899-materialovedenie-560kb

Литература

Металловедение / И.И. Новиков, В.С. Золоторевский и др. М.: Изд. дом МИСиС, 2009. Т. 1. С. 62–65, 71–75, 90–92, 104–105, 114–116, 120– 124, 161–165.

Контрольные вопросы

1.Какое влияние оказывает скорость охлаждения из аустенитной области на строение эвтектоидной стали?

2.Каковы условия получения перлита, сорбита и троостита в стали?

3.Почему сталь со структурой сорбита тверже стали с перлитной структурой?

4.Какие цели преследует полный отжиг?

5.Зачем применяют неполный отжиг доэвтектоидных сталей?

6.Почему не применяют отжиг стали У13 с нагревом выше

точки Acm?

7.Каковы режимы нормализации доэвтектоидных и заэвтектоидных сталей?

8.Почему после нормализации сталь прочнее, чем после отжига?

9.Каково основное назначение нормализации?

10.Что представляет собой мартенсит в углеродистой стали?

11.Чем отличается мартенситное превращение от перлитного?

12.До каких температур нагревают до- и заэвтектоидные стали под закалку?

13.В чем сущность закалки через воду в масло, и каковы ее преимущества?

14.Какие три превращения различают при отпуске?

15.Каково назначение отпуска, и каковы структуры стали после низкого, среднего и высокого отпуска?

60

Лабораторная работа 6

МИКРОСТРУКТУРА АЛЮМИНИЕВЫХ И МЕДНЫХ СПЛАВОВ

(2 часа)

Цель работы – получить навыки металлографического анализа промышленных алюминиевых и медных сплавов.

6.1. Теоретическое введение

Алюминиевые сплавы

По назначению промышленные сплавы подразделяют на две группы: литейные и деформируемые. Сплавы первой группы предназначены для получения фасонных отливок, область их составов схематически показана на рис. 6.1. Они должны обладать хорошими литейными свойствами: высокой жидкотекучестью, малой склонностью к образованию рассеянных усадочных пустот и кристаллизационных трещин. Эти свойства тем выше, чем меньше интервал кристаллизации. Поэтому сплавы, лежащие вблизи эвтектической точки, обладают лучшими литейными свойствами, чем сплавы, находящиеся вдали от нее.

Из деформируемых сплавов методом полунепрерывного литья получают круглые и плоские слитки, которые подвергают горячей и холодной обработке давлением (прокатке, прессованию, штамповке, ковке и др.). Область составов деформируемых сплавов простирается от алюминия до сплавов вблизи точки предельной растворимости а (см. рис. 6.1). Основной структурной составляющей этой группы сплавов является твердый раствор на основе алюминия, а объемная доля хрупких интерметаллидов сравнительно невелика (менее 5...10 % объемн.), что обеспечивает высокую деформируемость этих сплавов.

Для повышения прочности большинство алюминиевых сплавов подвергают закалке и старению. При нагреве под закалку происходит растворение всех или отдельных избыточных фаз, называемых фазами-упрочнителями, а при последующем ускоренном охлаждении эти фазы не успевают выделиться и фиксируется пресыщенный твердый раствор легирующих элементов в алюминии. При старении закаленного сплава в зависимости от температуры и продолжительности,

61

в пересыщенном твердом растворе образуются участки, обогащенные легирующими элементами, дисперсные частицы промежуточных метастабильных фаз или выделяются стабильные фазы (подробнее см. лаб. работу 7).

Рис. 6.1. Области составов литейных и деформируемых алюминиевых сплавов

К избыточным фазам, образованным основными легирующими элементами и алюминием и наиболее часто встречаемыми в структуре слитков, относятся θ (CuАl2), S (CuMgAl2), β (Mg2Si) и β (Al3Mg2). Эти фазы под микроскопом имеют следующие отличительные особенности: β (Mg2Si) – скелетного вида кристаллы черного цвета; θ (CuАl2) – вытянутые, изогнутые светлые включения; S (CuMgAl2) – компактные включения темного цвета; β (Al3Mg2) – светлые включения неправильной формы.

Основные примеси в первичном алюминии – железо и кремний, которые ухудшают механические и коррозионные свойства.

Для травления шлифов алюминиевых сплавов часто используют 1%-ный раствор плавиковой кислоты в воде.

62

Литейные алюминиевые сплавы

Большинство литейных алюминиевых сплавов являются доэвтектическими. После литья они содержат две основные структурные составляющие – первичные кристаллы раствора на основе алюминия и эвтектику.

Силумины – сплавы на базе системы Al–Si (рис. 6.2). Это наиболее широко используемые алюминиевые сплавы для фасонного литья. Эвтектика в системе Al–Si в отличие от большинства других эвтектик в алюминиевых сплавах, содержащих интерметаллиды, сравнительно пластична. Поэтому в силуминах эвтектика, обеспечивающая высокие литейные свойства, является основной структурной составляющей.

Рис. 6.2. Диаграмма состояния системы Al–Si

Структура доэвтектических сплавов системы Al–Si состоит из пестрой эвтектики и больших округлых светлых участков – это сечения ветвей дендритов первичного α-раствора кремния в алюминии. В заэвтектических сплавах серые первичные кристаллы кремния имеют форму многогранников. Эвтектика состоит из светлой матрицы – α-раствора и изолированных иголок кремния. В действительности эти иголки являются сечениями тонких пластин, образующих непре-

63

рывный кремниевый каркас эвтектической колонии. Эвтектика Al–Si относится к числу аномальных: колонии эвтектики на шлифе не видны. Пластинчатая форма кремния в эвтектике обусловливает низкие механические свойства силумина.

Для повышения и прочности, и пластичности силумины модифицируют добавкой 0,01 % Na, который вводят замешиванием в расплав его галоидных солей, например смеси 2/3 NaF и 1/3 NaCl (1...2 % от массы расплава). Под действием натрия кремний в эвтектике кристаллизуется в форме сильно разветвленного скелета с тонкими ветвями волокнистой формы. Модифицирующее действие натрия из-за его выгорания не сохраняется при переплаве, поэтому натрий необходимо вводить в расплав непосредственно перед литьем деталей на машиностроительном заводе. Поэтому в качестве модификатора более выгодно вместо натрия использовать добавку ~0,1 % Sr, под действием которого кремний в эвтектике кристаллизуется в виде тонкоразветвленных дендритов, и его модифицирующее действие не исчезает при переплаве.

Наиболее вредной примесью в силумине является железо, так как оно с алюминием и в присутствии кремния образует хрупкие соединения FeAl3, α (Al, Fe, Si) и β (Al, Fe, Si). Эти фазы кристаллизуются в виде игл и пластин, которые сильно снижают пластичность силуминов. Чем больше железа в силумине, тем длиннее и толще эти пластины. Для повышения пластичности в силумины вводят марганец (0,2...0,6 %), который образует железомарганцовистую фазу (Al, Fe, Mn, Si), кристаллизующуюся в скелетообразной форме, меньше охрупчивающей силумины.

Сплав АК12 – единственный промышленный силумин без специальных добавок. Интервал концентрации кремния в этом силумине (10...13 %) включает эвтектический состав. При модифицировании натрием сплав становится доэвтектическим: он содержит эвтектику и первичные кристаллы алюминиевого раствора. Этот силумин обладает наилучшими литейными свойствами и его применяют в крупносерийном производстве малонагруженных деталей, в частности, получаемых литьем под давлением. Упрочняющей термической обработке сплав АК12 не подвергают, так как ее эффект незначителен. Основной способ повышения его механических свойств (при литье в землю) – модифицирование. При введении до 0,15...0,35 % Тi происходит измельчение зерна в слитках и фасонных отливках. Титан образует с алюминием соединение ТiAl3 – частицы тугоплавких соединений в расплаве являются активными затравками при его кристаллизации.

64

Деформируемые алюминиевые сплавы

Влитом состоянии основная структурная составляющая деформируемых сплавов – дендриты α-раствора на базе алюминия. Под микроскопом обычно видны границы светлых дендритных ячеек, являющиеся сечениями ветвей дендритов. По этим границам располагаются двойные, тройные и более сложные эвтектики, которые в деформируемых сплавах обычно появляются из-за неравновесной кристаллизации (см. пунктирные линии на рис. 6.1). Во многих сплавах эвтектики, объемная доля которых мала, вырождены: по границам дендритных ячеек видны включения интерметаллидов эвтектического происхождения. Структуры закаленных и состаренных деформируемых полуфабрикатов более однообразны по сравнению со структурами слитков.

Взависимости от способности упрочняться при закалке и последующем старении деформируемые алюминиевые сплавы подразделяют на термически упрочняемые и термически неупрочняемые. Первые подвергают закалке и старению, а вторые – только отжигу.

Примером термически неупрочняемого сплава может служить сплав АМг6. Он относится к группе магналиев – сплавов на основе системы Al–Mg (рис. 6.3) и содержит 6,3 % Mg, 0,06 % Mn, 0,001 % Be

ине более 0,4 % примеси Fe и 0,4 % примеси Si.

Рис. 6.3. Диаграмма состояния системы Al–Mg

65

В литом состоянии в сплаве АМг6 по границам дендритных ячеек алюминиевого раствора находятся включения β-фазы (Mg5Al8) из вырожденной эвтектики. В деформированных полуфабрикатах фаза β отсутствует, так как она полностью переходит в алюминиевый твердый раствор во время гомогенизации слитков при 500 °С. Примеси кремния и железа образуют труднорастворимые фазы Mg2Si, (Fe, Mn)3Si2Al15 и др. Бериллий вводят в магналии для уменьшения окисления при литье, сварке плавлением и горячей обработке давлением (бериллий образует на поверхности защитную оксидную пленку).

Важнейшие достоинства магналиев – высокая стойкость против коррозии, в том числе в морской атмосфере, и хорошая свариваемость. В отожженном состоянии сплав АМг6 имеет σв = 340 МПа, δ = 20 %.

Примером термически упрочняемого деформируемого алюминиевого сплава служит сплав Д1, принадлежащий к группе дуралюминов – сплавов на основе системы Al–Cu. Он содержит 4,3 % Сu, 0,6 % Mg, 0,6 % Мn и до 0,7 % примеси Fe и 0,7 % примеси Si (рис. 6.4). Добавки Сu, Mg и Мn входят в твердый раствор на базе алюминия.

Рис. 6.4. Диаграмма состояния системы Al–Cu

В структуре слитка после литья по границам дендритных ячеек алюминиевого раствора расположены включения фаз: темная S (CuMgAl2)

66

и светлая θ (Al2Cu), образованных основными компонентами, а также железомарганцовистая составляющая коричневого цвета в виде иероглифов.

После закалки и старения структура полуфабрикатов под световым микроскопом состоит из зерен раствора Сu, Mg и Мn в алюминии и округлых частиц θ (Al2Cu), не полностью перешедших в раствор при нагреве под закалку. Кроме того, видны частицы железомарганцовистой составляющей, нерастворимой в твердом алюминии (σв = 410 МПа, δ = 20 %).

Медь и медные сплавы

Основной травитель для выявления структурных составляющих в медных сплавах – 3%-ный раствор FeCl3 и 10%-ный раствор HCl (желтоватого цвета).

Медь с примесями

Микроструктура чистой меди в литом состоянии состоит из кристаллитов, форма и размеры которых зависят от условий кристаллизации.

Чистота меди оказывает большое влияние на ее свойства и на поведение при последующей обработке. Примесные элементы, растворимые в твердой меди (Al, Fe, Ni, Mn, Zn, Ag, Cd), практически не влияют на ее механические свойства.

Примеси, мало растворимые в твердой меди (Pb, Bi, O), снижают ее деформируемость. Свинец и висмут ничтожно растворимы в меди в твердом состоянии и образуют по границам зерен легкоплавкие эвтектики (при температурах 326 и 270,6 °С соответственно), состоящие практически из чистого свинца (рис. 6.5) и висмута. При горячей прокатке меди (800...900 °С) эти эвтектики находятся в жидком состоянии, и во время обжатий по ним происходит межкристаллитное разрушение (горячеломкость). Для предотвращения горячеломкости при прокатке медь должна содержать не более 0,003 % Bi и 0,05 % Рb.

Кислород – наиболее часто встречающаяся в значительных количествах примесь, так как он легко попадает в медь при плавке. При нагреве или эксплуатации меди в атмосфере, содержащей водород, атомы водорода быстро диффундируют вглубь металла, и при восстановлении оксида меди образуется водяной пар. Под давлением этого пара возникают вздутия и микротрещины. Это явление называют водородной болезнью меди.

67

ской структуры с большим количеством двойников, дающих в плоскости шлифа ряд параллельных полосок внутри зерен. По структуре α-латуни, отожженной после литья или деформации, нельзя судить о ее составе, как нельзя судить о химическом составе по микроструктуре любого другого однородного твердого раствора.

Рис. 6.6. Диаграмма состояния системы Cu–Zn

Механические свойства α-латуни Л80 в отожженном состоянии следующие: σв = 310 МПа, δ = 50 %.

К (α + β)-латуням относятся промышленные сплавы марок Л63 и Л60.

Вдвухфазных латунях под микроскопом всегда четко видны две структурные составляющие: α-фаза (светлая) и β-фаза (темная).

Рекристаллизованная (α+β)-латунь характеризуется наличием двойниковых прослоек только в α-фазе.

Вмногокомпонентных латунях легирующие добавки растворены в α- и β-фазах и могут образовывать новые интерметаллидные фазы.

Примером многокомпонентной литейной латуни служит латунь марки ЛЦ23А6Ж3Мц2, которая содержит 23 % Zn, 6 % Al, 3 % Fe и 2 % Mn. Несмотря на содержание всего 23 % Zn, основной структурной составляющей в этой латуни является β-фаза. На фоне β-зерен с резко различной окраской видны дисперсные включения железосодержащей фазы. Высоколегированная и очень прочная латунь ЛЦ23А6Ж3Мц2 применяется только в литом состоянии (σв = 650 МПа, δ ≥ 7 %).

69