1.2 Вплив хімічного складу на структуру та властивості ливарних сплавів системи а1–Mg

Зміцнення ливарних сплавів системи А1–Mg пов'язане зі збільшенням викривлення кристалічної гратки при підвищенні вмісту магнію у твердому розчині [3, 8]. В табл. 1.4 наведено дані по впливу вмісту магнію на механічні властивості подвійних алюмінієво–магнієвих сплавів.

Таблиця 1.4 – Вплив магнію на механічні властивості ливарних сплавів системи Al-Mg

Mg, %	1,3	3,3	5,3	7,2	9,0	10,7	12,4	13,6
в, МПа	120	150	160	190	220	360	380	300
, %	17,0	5,0	5,0	4,0	7,0	20,0	20,0	10,0

Слід зазначити, що суттєве підвищення міцності сплавів, склад яких наведено в табл. 1.4, пояснюється дуже високим ступенем пересичення твердого розчину в загартованих сплавах з високим вмістом магнію [1, 8]. З наведених вище даних видно, що при вмісті магнію 9,0…10,7 % спостерігається істотне підвищення тимчасового опору розриву сплавів. Найбільших значень воно досягає при вмісті приблизно 12,0 % Mg. Зі збільшенням концентрації магнію відбувається також підвищення відносного подовження, а при вмісті магнію більше 12,4 % – зниження пластичності, оскільки в процесі термічної обробки не вдається перевести у твердий розчин надлишкову крихку β – фазу. Крім зниження механічних властивостей, присутність у структурі сплавів β – фази зменшує опір корозії. Він залежить не тільки від кількості, але й від форми виділення β – фази; грубі первинні виділення найбільш суттєво знижують корозійну стійкість сплавів [2, 9]. Міжкристалітна корозія підсилюється в тих місцях виливку, де є порожнини. Основний метод боротьби із цим видом корозії – розчинення β – фази в алюмінієвому твердому розчині за допомогою термічної обробки. Висока корозійна стійкість сплавів алюмінію з магнієм пояснюється тим, що твердий розчин цих сплавів є більш електропозитивним, ніж алюміній, а нерозчинені частки β – фази (Mg₂А1₃) більш негативні, ніж твердий розчин, тобто зміцнююча фаза Mg₂А1₃ є анодом до основного фону – твердому розчину. У такому випадку окремі включення β–фази в поверхневому шарі швидко розчиняються і поверхня сплаву наближується до гомогенного стану. Разом з тим, схильність сплавів до корозійного розтріскування залежить не тільки від величини електрохімічних потенціалів, але і від характеру розподілу часток фаз кристалізаційного походження по границях зерен. Якщо анодні виділення по границях зерен розподілені у вигляді безперервного шару, то сплав має високу схильність до корозії під напругою. Якщо ж такі виділення носять характер ізольованих включень, то сплав менш чутливий до корозії під напругою, тому що поширення електрохімічного корозійного процесу по границях зерен ускладнюється (рис 1.2).

Рисунок 1.2 – Протікання корозії в залежності від характера виділень β – фази по границям зерен. а – неприривні виділення; б – ізольовані виділення.

Характер виділення часток фаз кристалізаційного походження по границях зерен залежить не тільки від природи сплаву, але й від режиму термічної обробки. Так, гомогенізаційний відпал і гартування сплавів системи Аl–Mg призводять до рівномірного ізольованого розподілу анодної фази β (Mg₂Аl₃) по границях зерен і зниженню схильності сплавів до корозійного розтріскування під напругою. Слід зазначити, що невеликі добавки марганцю й хрому значно збільшують опір корозії під напругою сплавів системи Аl – Mg [2]. Хімічні з’єднання алюмінію з марганцем мають майже однаковий потенціал з алюмінієм, а наявність хрому у твердому розчині мало впливає на електродний потенціал алюмінію. Титан утворює катодну сполуку А1₃Ті і у невеликих кількостях не викликає погіршення корозійної стійкості. Як показують наведені в табл. 1.5 дані, зменшення схильності до корозії під напругою (КПН), а також максимальний приріст міцності спостерігається у сплавів, які комплексно мікролеговані добавками таких металів як титан, цирконій, марганець і берилій. Необхідно враховувати, що при легуванні даних сплаві можлива зміна не тільки механічних і корозійних, але також ливарних та інших властивостей сплавів [1, 2, 4]. Найбільш ефективною варто вважати таку систему багатокомпонентного легування, яка забезпечувала б максимальне підвищення необхідних характеристик експлуатаційної надійності сплавів. Твердий розчин, який є базовою структурною складовою ливарних сплавів системи Аl–Mg, є фазою змінного складу і може бути утворений будь–яким числом легуючих компонентів. При цьому, оскільки утворення твердих розчинів визначається і розмірним (співвідношення атомних діаметрів), і електрохімічним факторами, ефект зміцнення при однаковій величині пружних викривлень тим вище, чим більшою буде різниця між валентністю легуючого елемента і розчинника, що призведе до зростання сили хімічної взаємодії і ступеня зміцнення твердого розчину [2, 8, 9]. Таблиця 1.5 – Вплив легуючих добавок на властивості сплаву Аl – 9 % Mg, після гартування і природного старіння протягом 5 років

Легуючі компоненти,%	Механічні властивості			КПН, діб
	σв, МПа	σ0,2, МПа	δ, %
–	410	270	16	1
Be – 0,15	440	260	23	7
Zr – 0,14	450	300	13	1
Ti – 0,17	440	320	9	1
Mn – 0,2	430	250	20	5
Be – 0,12; Ti – 0,17; Zr – 0,1; Mn – 0,19	420	240	19	90

Таким чином, підвищення ефективності зміцнення залежить від великого розходження у властивостях розчинника і елементу, що розчиняється, що, у свою чергу, є причиною малої розчинності у твердому стані. Збалансувати ці дві взаємовиключні вимоги до легуючих елементів з метою одержання регламентованого структурно–фазового стану сплавів системи Аl–Mg вдається в результаті багатокомпонентного легування, яке забезпечувало б оптимальний вміст елементів, максимальний ступінь пересичення та властивостей α–твердого розчину, морфологію і склад продуктів старіння, модифікування фаз, що кристалізуються [4, 10, 11].