Мальцев М.В. Металлография промышленных цветных металлов и сплавов

Подождите немного. Документ загружается.

Таблица 4

Типичные механические свойства при комнатной температуре

алюминиевых сплавов (отдельно отлитые образцы) [9, 10]

Механические свойства

Марка

спллва

Состояние материала

аЬ

°0,2

нв

а__1 *

ан

кГ;ММ2

к Г /мм2

кГ-м/см3

кГ.'мм2

АЛ 1

Литой в кокиль, термически об

работанный по режиму Т5

Литой в землю, термически об

работанный по режиму Т5

0,5

0 5

120

100

5 6

0,3

7000

АЛ 2

Литой в землю (модифицирован

ный)

Литой под давлением .

55 4 2 0,3

7000

АЛЗ

Литой в землю или в кокиль,

термически обработанный по

режиму Т5

20 17

0 3

7000

АЛ4

Литой в землю (модифицирован

ный), термически обработанный

по режиму Тб

Литой под давлением

1 8

70 7,5

0,4

7000

АЛ 5

Литой в землю, термически об

работанный по режиму Т5

Литой в кокиль, термически об

работанный по режиму Т5

1 5

105

6 5

0,3

7000

АЛ7

Литой в землю, термически об

работанный по режиму Т4

Литой в землю, термически об

работанный по режиму Т5

АЛ8 Литой в землю, термически об

работанный по режиму Т4

12 70

7000

АЛ 9

Лигой в землю, термически об

работанный по режиму Т4

65 55

АЛ 11

Литой в землю без термообра

ботки

6 5

7200

АЛ 13 Литой в землю

Литой в кокиль

АЛ 19 Литой в землю, термически об

работанный по режиму Т5

Литой в землю, термически об

работанный по режиму Т2

0 8

7000

АЛ 20 Литой в землю, термически об

работанный по режиму Т7

Литой в землю, термически об

работанный по режиму Т2

0 8

0 6

7 5

7 0

0 3

7100

ДЛ21

Литой в землю, термически об

работанный по режиму Т7

21 20

0 6

7 5

0 3

7000

АЛ 22 Литой в землю, термически об

работанный по режиму Т4

3 95

Продолжение табл. 4

Механические свойства

Марка

сплава

Состояние материала

°ь

нв

*- 1 *

ан

к Г/мм 2

кГ/мм2

кГ-м'см*

кГ!мм2

АЛ 24

(ВАЛ)

Литой в землю, термически

работанный по режиму Т1

об-

5 80

6 5

АЛ25

Литой в землю,

работанный по

термически

режиму Т1

об-

16 0 5

0 4

7000

АЦР Литой в землю, термически

работанный по режиму Т1

об-

1 5

75 7

7200

* Предел выносливости при изгибе при симметричном цикле.

Таблица 5

Механические свойства вторичных литейных алюминиевых сплавов [9|

Механические свойства

Марка сплава

Способ литья

Вид термиче

ской обра

кГ/мм* % <*=5)

ботки

НВ, к Г/мм2

не менее

АЛЗВ 3 12 65

—

0 5

Т5

21 75

Т5

0 5

АЛ4В

3. к

16 0 3 70

Тб

24 0 4 80

Тб 25

0,4

АЛ7В

Т5

АЛ9В

Т5

0 5

Т5

0 5

АЛ 10В

Тб

АЛ14В

Т5

20 0,5

Т5

0 5

АЛ 15В

Т5

ТГ»

0 5

АЛ 16В 3 Т5 20

—

к Т5

0,5

АЛ17В

Т5

к Т5

0,5

АЛ18

П р и м е ч а

н и е. 3 — литье в землю; К — .

литье в кокиль.

Таблица 6

Механические свойства алюминиевых литейных сплавов при различных температурах [9, 10]

г а

го

Режим термооб

работки

2 00е Г

200е С

3 00° с 350е С

— 40° С

— 70° С

- 1 96 е С

•Ъ

_ „с

t O

i .

■л

■Ъ

•JO

е Г ^

■Ъ

■JO

■ъ

■л

•Ъ

£ 5

■JO

АЛ1

Т5 22

18 1 5

7 5

5 5

3 7 9

АЛ2

Б. Т . О .

1 0 19 9

20 8

АЛ 3-1

Тб 20

1 5 18

13 4

9 6 19 1 20

0 8

АЛ4

Тб

9 9

6 12

28 3 5

2 8

33 2,5

АЛ5

Тб

1 5

6 7 10

АЛ7

Т5

20 15

4,5

11 4

3 1 5

—

АЛ 8

Т4

22 15

2 5 9

1 5

0 9

АЛЭ

Т4

3 8

2 5

1 0 5 36

АЛ19

Т5

7 12

6 5

9 10

АЛ20

1,5 16

2 5

10 8

АЛ21

1 0

1 5 12 16

7,5

АЦР1

Т1

1 5 16

1 5 12 2,5

ВАЛ1

Т5

1,2

21 1 5

16 2 5

10 5

Таблица 7

Физические свойства литейных алюминиевых сплавов [9, 10]

Марка сплава

<\>

Удельная

теплоемкость

с, кал’г град

Коэффициент

линейного

расширения

а 1 0е, 1 /град

Теплопроводность

X, к ал1 см- сек-град

Удельное электросо

противление при 20° С

р, ом-мм2 'м

*3*

см

С-1

СО

см

СО

АЛ

2 75

19 0

23 22

3 23,2 24 4

38 0

0528

АЛ 2 2 65 0 20

22 4

23,3 0,40 0 40

АЛЗ-1

2 7 0 22

23 2

0 38

0 38 0

0449

АЛ4

2 65 0

0 22

22 5

23 5

0 37 0 37

АЛБ

2 68 0 20

23 1

23 9

25 2

38 0,39

0462

АЛ7

2 8

0 20 0 26

0,39 0 43

АЛ8

2 55

0 25 0 27

25 6

27 3

20 0 23

0 27

АЛ9

2 66

23 24

24 5

0 37

АЛ 10В

2,78

—

24 4

0 42

046

АЛИ

2 94

24 5

АЛ 13

2,60

о,

27 20

24,0 27,0

0,31

АЛ 19

2 78

20 0

19 5 25 6

0,29

0595

АЛ 20

2,74

23,6

0,34

0518

АЛ21

2 83

0 19

22 22

27 8

27 0,32

0572

А Л 22

2 50

26 6 27 3

0,21 0

А Л 25 2 72

20 5

050

АИР1

2 8

23 6

26 7

053

ВАЛ1 2 89

23 8 26 7 0,32

0545

Для улучшения структуры силуминов и повышения мехаип

ческих и технологических свойств их перед отливкой подвергают

обработке смесью фтористых и хлористых солей натрия. Эта

операция называется модифицированием силумина, так как она

приводит к резким изменениям структуры сплава. В качестве

модификаторов используется двойная смесь солей 2 з NaF и

7з NaCI (двойной модификатор) или тройная смесь 25% NaF

62,5% NaCI, 12,5% КС1 (тройной модификатор)

За последние годы был предложен ряд других, более слож

ных по составу модификаторов. 60% NaF + 25% NaCI +

+ 15% Na3AlF6> 40% N aF+ 45% NaCI + 15% Na2AlF6; 30%

NaF + 50% NaCI + 10% КС I + 10% Na3AlF6, которые одновре

менно используют в качестве рафинирующих флюсов для дега

зации сплавов и очистки их от окисных включений.

При модифицировании происходит следующая реакция

A l+ 3N aF^N a + AlF3,

в результате чего выделяющийся натрий вступает во взаимодей

ствие со сплавом. Указанная реакция наиболее интенсивно про

ходит при температуре 800—900° С, для чего требуется перегрев

силуминов до указанных температур. По мере развития реак

ции и образования продуктов разложения температура плавле

ния модификатора повышается и резко снижается его вязкость,

а также замедляется сама реакция разложения.

Стремление снизить температуру модифицирования и полу

чить более низкоплавкий модификатор вызвало необходимость

использовать смеси фтористых и хлористых солей (двойные,

тройные и более сложные модификаторы [1 13].

При модифицировании сплава двойным модификатором

смесь солей в количестве 2—3% от веса шихты наносят равно

мерным тонким слоем на поверхность расплавленного силуми

на при температуре 780—830° С. После некоторой выдержки

обычно 5—7 мин до прекращения выделений продуктов раз

ложения образующуюся на поверхности корочку ломают и

удаляют с поверхности 1 Более сложные по составу смеси вво

дят в значительно меньших количествах (0,5— 1% от массы ме

талла) Операция обработки флюсами обычно путем замеши

ваиия) требует меньше времени (3— 5 мин) и осуществляется

при более низких температурах (750—720° С)

В результате модифицирования происходят коренные изме

нения в структуре силуминов. Сплавы эвтектического и заэвтск

тического состава становятся по структуре доэвтектическими, а

сама эвтектика становится мелкозернистой.

Структура модифицированного силумина с 13% Si показана

на рис. 6 атласа.

При модифицировании не только изменяется структура, по

и существенно улучшаются механические и литейные свойства

силумина.

На рис. 13 показано изменение механических свойств моди

фицированного и немодифицированного силумина с различным

содержанием кремния. После модифицирования повышается

жидкотекучесть сплава, улучшается плотность отливок и т д.

Детальное изучение строения модифицированной эвтектики

показало, что она имеет зернистую структуру Основу эвтекти

ческих зерен (колоний) составляют дендриты алюминия, воз

никающие и развивающиеся из определенных центров, в меж

осных пространствах которых располагаются сильно дисперги

рованиыс частицы кремния (рис. (), 6 атласа

1 Иногда соли ч.‘1м(чш1м;ш)т н рлсплар.

2Г>

Технологические свойства и области применения

Марка

сплава

Темпера

тура

плавле

ния, °С

Темпера

тура литья,

'С

Линейная

усадка,

Жидко-

теку честь,

мм

Склонность

к образо

ванию

горячих

трещим,

мм

Горметич-

пость

Свариваемость

АЛ1

535

740

1 35

260 27 7

Пони

женная

Удовлетво

рительная

АЛ2

577 720

1 4

420

Повы

шенная

То же

АЛЗ-1

530 750

1 15

340 13

Средняя

Удовлетво

рительная

АЛ4

570

730

1 0

359

Но имеет Хорошая Хорошая

АЛГ)

АЛ7

535

650

730

720

1 1

1 4

344

Средняя

Удовлетво

рительная

АЛ8

630

700

1 3

318

Пони

женная

Удовлетво

рительная

АЛ9

610 730

1 0

350

То же

АЛ10В

525

700 1 15

355 12

Средняя

» >>

АЛ11

578

710

1 0

700

Удовлет

воритель

ная

Хорошая

АЛ 13

650

700

1 0

322

Удовлетво

рительная

АЛ 19

548

750

1 25

205

Пони

женная

Хорошая

АЛ20

525 730 1 1

322 17

Повы

шенная

Удовлетво

рительная

АЛ21

АЛ 22

АЛ28

540 750

670

700

1 2

300

380

250

То же

Удовлет

вори! ел ь-

пая

Хорошая

Удовлетво

рительная

Хорошая

АЛ25

540

700

1 1

360

Высокая

АЦР1

603

750

1 2

360 Не имеет

ВАЛ1

540

750

1,25 330

литейных алюминиевых сплавов [9J

Таблица 8

Обрабаты

ваемость

резанием

Склонность

к газона-

сыщению

Коррозионная

стойкость

Хорошая

Средняя Пониженная

Удовлетво

рительная

Средняя

Удовлетво

рительная

То же

Пониженная Высокая

Пониженная

Удовлетво

рительная

То же

Средняя

Удовлетво

рительная

Пониженная

Отличная

Повышен

ная

Высокая

Удовлетво

рительная

Средняя

Удовлетво

рительная

Повышенная

Пониженная

Хорошая

Низкая

Отличная

Повышенная

Хорошая

Удовлетво

рительная

Понижен

ная

Средняя

Пониженная

Хорошая

■»

Понижен

ная

Низкая

Пониженная

Высокая

Повышенная

Удовлетво

рительная

Средняя

Пониженная

Хорошая

Малая

Рекомендуемые области длительного

применения сплавов

Поршни для работы до 275° С

Детали сложной конфигурации, не под

верженные значительным нагрузкам

Головки цилиндров и другие детали, от

которых требуется повышенная герметич

ность и достаточная прочность до 275° С

То же, для работы деталей до темпера

туры 225° С

То же, для работы деталей до темпера

туры 250° С

Детали не сложной конфигурации

Детали, несущие высокие нагрузки и

подверженные действию морской воды и

атмосферы

Для деталей сложной конфигурации сред

ней нагруженности для работы в морской во

де и влажной атмосфере, а также деталей,

работающих под давлением

Поршни для автотракторных двигателей,

работающих до 250й С

Детали сложной конфигурации средней

нагруженности

Детали средней нагруженности, в ус

ловиях эксплуатации которых требуется

коррозионная стойкость в морской воде

Высо конагру женные детали, работаю

щие до 300° С

Для деталей, работающих до 275° С, от

которых требуется повышенная герметич

ность

Поршни и детали реактивных двигате

лей, работающих до 325° С

Для литья деталей под давлением, ра

ботающих в моргкой воде

Для ('Ложных отливок средней нагру-

жеппости

Поршни и головки цилиндров, работаю

щих до 27Г)° С

Для герметичных деталей с топливной

и регулирующей движение газов аппара

турой, работающей до 400° С

Поршни п детали реактивных двигате

лей, работающих до 350° С

Было показано [2], что если в силумины перед замешиванием

модификатора ввести небольшие присадки титана, бора, молиб

дена и некоторых других тугоплавких металлов, то наряду с из

мельчением выделений кремния происходит сильное измельче

ние зерен — колоний эвтектики.

На рис. 7 атласа это иллюстрируется на примере алюминие

вого сплава с 10% Si, 0,3% Mg, 0,4% Mn сплав AJ14 с добав

ками титана. В этом случае, подобно первичному зерну в алю

миниевых сплавах, образующиеся частицы тугоплавких хими

ческих соединений служат зародышами для формирования денд

ритов алюминия, которые являют

ся скелетом (ведущей фазой зе

рен колоний эвтектики.

Такое комплексное модифици

рование, как будет показано

дальше, оказывает благоприят

ное влияние на механические и

технологические свойства силу

минов.

В модифицированных силу

минах в зависимости от условий

проведения операции и концен

трации модификатора могут на

блюдаться отклонения от нор

мальных структур

При быстром охлаждении мо

дифицированных сплавов наряду

с первичными дендритами алю

миния образуются крупные вклю

чения кремния рис. 8, а и б ат

ласа

При недостаточном количестве модификатора или при силь

ном перегреве сплава и длительности его выдержки появляется

смешанная «непромодифицированиая» структура.

В сплаве наряду с областями мелкозернистой структуры по

являются участки с грубоигольчатой эвтектикой (рис. 8, в).

При введении несколько большего количества модификатора,

чем требуется для получения топкой равномерной структуры эв

тектики, наблюдается образование так называемой «перемоди-

фицированной» структуры. В «перемоднфицпрованных» силу

минах на границах зерен-колоний эвтектики происходит резкое

огрубление структуры (рис. 8, г

Обычно в этих грубых ободках, окружающих эвтектические

колонии, новых фаз не образуется, а наблюдается только угол

щение выделении кремния. Однако при увеличении содержания

натрия величина ободков увеличивается и в них появляются кри

сталлы новой фазы — тройного химического соединения NaAlSi.

Образование грубых ободков на периферии эвтектических зерен

Рис. 13. Изменение механических

свойств модифицированного и не-

модифицированного силуминов в

зависимости от содержания крем

ния (литье в кокиль

некоторые исследователи [14, 15] объясняют непостоянством теп

лового режима в процессе их роста.

Вначале эвтектические зерна растут при большом переох

лаждении, но по мере их роста и сближения количество выделя

ющегося при кристаллизации тепла на единицу объема жидкой

фазы постепенно увеличивается. В результате этого температу

ра оставшейся части сплава повышается и в пограничных объе

мах кристаллизация происходит при меньшем переохлаждении,

что приводит к образованию на периферии эвтектических зерен

грубой структуры.

Отмечая, что грубые ободки в «перемодифицированных» си

луминах появляются только при определенных содержаниях мо

дификатора, в работе [16] образование указанных структур

было связано с воздействием примесей натрия на кристаллиза

цию периферийных областей эвтектических зерен. Примеси, кон

центрируясь у границ кристаллизирующихся эвтектических ко

лоний, могут изменять поверхностное натяжение на границе

кристалл жидкость и резко увеличивать линейную скорость

кристаллизации ведущей фазы алюминия

Таким образом, образование «перемодифицированной» струк

туры связано с особым воздействием модификатора натрия

на кристаллизацию периферийных областей зерен колоний эв

тектики.

Появление в периферийных зонах эвтектических колоний

кристаллов химического соединения объясняется следующим

образом.

По мере роста эвтектических зерен на их периферии количе

ство примесей может увеличиться до такой концентрации, что

станет возможной кристаллизация тройной эвтектики: а + Si +

+ AlSiNa, как и наблюдается на практике.

При этом в противоположность общепринятому мнению трой

ная эвтектика может иметь более грубое строение, чем двойная,

все зависит от того, при какой степени переохлаждения протека

ет кристаллизация той и другой эвтектик.

Как уже отмечалось, по мере роста и сближения зерен —

колоний эвтектики количество выделяющегося тепла на единицу

жидкого расплава постепенно увеличивается. В результате в

пограничных объемах переохлаждение тройной эвтектической

жидкости может оказаться меньше, чем при кристаллизации

двойной эвтектики. В этих условиях кристаллизации двойная

эвтектика будет значительно мельче, чем тройная, и последняя

будет образовывать грубые ободки вокруг колоний двойной эв

тектики с включениями соединения AlSiNa.

Для объяснения структурных изменений, происходящих при

модифицировании силуминов, был предложен ряд теорий* тео

рия переохлаждения, адсорбционная, коллоидальная и др

П о т е ори и п е р е о х л а ж д е н и я [17] образование моди

фицированной структуры силумина объясняется нереохлаждени

ем эвтектики, вызванным добавками натрия, чго приводит к

ВОЗНПКНОВеИИЮ В расплаве большого числа центров кристалли

зации, а СЛСДОВаТСЛЫ Ю , к получению гонкой структуры эвтек

ти ки.

Кроме этого, понижение температуры кристаллизации эвтек

тики приводит к сдвигу эвтектической точки в сторону больших

содержании кремния (рис. 14 В результате сдвига эвтектиче

ской точки эвтектические и заэвтектпчсскис сплавы становятся

доэвтектичеекпми и в них при кристаллизации вместо кремния

появляются деидриты u-твердого раствора.

Таким образом, с точки зрения теории переохлаждения хо

роню объясняется факт появления дендритов алюминия при мо

дифицировании эвтектических и заэвтектических сплавов.

Содержание S i X

Pm 14. И uirneiiiif положения пограничных .пниrift

на диаграмме состояния /\| Si при модифициро-

папнн (схема

Слабым местом этой теории является то, что она не объясни

ет появления рассмотренных выше аномальных структур, а так

же образования новых структурных составляющих (силицидов

натрия и др в модифицированных сплавах. Кроме того, в тео

рии переохлаждения не дается ответа на основной вопрос, а

именно в результате каких явлений происходит переохлаждение

сплава.

П о адсорбционной теории, подробно описанной в

работах [18, 19 и др.], измельчение кристаллов кремния в эвтек

тике объясняется адсорбционными явлениями, происходящими

на границе кристалл расплав, приводящими к замедленному

росту кристаллов кремния.

В результате торможения роста кристаллов кремния и уве

личения скорости образования зародышей в переохлажденных

условяих и создается тонкая структура модифицированного

сплава.

Адсорбционная теория, несмотря на ряд правильных научных

построений, также не объясняет всех явлений, наблюдаемых при