КЛАССИФИКАЦИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

Алюминиевые сплавы классифицируют по технологии изготовления (деформируемые, литейные, спеченные); способности к термической обработке (упрочняемые и неупрочняемые) и свойствам.

ДЕФОРМИРУЕМЫЕ АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ

К сплавам, неупрочняемым термической обработкой, относятся сплавы АМц и АМгб. Сплавы отличаются высокой пластичностью, хорошей свариваемостью и высокой коррозионной стойкостью. Сплавы АМц относятся к системе А1-Мп с содержанием 1 ... 1,6 % Мп. Структура сплава АМц состоит из а -твердого раствора и вторичных выделений фазы МпА1б, переходящих в твердый раствор при повышении температуры. После горячей обработки давлением и отжига упрочнителем является фаза Al6(Mn0,5Feo,5), а также из-за неизбежного присутствия кремния - фаза переменного состава (Al, Fe, Mn, Si). Эти фазы содержатся в виде включений в основной фазе (А1 - твердый раствор). Тройная фаза (Мп, Fe)Al6, практически нерастворима в алюминии, поэтому сплав АМц не упрочняется термической обработкой. Листы полуфабриката АМц имеют следующие механические свойства: ав = 130 МПа, go,2 = 50 МПа, 6 = 20 % и НВ = 500.

Сплав АМгб выделяется среди термически неупрочняемых сплавов своей высокой прочностью (gb = 340 МПа, go,2 = 170 МПа, 5 = 20 % и НВ - 700) и хорошей свариваемостью. В гомогенизированном состоянии он состоит из Al-твердого раствора (основа) и упрочняющей фазы Mg2Si в виде округлых включений (сфероидизация при горячей обработке давлением и гомогенизации). В небольшом количестве содержатся темные включения фазы, содержащей железо, которые из-за нерастворенности в алюминии не подвергались сфероидизации и поэтому имеют угловатую форму. По сравнению со сплавом АМг2, сплав АМгб содержит почти в два раза больше Mg (5,8 ... 6,8 %), Мп (0,5 ... 0,8 %), Ti (0,02 ... 0,1 %) и Be (0,002 - 0,005 %). Описанные сплавы выпускают, в основном, в виде отожженной заготовки.

Сплавы типа АМц и АМг применяют для изделий, получаемых глубокой вытяжкой, сваркой, от которых требуется высокая коррозионная стойкость (трубопроводы для бензина и масла, сварные блоки), а также для заклепок, переборок, мачт и корпусов судов, лифтов, узлов подъемных кранов, рам вагонов и др.

К сплавам, упрочняемых термической обработкой, относятся: сплавы нормальной прочности, высокопрочные и др. Типичными представителями этих сплавов являются дуралюмины, которые характеризуются хорошим сочетанием прочности и пластичности и относятся к сплавам системы А1 - Си - Mg.

Дуралюмины (маркируются буквой Д) относятся к деформируемым и упрочняемым путем термической обработки сплавам на основе алюминия. В их состав входят медь, магний, марганец. Железо и кремний являются постоянными нежелательными примесями, присутствие которых обусловлено технологией получения алюминия (табл. 9.1).

Таблица 9.1.

Химический состав основных марок дуралюмина

Марка

сплава

Химический состав, мае. %

Си

Мп

Mg

Si

Fe

Д1

3,8-4,8

0,4 - 0,8

0,4 - 0,8

0,7

0,6

Д16

3,8-4,5

0,3 - 0,9

1,2- 1,8

0,5

0,5

Термическая обработка дуралюмина заключается в закалке и последующем старении. Условием протекания процесса старения является получение пересыщенного твердого раствора. Сплавы, в которых возможно получение пересыщенного твердого раствора, имеют диаграмму состояния с ограниченной растворимостью компонентов в твердом состоянии, причем с понижением температуры растворимость понижается.

Процесс термической обработки дуралюмина может быть рассмотрен приближенно на примере двойного сплава Al-Си, составляющего основу дуралюмина.

Как видно из рис. 9.1, растворимость меди в алюминии при комнатной температуре составляет 0,2 %, а максимальная растворимость при температуре 548 °С равна 5,7 %.

Диаграмма состояния А1-Си

Рис. 9.1. Диаграмма состояния А1-Си

Если сплав с 3,5 - 4,5 % меди нагреть выше кривой растворимости СД, то он перейдет в однофазное состояние, представляя собой а - твердый раствор (тип замещения) меди в алюминии; при нагревании вторичные кристаллы СиАЬ (избыточная фаза 9 на основе химического соединения СиАЬ) полностью растворяются в а - твердом растворе.

После медленного охлаждения (при отжиге) сплав будет находиться в равновесном состоянии и состоять из двух фаз: а - твердого раствора с концентрацией меди 0,2 % и химического соединения СиАЬ, которое обозначается 0ц (рис. 9.2).

Микроструктура дуралюмина после отжига (схема)

Рис. 9.2. Микроструктура дуралюмина после отжига (схема)

Отожженный дуралюмин имеет относительно невысокие механические свойства: ав ~ 200 МПа, 5 « 20 % (200 МПа « 20 кгс/мм2). Если охлаждение сплава из а - области произвести быстро, т.е. произвести закалку, то все диффузионные процессы будут подавлены и выделения кристаллов CuAl2(0n) не успеет произойти. После охлаждения при комнатной температуре такой сплав будет однофазным, причем концентрация меди в алюминии будет такой же, какой она была при повышенной температуре - 3,5 - 4,5 % Си. Такой а - твердый раствор будет находиться в пересыщенном, неравновесном состоянии (рис. 9.3). Структура состоит из гомогенного твердого раствора.

В свежезакаленном сплаве атомы меди располагаются в кристаллической решетке алюминия в случайных местах, статически неупорядоченном состоянии. После закалки дуралюмин имеет невысокую твердость и прочность ав ~ 250 МПа и значительную пластичность 5 ~ 25 %. Упрочнение алюминиевых сплавов достигается последующим старением. Старение - явление самопроизвольного упрочнения закаленного сплава в результате распада твердого раствора. Если этот процесс происходит при комнатной температуре, то он называется естественным старением, если при повышенной температуре (100 — 300 °С) - искусственным старением.

Микроструктура закаленного дуралюминия Д16 (х 500). Видны зерна алюминиевого твердого раствора и включения нерастворимых фаз

Рис. 9.3. Микроструктура закаленного дуралюминия Д16 (х 500). Видны зерна алюминиевого твердого раствора и включения нерастворимых фаз

Процесс старения или распада пересыщенного твердого раствора является сложным и протекает с различной скоростью у различных сплавов. Скорость старения сильно зависит от температур. Повышение температуры вызывает ускорение процесса (рис. 9.4). При естественном старение (20 °С) прочность и твердость становятся максимальными через 5-7 суток после закалки. При искусственном старение прочность и твердость возрастают тем быстрее, чем выше температура старения. После старения предел прочности достигает ств = 450 МПа, б *18%.

Кривые старения дуралюмина при различных температурах

Рис. 9.4 Кривые старения дуралюмина при различных температурах

Основные структурные изменения при старении сводятся к разным этапам распада пересыщенного раствора. Распад пересыщенного раствора является диффузионным процессом: степень распада, тип выделений, их дисперсность, формы и другие структурные характеристики зависят от температуры и продолжительности старения и от природы сплава. Кроме того, на структуру состаренного сплава влияют примеси, пластическая деформация после закалки (перед старением), а также продолжительность вылеживания закаленного сплава при комнатной температуре перед искусственным старением.

Современная теория, объясняющая процесс, протекающий при старении, разделяет его на несколько стадий.

Первая стадия происходит при естественном старении (при 20 °С) или при низкотемпературном старении (ниже 150 °С). При этом в пересыщенном твердом растворе атомы меди, располагавшиеся в случайных местах, перемещаются внутри кристаллической решетки и концентрируются в отдельных атомных плоскостях, образуя зоны, обогащенные медью, так называемые зоны Гинье-Престона (зоны ГП- I). В зонах ГП-1 та же гранецентрированная кристаллическая решетка, что и у матричного раствора, но деформированная из-за различия в атомных диаметрах металла - основы (алюминия) и легирующего элемента (меди). Скопление легирующего элемента вызывает местное изменение межплоскостных расстояний, что создает большие напряжения и приводит к повышению прочности и твердости дуралюмина. Концентрация меди в зонах ГП-1 меньше, чем в фазе 0 (СиАЬ). Форма зон ГП-I тонкопластинчатая, дискообразная 5 - 10 А и диаметром 30 -

60 А.

Если сплав после естественного старения кратковременно (несколько минут) нагреть до температуры 200 - 250 °С и затем быстро охладить, то упрочнение полностью снимается, свойства дуралюмина будут соответствовать исходному свежезакаленному состоянию. Это явление получило название возврата. Разупрочнение при возврате вызвано тем, что зоны ГП-I при этих температурах оказываются неустойчивыми и «рассасываются» (растворяются) в твердом а-растворе. При последующем вылеживании при комнатной температуре вновь происходит образование зон ГП-I и упрочнение сплавов.

При низкотемпературном старении возможно образование зон ГП- 2, которые имеют несколько больший размер, чем зоны ГП-I. На этом этапе старение называют зонным.

Вторая стадия старения. Повышение температуры старения или увеличение времени выдержки приводит к образованию метастабиль- ной фазы 0', которая имеет тетрагональную решетку. Выделения 0' - фазы имеют частично когерентную поверхность раздела с алюминиевой матрицей (рис. 9.5,6). При этом структурное состояние сохраняется, может повыситься прочность и твердость.

Третья стадия. При дальнейшем повышении температуры старения до 200 - 250 °С или увеличении времени выдержки 0'-фаза переходит в стабильную 0-фазу (СиА12), не связанную с алюминиевой матрицей. Из раствора выделяются мелкодисперсные частицы второй фазы - 0 (CuAl2), т.е. межфазная граница становится некогерентной (см. рис. 9.5,в). Происходит фазовое старение.

Схема старения матрицы с полностью когерентными (а), частично когерентными (б) и некоторыми выделениями (в)

Рис. 9.5. Схема старения матрицы с полностью когерентными (а), частично когерентными (б) и некоторыми выделениями (в)

Повышение температуры старения ведет к коагуляции частиц 0. Процесс коагуляции фазы 0 сопровождается разупрочнением сплава.

Величина упрочнения при старении зависит от типа выделений, их строения, свойств, формы, характера и плотности распределения, степени несоответствия решеток матрицы и выделяющихся фаз. В разных сплавах и при разных температурах старения одного сплава максимум упрочнения достигается при образовании зон ГП или выделений промежуточной матастабильной фазы 0', что соответствует 1 и 2- й стадии старения.

На рис. 9.6 и 9.7 представлены микроструктуры естественно и искусственно состаренного дуралюминия.

Микроструктура естественно состаренного дуралюминия Д16 (х 200). На шлифе, кроме а - твердого раствора, видны темные включения марганцовистой и железосодержащих фаз

Рис. 9.6. Микроструктура естественно состаренного дуралюминия Д16 (х 200). На шлифе, кроме а - твердого раствора, видны темные включения марганцовистой и железосодержащих фаз

Микроструктура искусственно состаренных сплавов

Рис. 9.7. Микроструктура искусственно состаренных сплавов: а - электронно-микроскопическая картина распада в закаленном сплаве А1-Си при старении 180 °С 2 часа (х 250000); б - микроструктура искусственно состаренного дуралюминия (3,67 % Си, 0,95 % Mg, остальное А1). Закалка с 510 °С и старение при 250 °С в течение 2 ч (х 1000). По границам и внутри зерен а - твердого раствора видны серые включения СиА12 и темной фазы S

Ковочные алюминиевые сплавы маркируют буквами АК. Они обладают хорошей пластичностью и стойки к образованию трещин при горячей пластической деформации. По химическому составу сплавы близки к дуралюминам, отличаясь более высоким содержанием кремния. Поэтому в их структуре (рис. 9.8 и 9.9) вместо S(CuMgAl2) присутствуют кремнийсодержащие фазы - четверная фаза (Al, Си, Mg, Si) и силицид магния р (Mg2Si). Ковку и штамповку сплавов ведут при температуре 450 - 475 °С. Их применяют после закалки и искусственного старения. Сплавы с пониженным содержанием меди (АК6) отличаются лучшей технологической пластичностью, но меньшей прочностью (а,, = 360 МПа). Их используют для средненагруженных деталей сложной формы: малые и большие крыльчатки, фитинги, качалки, крепежные детали.

Сплавы с повышенным содержанием меди (АК8) хуже обрабатываются давлением, но более прочны и применяются для высокона- груженных деталей несложной формы: пояса лонжеронов, подмоторные рамы, лопасти винтов вертолетов и др.

Высокопрочные алюминиевые сплавы маркируются буквой В. Так, сплав В96 имеет после закалки и старения ав = 700 МПа; (год = 650 МПа; 5 = 7 %; НВ - 1900. Для повышения пластичности эти сплавы подвергают двухступенчатому смягчающему старению. Высокопрочные сплавы относятся к системе Al-Zn-Mg-Cu и содержат добавки марганца и хрома или циркония.

Эти сплавы применяются для деталей, работающих в условиях напряжения сжатия (обшивка, стрингеры, шпангоуты, лонжероны самолетов).

Микроструктура ковочного алюминиевого сплава АК8 (4,5 % Си, 0,69 Мп, 0,8 % Mg, 1 % Si, остальное А1) (х 250)

Рис. 9.8. Микроструктура ковочного алюминиевого сплава АК8 (4,5 % Си, 0,69 Мп, 0,8 % Mg, 1 % Si, остальное А1) (х 250).

На шлифе светлые участки - алюминиевый твердый раствор, светло - серые включения - фаза Cu-АЬ, темная составляющая - силицид магния ф-фаза

Mg2Si)

Микроструктура ковочного сплава АК8 после закалки с 510 °С и искусственного старения при 150 °С в течение 12 ч (х 250)

Рис. 9.9 Микроструктура ковочного сплава АК8 после закалки с 510 °С и искусственного старения при 150 °С в течение 12 ч (х 250).

Внутри и по границам зерен видны включения упрочняющих фаз: Mg?Si и

СиАЬ

 
Посмотреть оригинал
< Пред   СОДЕРЖАНИЕ   ОРИГИНАЛ     След >