евтектичний сплав стає доевтектичним. Натрій вводиться в сплави в сумішах солей, наприклад 2/3NaF + 1/3NaCl. Щоб в сплаві отримати 0,01%Na, необхідно ввести 2% вказаної суміші. В результаті взаємодії фтористого Na з Al утворюється металевий Na. Подрібнення кристалів Si при введенні Na пояснюється тим, що при кристалізації сплаву Na адсорбується на поверхні кристалів Si та запобігає їх подальшому росту. Модифікування Sr має майже такий вплив як Na, але модифікування Sr – екологічно більш безпечний процес, так як Sr вводиться у вигляді лігатури (металевого сплаву Al-Sr), а не у вигляді солей, що супроводжується виділенням ядовитих газів (F, Cl).

а – доевтектичний силумін з 4…5% Si ( + евтектика( + Si)), 200;

б – доевтектичний силумін з 10% Si ( + евтектика( + Si)), 200;

в – евтектичний силумін з 11,7% Si (евтектика( + Si)), 500;

г – заевтектичний силумін з 13% Si (Si + евтектика( + Si)), 200

Рисунок 2.38 – Мікроструктура силумінів до модифікування [2]

(при друкуванні змешено в 1,5 рази)

Рисунок 2.39 – Зміна механічних властивостей модифікованого та

немодифікованого силумінів в залежності від вмісту Si (литво в кокіль) [2]

Ефект від модифікування тим більше, чим більше вміст Sі в сплаві. Для силумінів із вмістом Sі5% модифікування не проводиться.

Мікроструктура силуміну після модифікування наведена на рис.2.40.

Рисунок 2.40 – Мікроструктура силуміну з 13% Sі після модифікування

(дендрити -твердого розчину та тонкодисперсна евтектика( + Si)), 150

Леговані силуміни (сплави системи Al-Si-Mg). Марки: АК13, АК8, АК7, АК9. Введення легувальних елементів в прості силуміни дозволяє проводити зміцнювальну термічну обробку. Магній утворює фазу Mg₂Si. В присутності великої кількості Si розчинність частинок Mg₂Si в -твердому розчині зменшується, тому вміст Mg в силумінах менший, ніж в деформівних сплавах. Легування Mg підвищує корозійну стійкість силумінів.

Сплави зміцнюються гартуванням та старінням внаслідок утворення пересиченого -твердого розчину Si та Mg в гратці Al та наступного розпаду при старінні з виділенням дрібнодисперсних частинок інтерметалідної фази Mg₂Si.

2.7.2 Сплави на основі системи Al-Si-Mg-Cu (леговані силуміни). Марки: АК5М, АК8М, АК12М2, АК5М7. Сплави мають добрі ливарні властивості, високе значення _в та _0,2 при кімнатній та підвищеній температурі. В сплавах цієї системи високій вміст Si (окрім сплаву АК5М). Це означає, що в сплавах достатньо високий вміст евтектики і вони мають добрі ливарні властивості. Порівняно з 1 групою ці сплави краще оброблюються різанням та мають підвищену жароміцність. Однак із підвищенням концентрації Cu зменшується корозійна стійкість.

При одночасному легуванні сплавів системи Al-Si магнієм та міддю можуть утворюватися зміцнювальні фази W(Al_xMg₃Cu₄Si₄) та (Al₂Cu). Тобто сплави здатні зміцнюватися термічною обробкою: гартування та штучне старіння.

Згідно діаграми Al-Fe-Si, при невеликому вмісті заліза в силумінах з малим вмістом Si виділяється фаза (AlFeSi), що кристалізується у вигляді кристалів скелетоподібної форми (рис.2.41). При збільшенні вмісту кремнію та заліза утворюється фаза (AlFeSi), яка має вигляд голок або пластин. Наявність фаз, які містять залізо, приводить до зниження механічних властивостей (особливо ударної в’язкості і відносного видовження) та ливарних властивостей. Для нейтралізації негативного впливу заліза в силуміни вводять Mn. В присутності марганцю утворюється сполука типу AlSiFeMn, яка кристалізується у формі компактних включень. Такий же вплив на фази, що містять залізо, мають Cr, Be.

250 а	250 б
250 в	а – мікроструктура силуміна з 3%Si і 0,7%Fe; б – мікроструктура немодифікованого силуміна з 12%Si і 1,5%Fe; в – мікроструктура модифікованого силуміну АК9ч (АЛ4): +евтектика(+Si)+Mg2Si+AlMnFeSi (-твердий розчин – світлого кольору; фаза Mg2Si утворюється в невеликій кількості і при такому збільшенні не виявляється) Рисунок 2.41 – Мікроструктура силумінів [2] (при друкуванні зменшено в 1,5 рази)

2.7.3 Сплави на основі систем Al-Cu та Al-Cu-Mn – високоміцні жароміцні сплави. Вміст міді від 4 до 6%. Марки: АМ5, АМ4,5Кд. Відносяться до високоміцних матеріалів з підвищеною пластичністю, які мають доволі високий рівень жароміцності. Суттєвим недоліком цих сплавів, порівняно з іншими ливарними сплавами, є значно менша корозійна стійкість, тому сплави потребують ретельного захисту від корозії.

Сплави мають двофазну структуру (без врахування інших легувальних елементів та домішок):  + _ІІ(Al₂Cu), рис.2.42. Мікроструктура сплаву Al-4,5%Cu наведена на рис.2.43.

На відміну від силумінів сплави системи Al-Cu та Al-Cu-Mn мають широкий інтервал кристалізації (в умовах нерівноважної кристалізації 90…100°С), що обумовлює гірші ливарні властивості: менша рідкотекучість, більша схильність до утворення усадкових раковин та тріщин при литві.

Рисунок 2.42 – Діаграма стану Al-Cu [2]

а –  + CuAl₂ (можливі включення евтектики( + CuAl₂));

б – сплав після термічної обробки Т4

Рисунок 2. 43 – Мікроструктура сплаву з 4,5%Cu (решта Al) [2]

(при друкуванні зменшено в 1,5 рази)

Сплави системи Al-Cu та Al-Cu-Mn можуть зміцнюватися термічною обробкою: гартування та штучне старіння.

При легуванні Mn виділяється Т-фаза (Al₁₂Mn₂Cu), яка додатково зміцнює сплав. Введення малих добавок Cd підвищує ефект від старіння: за рахунок отримання більш дисперсних частинок зміцнювальної -фази. При легуванні Ті та Zr під час старіння відбувається виділення інтерметалідів Al₃Ti, Al₃Zr, які додатково зміцнюють сплав.

2.7.4 Сплави на основі систем Al-Mg – високоміцні корозійностійкі сплави. Марки: АМг6, АМг5Мц, АМг11, АМг5К. Найбільшу міцність має сплав АМг10ч. Найкращі ливарні властивості характерні для сплаву АМг11. Сплави цієї групи мають високу корозійну стійкість в морському середовищі, а також в тропічних умовах з максимальною вологістю. Також ці сплави добре оброблюються різанням. До недоліків слід віднести низькі показники жароміцності.

Як і деформівні, ливарні сплави системи Al-Mg при високій міцності мають також і високу пластичність. Фазовий склад сплавів +-фаза (Al₃Mg₂) (згідно діаграми Al-Mg, рис.2.12).

Серед подвійних Al-Mg сплавів найбільшу міцність при високій пластичності в загартованому стані мають сплави з 10…12%Mg. Подальше підвищення концентрації Mg приводить до зниження механічних властивостей, внаслідок присутності в структурі -фази, яка входить до складу евтектики. Тому в промислових сплавах вміст Mg не перевищує 13%.

Сплави на основі системи Al-Mg мають низькі ливарні властивості: широкий інтервал кристалізації (100…120°С), високий вміст газів (це приводить до утворення розвиненої газової пористості у відливках), підвищена здатність до окислення в розплавленому стані та взаємодії з азотом повітря (це призводить до утворення неметалевих включень у відливках). Тому в процесі плавки та литва сплави системи Al-Mg необхідно захищати від взаємодії з повітрям спеціальними флюсами, а також піддавати їх ретельній дегазації та рафінуванню.

Ливарні сплави Al-Mg, як і деформівні, схильні до корозії під навантаженням.

Для покращення ливарних властивостей сплави легують Si: він збільшує кількість евтектичної складової внаслідок утворення подвійної евтектики (-твердий розчин + Mg₂Si).

Марганець вводиться в сплави для усунення шкідливого впливу Fe. Залізо утворює крихку хімічну сполуку FeAl₃, яка при затвердінні сплаву кристалізується у вигляді кристалів голчастої або пластинчатої форми, що знижує пластичність сплавів. При введенні Mn утворюється сполука MnAl₆, в котрій розчиняється залізо ((FeMn)Al₆). Вона має компактну скелетоподібну або майже рівновісну форму.

Для захисту від окислення в процесі плавлення, литва, термічної обробки сплави легують Ве. Для подрібнення зерна сплави легують цирконієм, який утворює тугоплавку сполуку Al₃Zr та усуває пористість у відливках за рахунок зв’язування водню в гідрид цирконію. Легування титаном також призводе до подрібнення зерна (утворюється сполука Al₃Ti). Крім того, Zr та Ti стабілізують -твердий розчин: знижують швидкість дифузійних процесів в ньому та уповільнюють природнє старіння (природнє старіння – для цих сплавів явище негативне, дуже тривалий процес, приріст міцності невеликий, але значно знижується пластичність). При введенні цих елементів покращуються механічні властивості сплавів та корозійна стійкість.

2.7.5 Сплави на основі систем Al-інші компоненти (Ni, Zn, Fe). Марки: АЦ4Мг, АК7Ц9, АК9Ц6, АК12М2МгН, АК12ММгН, АК21М2,5Н2,5. Ці сплави відносяться до жароміцних.