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
31
сколько выше, чем у чистого Al (рис. 23.5), а при температуре бо-
лее 150 °С наступает интенсивное разупрочнение сплавов. В из-
вестной степени это может быть связано с низкой температурой
плавления эвтектики в системе Al−Mg, равной 449 °С, что более
чем на 200 °С ниже температуры плавления алюминия. Дополни-
тельное легирование магниевых сплавов Сr (примерно 0,5 %) и Ti
(около 0,1 %), несколько улучшает прочностные свойства.
Рис. 23.5. Зависимость остаточного
удлинения Al и его сплавов от време-
ни нагружения при Т = 350 °С и σ =
= 5 МПа:
1 − чистый Al (99,99 %); 2 − Al +
+ 5 % Mg; 3 − технический Al (< 0,3 %
Fe; < 0,3 % Si); 4 − Al + 5 % Cu +
+ 0,2 % Mn + 0,l % Ti; 5 − Al + 2,3 %
Cu + 1,3 % Ni + 1,2 % Fe + 1,6 % Mg +
+ 0,08 % Ti + 0,14 % Zr; 6 − спечен-
ный алюминиевый порошок (САП)
Al + 13,5 % Al
2
О
3
Система Al−Mg является одной из самых перспективных при
разработке свариваемых сплавов алюминия. Однако введение в Al
0,5−0,7 % Mg резко повышает склонность сплава к трещинообразо-
ванию. Максимум горячеломкости при содержании 0,6 % Mg соот-
ветствует границе появления эвтектической составляющей в усло-
виях неравновесной кристаллизации при сварке. Лишь при содер-
жании 6−7 % Mg свойства сплавов стабилизируются.
В многочисленных исследованиях систем Al−Mg, Al−Zn−Mg,
Al−Zn−Mg−Cu, Al−Mg−Li, Al−Cu−Li с добавками скандия, которые
проводились в 70−90-е годы XX века учеными ВИАМ, ВИЛС,
ЦНИИ КМ «Прометей», было установлено, что особенно эффек-
тивно скандий влияет на свойства сплавов системы Al−Mg. Напри-
мер, при добавке малого количества скандия (десятые доли про-
цента) существенно (в 1,5−2 раза) повышается прочность сплавов
Al−Mg при сохранении достаточно высокой пластичности. Было
показано, что «скандиевый эффект» повышения прочности реали-
зуется не только твердорастворным механизмом, характерным для
32
сплавов Al−Mg, но в композициях Al−Mg−Sc действуют и другие
механизмы упрочнения:
− дисперсионное упрочнение за счет выделения дисперсных ча-
стиц интерметаллидных скандиевых Al
3
Sc, Al
x
(Sc, Zr)
1−х
, выделя-
ющихся при распаде твердого раствора скандия в алюминии;
− измельчение зеренной структуры слитка;
− структурное упрочнение деформированного полуфабриката
путем образования полигонизованной структуры с размером субзе-
рен тем меньшим, чем выше степень деформации при обработке
давлением.
Интерметаллид Al
3
Sc имеет кристаллическую решетку типа Ll
2
,
которая изоморфна ГЦК решетке алюминиевой матрицы и незна-
чительно (на 1,4 %) превышает ее параметр. При термической об-
работке или технологических нагревах выпадающие из пересы-
щенного твердого раствора вторичные частицы Al
3
Sc сохраняют
когерентную связь с матрицей. Поэтому при кристаллизации алю-
миниевых сплавов, содержащих скандий, первичные частицы Al
3
Sc
проявляют модифицирующее действие и вызывают измельчение
литого зерна, приводя к формированию мелкокристаллической
бездендритной структуры слитка. Это способствует формированию
мелкой равномерной сетчатой дислокационной структуры, обла-
дающей высокой термической стабильностью за счет закрепления
дислокационных субграниц.
В результате проведения серии исследований на основе суще-
ствующего алюминиево-магниевого сплава марки 1561 был создан
новый сплав системы Al−Mg−Sc марки 1575, в котором содержание
основного легирующего элемента (магния) осталось почти таким
же, как в сплаве 1561, но в комплекс легирующих элементов был
добавлен скандий в количестве 0,20−0,35 %, что позволило полу-
чить уникальное сочетание прочностных свойств и пластичности
(табл. 23.8).
Кроме того, показано, что вследствие повышения температуры
рекристаллизации добавки скандия улучшают свариваемость алю-
миниевых сплавов за счет измельчения зерна в сварном шве (как в
литом металле) и уменьшения зоны термического влияния. В ре-
зультате снижается склонность к образованию горячих трещин при
сварке. Сопротивляемость образованию горячих трещин при свар-
33
ке сплава с содержанием 0,25 % Sc и применением присадочной
проволоки, легированной скандием, в 1,5 раза выше, чем при свар-
ке без скандия. При содержании в проволоке 0,4 % Sc предел теку-
чести и временное сопротивление металла шва в сварных соедине-
ниях из сплава 1575 повышаются соответственно на 30 и 20 %.
Таблица 23.8
Механические свойства полуфабрикатов из сплава 1575
Полуфабрикат Состояние
Механические свойства, не менее
σ
в
, МПа
σ
0
,
2
, МПа
δ, %
Листы толщиной 4 мм
Листы толщиной 5−10 мм
Профили всех размеров
Панели с толщиной
полотна 4–6 мм
Отожженное
Горячекатаное
Отожженное
Отожженное
400
400
400
400
290
290
300
290
11,0
11,0
13,0
11,0
Система Al
−Si. При легировании Al кремнием образуются эв-
тектические сплавы (рис. 23.6). Максимальная растворимость Si в
Al при температуре эвтектики составляет 1,65 ат. %. При нормаль-
ной температуре его раство-
римость ничтожна и в струк-
туре обычно присутствуют
хрупкие, игольчатой формы
выделения, состоящие из
практически чистого крем-
ния. Термическая обработка
оказывает слабое упрочня-
ющее влияние на сплавы
Al−Si и не применяется.
Сплавы Al−Si приобрели
большое промышленное
значение как литейные спла-
вы и получили название си-
луминов. Они широко используются для изготовления литых дета-
лей. Содержание Si в них соответствует эвтектическому составу
(11−13 %).
При игольчатой форме выделений Si литые сплавы обладают
низкими механическими свойствами. Так, эвтектический сплав
Рис. 23.6. Диаграмма состояния системы
Al−Si
34
имеет σ
в
≈ 100−140 МПа и δ ≈ 1−3 %. Улучшение механических
свойств литых сплавов достигается в результате модифицирования,
которое применительно к эвтектике в системе Al−Si рассмотрено
подробно
1
. В расплав вводят небольшое количество металлическо-
го Na (около 2−3 % от массы сплава) или хлористых или фтори-
стых солей натрия (например, 2/3NaF + 1/2NaCl) в количестве око-
ло 1 % от массы сплава. Помимо модифицирующего действия
натрий сдвигает эвтектическую точку в системе Al−Si в сторону
больших концентраций кремния. Благодаря этому эвтектический
по составу сплав (например, АЛ2) становится доэвтектическим. В
его структуре помимо мелкокристаллической эвтектики появляют-
ся первичные кристаллы мягкой пластичной фазы − твердого рас-
твора. В модифицированном силумине Si присутствует в виде дис-
персных округлых частиц, в результате чего возрастают как проч-
ностные свойства (σ
в
≈ 180−200 МПа), так и относительное удли-
нение (δ ≈ 5−10 %).
Модифицируют как двойные, так и легированные силумины,
содержащие более 5−6 % Si. Для легирования силуминов часто ис-
пользуют Mg, Сu, Мn, Ti, Cr и другие элементы. Растворяясь в
алюминии, они повышают прочность и твердость силуминов.
Структура силуминов не обеспечивает достаточной жаропроч-
ности, так как представляет собой малолегированные зерна Al и
частички Si, обладающие большой склонностью к сфероидизации и
коагуляции. Тем не менее благодаря хорошим литейным свойствам
сплавы алюминия и кремния находят широкое применение, глав-
ным образом для изготовления деталей арматуры (например, в ре-
акторостроении).
Кремний не ухудшает коррозионную стойкость чистого Al, и
сплавы Al−Si и их сварные соединения обладают высокой коррози-
онной стойкостью.
Система Al−Zn. Алюминий с цинком не образуют соединений.
Система Al−Zn характеризуется наличием широкой области твер-
дых растворов на основе алюминия. Максимальная растворимость
Zn (до 70 %) достигается при эвтектической температуре 443 °С.
Цинк является одним из основных легирующих элементов алюми-
1
Физическое материаловедение. − М.: НИЯУ МИФИ, 2021. Т. 2. П. 7.3.6.
35
ниевых сплавов (как Cu, Mg). Сплавы Al−Zn относятся к группе
термически упрочняемых, но эффект упрочнения невелик.
Двойные сплавы Al−Zn при малых добавках Zn (< 10 %) в про-
мышленности не применяются. Совместное введение в алюминий
Zn, Cu, Mg позволило создать группу высокопрочных конструкци-
онных сплавов, нашедших широкое применение в различных от-
раслях народного хозяйства. На системе Al−Zn открыто явление
сверхпластичности, что дало возможность разработать ряд сверх-
пластичных сплавов Al−Zn.
Система Al−Fe. Легирование алюминия железом приводит к
появлению новой фазы − интерметаллида FeAl
3
с ромбической
кристаллической решеткой, образующегося по перитектической
реакции при 1160 °С. Растворимость Fe в твердом Al мала (0,05 %
при температуре эвтектики), поэтому даже малые примеси Fe при-
водят к появлению гетерогенной структуры. Алюминий и интерме-
таллид FeAl
3
образуют эвтектику с температурой плавления 655 °С,
близкой к температуре плавления Al. Характерной особенностью
этой эвтектики является низкое содержание в ней Fe (1,8 %), в ре-
зультате чего даже при малом его содержании интерметаллидная
фаза равномерно распределена в виде мелких включений в алюми-
ниевой матрице. Такая структура обладает повышенным сопротив-
лением пластической деформации и одновременно достаточной
стабильностью при нагревании благодаря малой растворимости Fe
в твердом алюминии. Высокая твердость и сравнительно слабое
разупрочнение интерметаллида FeAl
3
при увеличении температуры
(см. табл. 23.5) также способствует повышению жаропрочных
свойств алюминиевых сплавов. Все это приводит к тому, что леги-
рование железом широко используется в промышленности. В то же
время практически полное отсутствие растворимости Fe в твердом
Al исключает возможность изменения структуры и свойств сплавов
путем термической обработки.
При одновременном присутствии в техническом Al железа и
кремния появляются фазы, включающие в себя и Si: Al
12
Fe
3
Si и
Al
9
Fe
2
Si
2
(при более высоком содержании Si). Благодаря гетероген-
ной структуре технический Al имеет повышенную прочность и жа-
ропрочность (см. рис. 23.5), но одновременно и более низкую пла-
стичность.
36
Система Al−Ni. Легирование никелем широко используется для
повышения коррозионной стойкости и жаропрочности алюминие-
вых сплавов. Предельная растворимость Ni в твердом Al сравнима
с растворимостью железа. При температуре эвтектики (640 °С) она
составляет около 0,05 %, поэтому уже при малом содержании Ni в
структуре появляется интерметаллид NiAl
3
. Эвтектика Al + NiAl
3
более богата интерметаллидной фазой (6 % Ni), чем эвтектика в
системе Al−Fe.
Интерметаллид NiAl
3
имеет ромбическую кристаллическую ре-
шетку и образуется по перитектической реакции при 854 °С. Твер-
дость его ниже, чем твердость интерметаллидa FeAl
3
, а степень
разупрочнения этих интерметаллидов при высокой температуре
примерно одинакова (см. табл. 23.5).
Влияние Ni на свойства Al аналогично влиянию железа. Легиро-
вание никелем способствует увеличению прочности Al при нор-
мальной и повышенной температуре и оказывает благоприятное
влияние на коррозионную стойкость в воде при температуре выше
100 °С. В связи с этим Ni совместно с Fe применяется в качестве
легирующего элемента при получении жаропрочных сплавов для
машиностроения (сплавы марок АК, подвергаемые ковке и штам-
повке), а также сплавов, используемых в ядерных реакторах. Леги-
рование никелем, так же как и легирование железом, исключает
применение термической обработки для упрочнения алюминиевых
сплавов, поскольку Ni практически нерастворим в твердом алюми-
нии.
Система Al−Li. Литий очень легкий элемент и на основе систе-
мы Al−Li можно получит легкие сплавы с высокой удельной проч-
ностью. На диаграмме состояния Al−Li (рис. 23.7) со стороны Al
присутствует интерметаллидная фаза β-AlLi, имеющая кубическую
решетку. Для повышения прочности, технологичности и эксплуа-
тационных характеристик в эту систему добавляют дополнитель-
ные легирующие элементы (например, первый сплав с литием
ВАД23 имеет систему элементов Al−Li−Cu−Mn−Cd). В 1965 году
был разработан самый легкий алюминиевый сплав 1420 системы
Al−Mg−Li, обладающий высокой коррозионной стойкостью, хоро-
шей технологичностью, повышенным модулем упругости и доста-
точной прочностью. Более поздняя модификация − сплав 1421, со-
37
держит Sc и имеет на 20−25 % больший предел текучести. На базе
системы Al−Li−Cu в результате дополнительного легирования Zr и
Sc создан свариваемый сплав 1460.
Алюминий-литиевые сплавы это крупное достижение советских
материаловедов, работающих в аэрокосмической отрасли.
Рис. 23.7. Диаграмма состояния системы Al−Li:
β − интерметаллидное соединение AlLi (ОЦК), γ − Al
2
Li
3
, ε − Al
4
Li
9
Металлокерамические алюминиевые материалы. Значитель-
ное внимание уделяется разработке сплавов, в которых упрочняю-
щая фаза сохраняла бы высокую степень дисперсности до темпера-
туры, близкой к температуре плавления матрицы. Большой успех в
этом направлении достигнут в металлокерамических композициях,
состоящих из металлического Al и дисперсных частиц оксида алю-
миния Al
2
О
3
. Эти композиции именуют спеченными алюминиевыми
порошками (САП).
Детали или полуфабрикаты из САП изготавливают методами
порошковой металлургии. Предварительно окисленные порошки
38
подвергают прессованию и последующему спеканию. Возможно
совмещение этих операций путем горячего прессования или экс-
трузии. Размеры частиц алюминиевого порошка могут колебаться в
значительных пределах: от 0,1 до 10 мкм. В процессе деформации
пленка Al
2
О
3
, покрывающая каждую частицу, разрушается и пре-
вращается в дисперсные включения. Равномерного распределения
частиц Al
2
О
3
в алюминиевой матрице добиваются также спеканием
порошков металлического Al и оксида. Свойства сплавов, полу-
ченных обоими методами, практически одинаковы.
Теплофизические свойства сплавов типа САП находятся на до-
статочно высоком уровне. В частности, теплопроводность САП с
13 % Al
2
О
3
лишь на 15 % ниже теплопроводности чистого алюми-
ния. Вместе с тем, по своим прочностным свойствам сплавы САП
значительно превосходят чистый алюминий. При комнатной тем-
пературе эти свойства приближаются к деформируемым алюмини-
евым сплавам, упрочненным термообработкой, а при повышенной
температуре превосходят их. С увеличением концентрации Al
2
О
3
прочность САП увеличивается, а пластичность резко падает, по-
этому объемное содержание оксида не превышает 13−14 %.
В отличие от дисперсионного упрочнения, достигаемого терми-
ческой обработкой, при дисперсном упрочнении упрочняющая фа-
за Al
2
О
3
имеет значительные преимущества. При повышении тем-
пературы не происходит укрупнения частиц этой фазы, и поэтому
микроструктуpa сплавов САП является стабильной почти до точки
плавления алюминиевой матрицы. Это приводит к тому, что при
повышении температуры до 400 °С прочность сплавов САП оказы-
вается выше прочности обычных алюминиевых сплавов. Кроме
того, у сплавов типа САП практически отсутствует рост зерен при
высокой температуре, поскольку частицы Al
2
О
3
служат барьерами,
препятствующими рекристаллизационным процессам. Например,
САП-3 (17,3 % Al
2
О
3
) при 250 °С имеет σ
в
≈ 300 МПа, а после
нагрева продолжительностью 5000 ч при 250 °С и последующего
испытания при этой же температуре σ
в
≈ 310 МПа, что подтвер-
ждает высокую стабильность структуры при повышенной тем-
пературе.
39
23.1.2. Влияние легирования на коррозионную стойкость
алюминия
Алюминий обладает большим сродством к кислороду, о чем
свидетельствуют высокие отрицательные значения изменения сво-
бодной энергии образо-
вания оксидов алюми-
ния (рис. 23.8). В то же
время растворимость
кислорода в чистом Al
ничтожна и составляет
(1,5−3,0) ⋅ 10
−4
%. Азот
также почти нераство-
рим ни в твердом, ни в
жидком алюминии. Со-
держание N в Al высо-
кой чистоты составляет
10
−4
%.
На воздухе на по-
верхности Al образуется
тонкая плотная пленка
оксида Al
2
О
3
, которая хорошо защищает его от дальнейшего окис-
ления, и поэтому алюминий считается металлом, обладающим вы-
сокой коррозионной стойкостью в атмосферных условиях при нор-
мальной температуре. В отсутствие влаги предельная толщина
пленки составляет от 2 до 3 нм. Присутствие паров воды благопри-
ятствует росту пленки оксида, который может продолжаться меся-
цы и годы.
С повышением температуры толщина оксидной пленки увели-
чивается (рис. 23.9). При отсутствии влаги ее рост как в атмосфере
кислорода, так и на воздухе быстро стабилизируется. Только в не-
которых случаях при высокой температуре в атмосфере кислорода
отмечается увеличение толщины пленки оксидов во времени. При
500−600 °С наблюдалась пленка оксидов толщиной до 200 нм.
Закономерность образования оксидной пленки на поверхности
Al выяснена недостаточно. В соответствии с некоторыми исследо-
ваниями окисление Al в сухом кислороде идет по обратному лога-
рифмическому закону. Есть данные, что в интервале 350−475 °С
Рис. 23.8. Изменение свободной энергии
образования оксидов некоторых элементов
в зависимости от температуры
40
реакция окисления Al следует параболическому закону, а в интер-
вале 500−550 °С линейному.
Рис. 23.9. Изменение толщины оксида алюминия в зависимости от времени в
сухой атмосфере кислорода (
) и воздуха () при различных температурах
Структура оксидной пленки достаточно сложна. Предполагает-
ся, что при комнатной температуре образуются аморфные слои ок-
сида алюминия. В интервале 400−700 °С появляется Al
2
О
3
с куби-
ческой структурой. Таким образом, представляется возможным
объяснить необычный ход кривых окисления на рис. 23.9, полу-
ченных при 475 и 500 °С. Нижняя площадка, вероятно, соответ-
ствует образованию аморфной пленки, а верхняя − образованию
кристаллического оксида. Показано также, что оксидные пленки на
Al могут состоять из двух слоев − внутреннего компактного слоя,
прилегающего к металлу, и внешнего пористого слоя. Толщина
внутреннего слоя зависит в основном от температуры, внешнего −
от времени окисления и влажности окружающей атмосферы.
При контакте чистого Al с насыщенной воздухом дистиллиро-
ванной водой при температуре до 90 °С пленка оксидов, прилега-
ющая к металлу, имеет аморфное строение; верхний слой пленки
приобретает структуру байерита Al
2
О
3
⋅ 3Н
2
О, представляющего
собой моноклинную гидроокись. Повышение температуры выше
100 °C приводит к образованию менее гидратированного оксида −
бёмита Al
2
О
3
⋅ Н
2
О, имеющего ромбическую структуру. Бёмит по-
лучается и при окислении байерита в водяных парах. Температура,
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)