Добавил:
okley
Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.
Вуз:
Предмет:
Файл:Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс) / 178_Физическое материаловедение_6 том
.pdf
21
Со многими элементами, как видно из данных табл. 23.3, алю-
миний образует интерметаллиды несмотря на то, что у металлов,
указанных в табл. 23.3, размеры атомов отличаются от размера
атома Al менее чем на 15 %, а Ni и Сu имеют, кроме того, и изо-
морфные с алюминием кристаллические решетки. Это в соответ-
ствии с правилом Юм−Розери
1
могло бы благоприятствовать обра-
зованию твердых растворов.
23.1.1. Влияние легирования на структуру
и механические свойства алюминия
В результате интенсивных исследований, проведенных учеными
в прошлом столетии, было детально изучено влияние легирования
и термической обработки на структуру и свойства большого числа
алюминиевых сплавов и предложены новые составы сплавов,
нашедшие широкое применение в авиационной промышленности,
машиностроении и других отраслях науки и техники.
Ввиду низкой прочности алюминий применяют для слабона-
груженных деталей и элементов конструкций, когда от материала
требуется легкость, свариваемость, пластичность. Для повышения
механической прочности алюминия важное значение имеет леги-
рующий комплекс, содержащий Cu, Mg, Si, Mn, Zn, Ca, Be, Zr, В,
Mo и ряд других элементов; реже используют Li, Ni, Ti. Важней-
шими в техническом отношении являются сплавы систем Al−Cu,
Al−Mg, Al−Si, Al−Fe, Al−Ni, Al−Mn. Для указанных систем харак-
терно наличие ограниченных областей твердых растворов легиру-
ющих элементов в Al; во всех указанных системах, кроме сплавов
Al−Si, из-за пониженного значения электроотрицательности
2
алю-
миния образуются интерметаллидные фазы.
Алюминиевые сплавы классифицируют по технологии изготов-
ления (деформируемые, литейные, спеченные), способности к тер-
мической обработке (упрочняемые и неупрочняемые) и свойствам
(рис. 23.1).
1
Физическое материаловедение. − М.: НИЯУ МИФИ, 2021. Т. 1. П. 3.3.2.
2
Физическое материаловедение. − М.: НИЯУ МИФИ, 2021. Т. 1. П. 3.1.5.
Физическое материаловедение. − М.: НИЯУ МИФИ, 2021. Т. 5. П. 16.2.3.
22
Схема создания промыш-
ленных сплавов алюминия
типична (как и для всех рас-
сматриваемых в дальнейшем
сплавов) и включает
1
выбор
основы сплава, основных и
вспомогательных легирую-
щих элементов, модифика-
торов, определение и кон-
троль примесей.
Исходя из принципов вы-
бора состава материалов
можно определить основные,
вспомогательные легирую-
щие элементы и примеси в
алюминиевых сплавах. К
числу основных легирующих
элементов, обеспечивающих
прочность алюминия, следует отнести элементы, удовлетворяющие
критериям
2
α ≥ 1; k
r
≥ 0,05.
Этим критериям удовлетворяют Zn, Ag, Mg, Li, Ga, Ge, Сu и Si,
причем наиболее дешевыми из них являются Mg, Zn, Сu и Si. Од-
нако из значений технологических критериев легирования алюми-
ния этими элементами (табл. 23.4), видно, что Сu и Si больше дру-
гих элементов способствуют пористости δ и снижают трещино-
стойкость τ алюминия.
К числу вспомогательных следует отнести легирующие элемен-
ты, удовлетворяющие критериям
0,01 < α < 1; k
r
≥ 0,05.
Этим критериям удовлетворяют 27 элементов, однако часть из них
дорогие или очень дорогие. К числу наиболее доступных следует
отнести Мn и Са, упрочняющие алюминий; Be − повышающий со-
противление окислению; In и Cd − повышающие надежность изде-
1
Физическое материаловедение. − М.: НИЯУ МИФИ, 2021. Т. 5. П. 16.2.3.
2
Физическое материаловедение. − М.: НИЯУ МИФИ, 2021. Т. 5. П. 16.2.3.
Рис. 23.1. Классификация технически
х
алюминиевых сплавов: деформируемые
(область А) и литейные (область Б) спла-
вы; I и II − неупрочняемые и упрочняе-
мые термической обработкой сплавы
соответственно (ЛЭ − легирующий эле-
мент
)
23
лий из алюминиевых сплавов; Sc − стабилизирующий механиче-
ские свойства алюминиевых сплавов.
Таблица 23.4
Значения технологических критериев основных легирующих элементов
Элемент
α
k
r
γ
λ
δ τ
Mg 18,9 0,50 0,57 5,3 10,6 0,78
Zn 49 0,67 0,83 2,6 3,8 0,77
Сu 2,5 0,14 0,87 6,0 40,8 0,88
Si 1,59 0,13 0,98 5,9 49,0 0,91
К числу модификаторов
1
алюминия относят инокуляторы Ti, Zr,
Cr, Мо и лимитаторы В, Sb, Bi, Ba, Na, причем наиболее распро-
страненными модификаторами являются карбидообразователи Ti
и Zr.
К числу вредных примесей (α > 0,001; k
r
< 0,05) относят Cо, As,
Sn, О
2
, Н
2
, N
2
.
Таким образом, с точки зрения механической прочности, важное
значение имеет легирующий комплекс алюминия, содержащий та-
кие элементы, как Mg, Zn, Сu, Si, Ca, Be, Mn, Ti, Zr, В, Мо и ряд
других. Важнейшими в техническом отношении являются сплавы
систем Al−Cu, Al−Mg, Al−Si, Al−Fe, Al−Ni, Al−Mn.
Для указанных систем характерно наличие ограниченных обла-
стей твердых растворов легирующих элементов в Аl; во всех ука-
занных системах, кроме сплавов Al−Si, образуются интерметал-
лидные фазы (табл. 23.5).
Упрочнение алюминиевых сплавов осуществляется главным об-
разом в результате создания при соответствующем составе гетеро-
генной структуры − металлической матрицы, состоящей из твер-
дого раствора, и выделений интерметаллидных фаз. Сплавы с огра-
ниченной концентрацией легирующих элементов, структура кото-
рых состоит в основном из твердого раствора и небольшого коли-
чества интерметаллидов, относят к деформируемым сплавам. При
нагреве таких сплавов выше температуры фазовых превращений
упрочняющие частицы полностью или почти полностью растворя-
ются, и поэтому деформируемые сплавы обладают пониженным
1
Физическое материаловедение. − М.: НИЯУ МИФИ, 2021. Т. 2. П. 7.3.6.
24
сопротивлением деформации, достаточной пластичностью и легко
поддаются обработке давлением. При высоком содержании леги-
рующих элементов, когда в структуре появляется эвтектика, спла-
вы относят к категории литейных (см. рис. 23.1). Наилучшие ли-
тейные свойства имеют сплавы эвтектического состава или близко-
го к ним.
Таблица 23.5
Характеристика некоторых бинарных сплавов на основе алюминия
Система
Предельная растворимость
легирующего компонента, %
Температура
плавления
эвтектики или
перитектики,
°С
Состав первой
интерметаллидной
фазы со стороны
алюминия
при ком-
натной
температуре
при температуре
эвтектики или
перитектики
Al−Cu
Менее 0,05 5,7 548 CuAl
2
Al−Mg
Менее 1,4 17,4 449 Mg
2
Al
3
Al−Si
Менее 0,01 1,65 577
−
Al−Fe
Следы 0,05 655 FeAl
3
Al−Ni
Следы 0,05 640 NiAl
3
Al−Mn
Следы 1,4 658 MnAl
6
Система Al−Cu. Наиболее распространенными деформируе-
мыми сплавами являются сплавы типа дюралюминов. Основой для
изготовления этих сплавов
служит система Al−Cu
(рис. 23.2). Содержание Сu в
них обычно составляет от 3
до 5 %. Структура сплавов
со стороны алюминия со-
стоит из α-твердого рас-
твора Cu в Al и θ-фазы
CuAl
2
. С увеличением со-
держания Cu микрострук-
тура основного металла
измельчается, а количество
фазы CuAl
2
возрастает,
особенно − в сплавах с
> 5,5 % Cu.
Рис. 23.2. Алюминиевый угол диаграммы
состояния системы Al−Cu
25
Наряду со сравнительно высокими значениями прочностных ха-
рактеристик эти сплавы обладают хорошей пластичностью, в том
числе высокой технологичностью. Сплавы мало чувствительны к
концентраторам напряжений, хорошо свариваются. Максимальная
рабочая температура их достигает до 250 °С. Однако рабочая тем-
пература дюралюминов в большинстве случаев не превышает
180−200 °С, так как с увеличением температуры снижается дли-
тельная прочность (при 200 °С σ
100
≈ 100 МПа; при 300 °С
σ
100
≈ 30 МПа).
Система Al−Cu−Mg. Дальнейшее повышение прочности спла-
вов типа дюралюминов достигается применением тройной системы
Al−Cu−Mg путем совместного легирования алюминия медью
(3−5 %) и магнием (0,5−2 %).
Таблица 23.6
Микротвердость (Н
μ
, МПа) упрочняющих фаз
Упрочняющая
фаза
Температура и время испытания Степень
разупрочнения
при 300 °С, %
20 °С,
30 с
300 °С,
30 с
300 °С,
3600 с
CuAl
2
5300 4800 2000 58
S(CuAl
2
Mg) 5600 4700 2500 47
T(CuAl
6
Mg
4
) 4100 4000 1400 64
Mg
2
Si 5300 4000 1700 56
FeAl
3
11400 10700 5600 48
FeNiAl
9
−
7100 4100 42
NiAl
3
5900 5800 3500 40
Аl
20
Мn
3
Сu
2
−
4500 3600 22
МnAl
6
6800 6200 4108 36
В зависимости от соотношения концентраций Cu и Mg наряду с
твердым раствором на основе Al в указанных системах образуются
интерметаллидные соединения: двойные CuAl
2
и тройные CuAl
2
Mg
(S-фаза), CuAl
6
Mg
4
(T-фаза). Все они имеют переменную раствори-
мость в Al, что позволяет осуществлять термическую обработку.
Наибольший эффект упрочнения при нормальной температуре до-
стигается при максимальном количестве S-фазы, обладающей
сложным составом и повышенной микротвердостью (табл. 23.6).
26
Присутствие в структуре S-фазы должно оказывать благотворное
влияние и на жаропрочные свойства.
В сплавах типа дюралюминов железо считается вредной приме-
сью − оно связывает часть Сu в соединение Cu
2
FeAl (N-фаза), по-
чти нерастворимое в Al и, таким образом, способствует уменьше-
нию количества упрочняющих фаз CuAl
2
и CuAl
2
Mg.
Таблица 23.7
Химический состав и механические свойства типичных марок
дюралюмина при 20 °С (Д1, Д16, В95 − листы, АК8 − поковка;
Д, В, АК – обозначение дюралюминов, высокопрочных и ковочных
алюминиевых сплавов соответственно)
Сплав
Содержание элементов, мас. %
Механические
свойства
Cu Mg Mn Si Fe Другие
σ
в
,
МПа
σ
0,2
,
МПа
δ, %
Д1
*
3,8−
4,8
0,4−
0,8
0,4−
0,8
0,7
≤0,7
−
400 240 20
Д16
*
3,8−
4,9
1,2−
1,8
0,3−
0,9
≤0,5 ≤0,5
−
440 330 18
В95
**
1,4−
2,0
1,8−
2,8
0,2−
0,6
≤0,5 ≤0,5 0,01−
0,25Cr;
5−7Zn
540 470 10
АК8
**
3,9−
4,8
0,4−
0,8
0,4−
1,0
0,6−
1,2
0,7
−
480 380 9
*
Закалка от 490−505 °С и естественное старение не менее 4 сут.
**
Закалка от 490−500 °С и искусственное старение при 190 °С 10 ч.
Широкое распространение сплавов типа дюралюминов обуслов-
лено их высокими прочностными свойствами при нормальной тем-
пературе после термической обработки (табл. 23.7). Термическая
обработка заключается в нагреве до температуры, соответствую-
щей области однородного α-твердого раствора (480−510 °С), и по-
следующего быстрого охлаждения, в результате чего фиксируется
пересыщенный твердый раствор Сu и Mg в Al и соответственно
растут прочностные характеристики.
Более высокое упрочнение (σ
в
≈ 400−450 МПа) происходит в ре-
зультате последующего распада пересыщенного твердого раствора,
27
именуемого старением. Естественное старение алюминиевых
сплавов происходит при нормальной (т.е. комнатной) температуре,
а искусственное старение − при повышенной температуре (120−
180 °С).
Так как старение − это диффузионный процесс, то степень его
развития определяется температурой и временем выдержки при
этой температуре. По мере увеличения обоих параметров скорость
процесса старения возрастает. Из-за значительного развития диф-
фузионных процессов при относительно невысоких температурах
сплавы Al−Cu и Al−Cu−Mg проявляют склонность к естественному
старению, которое осуществляется при комнатной температуре в
течение 2−4 суток.
При естественном старении происходит образование известных
наноструктур − зон Гинье
−
Престона (Г-П), богатых медью и маг-
нием. На первых этапах старения атомы Сu и Mg, располагавшиеся
в закаленном состоянии статистически, собираются в определен-
ных кристаллографических плоскостях. Из-за существенного раз-
личия атомных радиусов легирующих элементов и матрицы (см.
табл. 23.3) кристаллическая решетка в зонах Г-П существенно ис-
кажается, что препятствует движению дислокаций. Это проявляет-
ся в повышении сопротивления деформации и увеличении прочно-
сти сплава (рис. 23.3).
Максимальный эффект упрочнения сплавов типа дюралюминов
достигается при естественном старении и при нормальной темпе-
ратуре сохраняется практически неограниченное время. При этом
зоны Г-П в сплавах типа дюралюминов представляют собой пла-
стинчатые образования толщиной 0,5−1,0 нм и протяженностью
примерно 10 нм.
Искусственному старению подвергают лишь детали, используе-
мые для работы при повышенных температурах (до 200 °С).
Увеличение температуры старения приводит к росту локальных
объемов твердого раствора с повышенной концентрацией Сu (зон
Г-П). Их максимальные размеры могут доходить до 300 нм по диа-
метру и до 10 нм по толщине. Упругие напряжения, возникающие
вокруг зон Г-П, по мере их роста увеличиваются и все в большей
степени затрудняют движение дислокаций. Упрочнение сплава за
счет образования зон Г-П усиливается также с ростом их суммар-
28
ного объема. Образованием зон Г-П обычно заканчивается есте-
ственное старение, а также низкотемпературное искусственное
старение (ниже 100 °С).
Рис. 23.3. Изменение прочности дюралюминия в зависимости от времени старения
при различной температуре
При температуре старения 150−200 °С концентрация Сu в зонах
Г-П по мере увеличения времени достигает стехиометрического
соотношения, соответствующего интерметаллиду СuAl
2
, и образу-
ется промежуточная метастабильная фаза θ′ с собственной кри-
сталлической решеткой. Последняя остается, однако, когерентно
связанной с кристаллической решеткой твердого раствора. Такое
структурное состояние обычно соответствует максимальному
упрочнению сплава для данной температуры старения. Упрочнение
за счет создания гетерогенных структур с дисперсными частицами
упрочняющей фазы характерно и для других алюминиевых
сплавов.
Увеличение времени выдержки при температуре 150−200 °С, а
также дальнейшее повышение температуры старения способствуют
росту частиц метастабильной фазы, нарушению когерентной связи
и преобразованию промежуточной фазы θ′ в стабильную θ-фазу
СuAl
2
с наличием границ раздела. Разрыв когерентной связи про-
исходит тогда, когда упругая энергия растущей частицы интерме-
таллидной фазы становится больше, чем энергия образования гра-
ницы раздела между частицей и матрицей.
29
Поскольку после появления частиц СuAl
2
с границами раздела
между частицами и металлической матрицей упругие напряжения,
связанные с когерентностью, исчезают и сохраняются только упру-
гие напряжения, определяемые различием атомных объемов мат-
рицы и второй фазы, уменьшается поле напряжений вокруг частиц,
облегчается движение дислокаций и развитие пластической дефор-
мации. По мере коагуляции частиц расстояние между ними возрас-
тает и облегчается прохождение дислокациями фронта частиц пу-
тем их огибания. Такое изменение механизма движения дислока-
ций приводит к разупрочнению сплава. Отсюда следует, что рост
частиц СuAl
2
обусловливает уменьшение сопротивления деформа-
ции. Экспериментальные данные подтверждают это положение
(см. рис. 23.3).
Коагуляция фазы CuAl
2
и разупрочнение сплава протекают осо-
бенно интенсивно при температурах выше 200 °С. Развитие диффу-
зионных процессов при повышенной температуре ведет к интен-
сивной коагуляции упрочняющих фаз и связанному с этим
разупрочнению. Неблагоприятным для жаропрочных характери-
стик является и наличие в системе Al−Cu эвтектики
1
с относитель-
но низкой температурой плавления (548 °С по сравнению с Т
пл
алюминия 660 °С), поскольку при снижении температуры линий
солидуса обычно снижается и жаропрочность сплавов.
Таким образом, деформируемые сплавы в системе Al-Cu явля-
ются недостаточно жаропрочными. Такое же положение имеет ме-
сто и в сплавах системы Al−Cu−Mg. Только в литейных сплавах с
8−10 % Cu, когда появляется эвтектика и значительное количество
разветвленных выделений частиц CuAl
2
и S-фазы, жаропрочные
свойства возрастают. Однако эти сплавы обладают низкой пла-
стичностью (δ ≈ 1÷5 %).
Необходимо также отметить, что степень упрочнения, достига-
емая путем создания гетерогенных структур, в большинстве алю-
миниевых сплавов невелика. Только в системах Al−Cu, Al−Cu−Mg,
Al−Mg, Al−Zn−Mg−Cu в результате термической обработки воз-
можно значительное упрочнение за счет перехода упрочняющих
фаз в дисперсное состояние. Однако наблюдаемое упрочнение ука-
1
Физическое материаловедение. − М.: НИЯУ МИФИ, 2021. Т. 2. П. 7.3.3.
30
занных сплавов проявляется в основном при нормальных темпера-
турах.
Система Al−Mg−Si. В сплавах Al−Mg−Si кремний увеличивает
прочность вследствие образования упрочняющей фазы Mg
2
Si, об-
ладающей переменной растворимостью в Al. Наибольшая раство-
римость фазы при температуре плавления эвтектики (595 °С) со-
ставляет 1,85 %. Концентрации Mg и Si подбирают таким образом,
чтобы обеспечить мак-
симальное количество
упрочняющей фазы.
Как видно из рис. 23.4,
при избытке кремния
возможно существова-
ние трехфазной обла-
сти Al−Si−Mg
2
Si.
Имеются данные,
что при избытке магния
образуется трехфазная
область Al−Mg
2
Si−
Mg
5
Al
8
. Таким образом,
сплавы Al−Mg−Si отно-
сятся к группе терми-
чески упрочняемых: σ
в
составляет 130 МПа
после отжига, 220 МПа после закалки и достигает 330 МПа после
закалки и последующего искусственного старения.
К недостаткам сплавов Al−Mg−Si необходимо отнести склон-
ность к росту зерна, которую можно уменьшить введением Мn или
Сr; быстрое разупрочнение при повышении температуры; низкую
коррозионную стойкость в воде.
Система Al−Mg. Деформируемые алюминиево-магниевые
сплавы (например, АМг-5, АМг-7) содержат до 7,5 % Mg. При со-
держании более 1,4 % Mg сплавы имеют гетерогенную структуру,
состоящую из твердого раствора на основе Al и интерметаллида
Al
3
Mg
2
с переменной растворимостью при изменении температуры.
Тем не менее эффект их упрочнения при термической обработке
незначителен. Жаропрочные свойства сплавов Al−Mg только не-
Рис. 23.4. Алюминиевый «угол» диаграммы
состояния системы Al−Mg−Si. Заштрихованная
часть − область сплавов, исследованных как
свариваемые сплавы
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)