Мальцев М.В. Металлография промышленных цветных металлов и сплавов
Подождите немного. Документ загружается.
м одиф иц ировани и. Так, например с точки зрения этой теории
остаются необъяснимыми сдвиг эвтектической точки, явление об
разования «перемоднфицированных» структур и др
Н о коллоидной теории [20] модификатор рассматрива
ется своеобразным защитным коллоидом, который увеличивает
устойчивость системы в высокодисиереиом коллоидальном со
стоянии.
Недостатком коллоидальной теории является то, что она
рассматривает образование эвтектики как коалесценцию колло
идных частиц. Такой взгляд находится в противоречии с резуль
татами известных исследований по кристаллизации эвтектик.
Коллоидная теория не объясняет также причин сдвига эвтек
тичсской точки, образования «неремодифицированиых» структур
и других явлений
Кроме этого, были высказаны и другие гипотезы, объясняю
щие появление модифицированных структур. Эти вопросы под
робпо опис аны в монографии (21].
Интересные результаты по выяснению механизма модифици
рования силуминов были получены в работе А. А. Бочвара и
Г М. Кузнецова [22]. В этой работе кристаллизация модифици
роваиного силумина проводилась в обычных условиях и в ус
ловиях вибрации.
Исследования структуры показали, что, если кристаллизация
проходит в спокойных условиях, структура эвтектики получается
очень тонкой, с четко выявленными границами эвтектических
колонии. В модифицированном сплаве, кристаллизация которо
го проходила в условиях вибрации, структура резко огрубляет
ся кремний кристаллизуется в пластической форме. Структура
сплава становится полностью немодифицированной, несмотря
на то, что в сплаве присутствует натрий.
lie л н вибрация сменялась спокойной кристаллизацией, то та
часть сплава, которая кристаллизовалась в условиях вибрации,
имела грубоигольчатое строение эвтектики, а часть сплава, ко
торая кристаллизовалась в спокойном состоянии, имела тонкую
эвтектическую структуру.
Было также отмечено, что в модифицированном сплаве при
спокойной кристаллизации эвтектика кристаллизуется при тем
пературе 569° С с переохлаждением на 8 град по сравнению с
нсмодифицированным сплавом (в немодифицированном сплаве
эвтектика кристаллизуется при 577° С)
В случае, когда процесс кристаллизации модифицированной
эвтектики протекал в условиях вибрации, температура кристал
лизации повышалась до 577° С, т е. до температуры кристалли
зации немодифицированной эвтектики.
Эти опыты привели авторов к выводу, что на поверхности
кристаллов кремния в присутствии модификатора образуются
особые пленки (состоящие из атомарного натрия или его соеди
нений) которые блокируют доступ атомов кремния для разви*
31
т-ия кристаллов, что затрудняет образование зародышей и рост
кристаллов.
В результате затруднения роста и зарождения кристаллов
кристаллизация эвтектики в модифицированных сплавах и кри
сталлизация первичного кремния в заэвтектических сплавах
могут проходить в условиях большего переохлаждения, чем в не-
модифицированных сплавах. Поэтому переохлаждение на
8° С , наблюдаемое при кристаллизации модифицированных
сплавов, является не первопричиной, а следствием затруднения
роста кристаллов кремния.
При вибрации в результате инерционного смещения кристал
лики кремния выносятся из областей с повышенной концентра
цией примесей модификатора), этим самым устраняются зат
руднения в питании и создаются условия для их нормального
развития. Кремний кристаллизуется так же, как и в немодифи
цироваиных силуминах, в результате чего получается обычная
пластинчатая немодифицированная эвтектика.
Вместе с устранением причин, затрудняющих рост кристал
лов, устраняется и то значительное переохлаждение, которое со
путствует получению модифицированной эвтектики.
Но нашему мнению [23], такой пленочный механизм модифи
цирования, приводящий к сдерживанию роста кристаллов крем
ния, по-видимому играет большую роль только на первых эта
пах эвтектической кристаллизации, когда идет зарождение зе
рен — колоний эвтектики.
По мнению автора, механизм модифицирования силуминов,
по-видимому, сводится к следующему в момент зарождения эв
тектической колонии натрий, адсорбируясь на поверхность кри
сталликов кремния, сдерживает их развитие, благодаря чему
алюминий становится ведущей фазой при эвтектической кристал
лизации. Дендрит алюминия, развиваясь в условиях сильного
переохлаждения и сдерживающего влияния примесей натрия
или его соединений), приобретает способность к росту в виде
сильно разветвленных кристаллов с тончайшими осями, разде
ляющими жидкость на ряд микрообъемов, замкнутых в межос-
иых пространствах дендритов. Кристаллизация кремния в та
ких микрообъемах и приводит к его резкому измельчению.
Следовательно, основной причиной измельчения кремния в
силуминах будет не блокирование его роста пленками натрия,
а блокирование и ограничение его роста межосными простран
ствами дендритов, где он кристаллизуется благодаря особой
форме кристаллизации ведущей фазы (алюминия) иод воздей
ствием модификатора.
В пользу сказанного выше механизма модифицирования го
ворят также следующие данные.
Так, например, в работе [24] было показано, что, подобно
двойным силуминам, аналогичный эффект измельчения структу
ры при введении натриевого модификатора можно получить в
32
тройной эвтектике Al + Si + 0(CuA12) в медистых силуминах
состава 6% Si, 27% Си, ост А1.
При этом в равной мере измельчаются выделения как крис
таллов кремния, так и фазы 0(CuAl2) (см. рис. 9 атласа) Пос
леднее показывает, что дело здесь не в торможении роста кри
сталлов кремния, а в форме кристаллизации ведущей фазы
(дендриты алюминия , которая определяет размеры выделений
и распределение двух других ведомых фаз* Si и 0(СиА1
Наконец, известно [25], что если немодифицированный силу
мин сильно нагреть и подвергнуть быстрому охлаждению, то
структура эвтектики становится такой же, как и в модифициро
ванном сплаве. Это объясняется тем, что при повышении скоро
сти охлаждения дендриты твердого раствора растут в виде тон
ких сетчатых кристаллов, что вызывает измельчение кремния и
приводит к получению тонкой структуры.
В заключение отметим, что наряду с обычными структурны
ми составляющими в силуминах всегда присутствуют выделения
железосодержащих фаз.
Согласно диаграмме Al — Si — Fe (см. рис. 7 , при неболь
ших содержаниях железа в малокремнистых силуминах железо
содержащая фаза выпадает в форме химического соединения
a AlSiFe), кристаллизующегося в виде скелетообразных кри
сталлов (рис. 10 атласа
_При~увеличении содержания кремния и железа образуется
фаза р (AlSiFe), часто называемая х-фазой, выпадающая в
форм^игл_ми__пластин (рис. 11 атласа). Наличие грубых выде
лений железосодержащих фаз приводит к снижению механиче
ских и литейных свойств силуминов. Особенно резко снижаются
ударная вязкость и удлинение. При содержании железа 0,8— 1%
ударная вязкость силумина уменьшается в 4—5 раз, а относи
тельное удлинение более чем в 3 раза. Для нейтрализации
вредного влияния железа в силумины обычно вводят небольшие
добавки марганца/ В присутствии марганца образуется четвер
ное соединение типа AlFeSiMn, которое кристаллизуется в фор
ме компактных включений. Подобное действие на железистую
фазу оказывают также добавки хрома, бериллия и других ме
таллов.
Заметное действие всех указанных выше добавок на железо
содержащие фазы проявляется при сравнительно больших их
концентрациях (приблизительно при соотношении железа и до
бавок 1 : !), что при Оолылих содержаниях железа приводит к
значительному изменению состава сплава.
Типичным представителем промышленных силуминов дан
ной группы является сплав AJI2.
Многокомпонентные силумины
Двойные алюминиевокремниевые сплавы, несмотря на их хо
рошие литейные свойства, не во всех случаях удовлетворяют
3 Заказ 1024
33
требованиям, предъявляемым к литейным сплавам в отношении
механических свойств.
Для повышения механических свойств силуминов их допол
нительно легируют магнием, медью, цинком и другими присад
ками. Медь образует с алюминием химическое соединение СиА12,
а магний с кремнием соединение Mg2Si. Оба эти соединения
обладают высокой твердостью и прочностью, а поэтому явля
ются упрочнителями алюминиевых сплавов. Цинк входит в твер
дый раствор, упрочняя его. Значительное упрочнение достигает
ся также путем термической обработки сплавов см. табл. 4—6)
При одновременном присут
ствии в силуминах меди и маг
ния, кроме основных упрочните-
лей СиА12 и Mg2Si, возможно об
разование в небольшом количе
стве соединения Al2CuMg S-фа
за и более сложного четверного
химического соединения
Alx.Mg5Cu4Si4 0 -фаза , играю
щих роль дополнительных упроч
ните л ей.
В настоящее время применя
ют термически обрабатываемые
силумины с добавкой одного маг
ния (АЛ4, AJI9 упрочнителем
которых является химическое сое
динение Mg2Si, силумины с до
бавкой одной меди (АЛ6, АЛ 15В с упрочняемой фазой СиА12,
а также силумины с добавками магния и меди (АЛЗ, АЛ5,.
АЛ10В, АЛ14В , где упрочнителями являются фазы СиА12„
Mg2Si и, возможно, S и оо-фазы.
Силумины с добавками магния. Типичными пред
ставителями сплавов этой группы являются промышленные спла
вы АЛ4 и АЛ9.
Оба сплава содержат небольшие добавки магния (до 0,3—
0,4% Такое незначительное легирование магнием обусловлено
его малой растворимостью в твердом алюминии при температу
рах нагрева под закалку 500—530° С
Согласно изотермам растворимости системы Al Si Mg,
приведенным на рис. 15 [26], при температуре 500° С в твердый
раствор в условиях равновесия может переходить до 0,5—
0,6% Mg. Однако для этого требуются длительные выдержки,
которые не выполнимы в заводских условиях. При введении маг
ния в указанных количествах часть его окажется неиспользо
ванной. Не вошедший в раствор магний образует с кремнием
химическое соединение Mg2Si (силицид магния) в форме круп
ных скоплений, которое снижает пластичность сплава. Поэтому
целесообразно вводить не более 0,3—0,4% Mg.
Рис. 15. Изотермы растворимости
системы Al Si Mg
34
Кроме этого, увеличение содержания магния приводит к по
вышению газонасыщенности сплавов и к пористости отливок.
Сплав AJI4 в модифицированном виде имеет структуру, показан-
ную на рис. 12 атласа.
Образование указанной структуры легко объяснить, основы
ваясь на тройной диаграмме состояния Al Si Mg (рис. 16).
Из жидкости в зависимости от состава сплава первично кри
сталлизуются твердый раствор кремния и магния в алюминии
Р-А18мд
Рис. 16. Проекции поверхностей ликвидуса и солиду-
са в системе Al Mg Si
область кристаллизации обозначена а), кремний и химические
соединения Mg2Si и Mg2Al3*
Алюминиевый угол системы Al Mg Si квазибинарным се
чением Al — Mg2Si разбивается на две вторичные тройные си
стемы Al Mg2Si Mg2Al3 с эвтектической точкой £ ti и Al
Mg2Si Si с эвтектической точкой £т 2
В точке Ет, при 558° С кристаллизуется тройная эвтектика
5 5 8° С
^(£Ti) > а + М§2$1 + Si.
Состав ее: 14% Si, 5,5% Mg, ост Al.
В точке Ет2 при 448° С кристаллизуется тройная эвтектика:
448°С
£(£Тз) — - ос Mg2Al3 -р Mg2Si.
* По данным Мандольфо (Metallography of Aluminium Alloys, 1943) p-фа
за имеет формулу Mg5Al8.
Сплав АЛ4 принадлежит тройной системе Al Mg2Si Si,
положение его отмечено в соответствии со средним составом
точкой а.
Кристаллизация этого сплава протекает в две стадии.
1 7 ^ ' г
1-ая стадия. L- а-|-£эвт,
2-ая стадия: L3BT -—> эвт (а + Si).
Кроме этого, образуется >к.елеаомарганцояисхая.-фаза, так
как в сплаве присутствует примесь железа, а марганец вводят
для его связывания.^
Отливки из сплава АЛ4 подвергаются упрочняющей термиче
ской обработке (закалке и отпуску) В процессе нагрева п р о и с
х о д ят некоторое укрупнение частиц кремния в эвтектике, пере
ход в раствор при закалке и выделение (при отпуске) в высоко
дисперсной форме частиц фазы Mg2Si, которая вызывает
дополнительное упрочнение сплава. Нер я створ имя я езом я р
ганцовистая. фаза в процессе термической обработки не_ишыты
вает из м ене ни й-
~ Структуру, подобную сплаву АЛ4, имеет сплав АЛ9 и отли
чается от него только меньшим количеством эвтектики в связи
с уменьшением содержания в нем кремния.
Сплавы АЛ4 и АЛ9 применяют для отливки крупных нагру
женных деталей и деталей сложной конфигурации, подвергае
мых сварке и т д.
Силумины с добавками меди. Типичным предста
вителем группы силуминов с добавками меди является сплав
АЛ6. Микроструктура сплава показана на рис. 13 атласа.
Структура сплава может быть описана тройной диаграммой
состояния Al Si — Си, приведенной на рис. 17, где положение
данного сплава обозначено точкой а.
Согласно этой диаграмме, кристаллизация сплава протекает
в две стадии*
1 7 1'~ и- , /
1-ая стадия: L — » а + L3BT,
2-ая стадия: 1эвт--^эвт (a + Si).
Таким образом, непосредственно после затвердевания сплав
будет состоять из a-твердого раствора и эвтектики а + Si. Од
нако в сплаве, кроме этого, всегда имеется в небольшом коли
честве фаза СиА12 часто в виде эвтектики) Появление этой
фазы связано с неравновесной кристаллизацией сплава.
При травлении 0,5% ной HF фаза СиАЬ не травится и имеет
на шлифе светлую окраску После травления 25% ным раство
ром Fe(N03)3 эта фаза окрашивается в темный цвет Поэтому
данный раствор является характерным травителем для выявле
ния фазы GuA12 в силуминах.
36
Высокомедистые силумины типа АЛ 15В отличаются по своей
структуре от только что рассмотренного сплава АЛ6 большим
содержанием в сплаве фазы СиАЬ и эвтектики (а + СиАЬ + Si
в связи с повышенным содержанием меди.
Кроме отмеченных основных структурных составляющих,
силумины данной группы, как и все железосодержащие алюми
ниевые сплавы, содержат включения железосодержащих фаз.
Сплавы данной группы имеют хорошие литейные свойства,
удовлетворительно обрабатываются резанием. Применяются для
отливки в землю деталей сложной конфигурации, от которых
А1 аз 10 го 30 Ег ЬО 50 А1,Си
— — Си % 5Ь7’С
Рис. 17 Проекции поверхностей ликвидуса и солидуса в системе
Al Si Си
требуются более высокая твердость и предел текучести, чем
может дать обычный силумин АЛ2.
Силумины с добавками меди и магния. К этой
группе относится большинство применяемых на практике ли
тейных силуминов, содержащих от 2 до 12% Si. Наиболее ста
рым и распространенным сплавом этой группы является сплав
АЛ5. В сплавы с пониженным содержанием кремния (2—2,5%),
кроме меди и магния, добавляют никель и железо, которые иг
рают роль добавочных упрочнителей. Типичными представите
лями таких сплавов являются английские сплавы RR 50 2% Si,
1,5% Си, 0,1 Mg, 1% Ni, 1,5% Fe, 0,5% Ti, остальное Al) и
RR 53C (2,5% Si, 1,5% Cu, 0,5% Mg, 1,0% Ni, 1% Fe, 0.2% Ti,
остальное Al).
В сплавах с содержанием кремния выше 5% железо и никель
резко снижают пластичность силуминов, ухудшают их литейные
и коррозионные свойства. По этой причине в отечественных
сплавах, содержащих в своем составе 5 и более процентов крем
ния, содержание железа ограничено 0,7—0,8%.
Сплав АЛ5 и его аналоги АЛЗ и АЛЗВ и др по своей струк
туре практически ничем не отличаются от только что рассмот
37
ренных нами сплавов АЛ6 (см. рис. 13 атласа) Имеющийся в
сплаве в небольшом количестве магний частично входит в твер
дый раствор и некоторая часть его находится в связанном со
стоянии в форме двойного соединения M g2Si и четверной фазы
№(AlxMg5Cu4Si4) Но ввиду малого их количества и малых раз
меров частиц эти фазы даже при больших увеличениях не уда
ется обнаружить под микроскопом.
Сплавы АЛ5 и АЛЗ с целью повышения их прочности под
вергаются термической обработке закалке и старению) Режи
мы термической обработки указаны в табл. 3. При нагреве под
закалку фазы CuA12, Mg2Si и W (AlxMg5Cu4Si4) переходят в
твердый раствор. При отпуске происходит обратное их выделе
ние в форме мелкодисперсных частиц, сильно упрочняющих
сплав.
Другие сплавы этой группы, например AJ110B, отличаются от
рассмотренных только большим количеством фазы СиА12 в
связи с большим содержанием меди. Механические свойства
сплавов указаны в табл. 4—6.
Сплавы имеют хорошие литейные свойства, но для получения
плотного литья рекомендуется применять хлорирование, дли
тельное выстаивание вымораживание) или кристаллизацию под
давлением в автоклавах)
Сплавы алюминия с медью
Сплавы алюминия с медью (АЛ7, АЛ 12) в отличие от силу
минов или вовсе не содержат в своем составе эвтектики, или
имеют небольшое количество эвтектической составляющей.
Положение этих сплавов на диаграмме состояния системы
А1 Си (рис. 18) показано заштрихованными областями.
Алюминиевомедные сплавы с повышенным содержанием ме^
ди склонны к сильному трещйнообразовани ю ^ ри литье. Изме
нение механических свойств сплавов с увеличением содержания
меди показано на рис. 19.
Сплав АЛ7 в литом виде имеет микроструктуру, показан
ную на рис. 14 атласа. Несмотря на то что сплав находится в од
нофазной области, в его структуре в некотором количестве появ
ляется эвтектика а + СиА12, образующаяся вследствие неравно
весной кристаллизации. Кроме этого, появляются включения
фазы СиА12 вследствие распада a-твердого раствора. Часто
вдоль границ зерен наблюдается более интенсивное травление
твердого раствора, что объясняется внутрикристаллической лик
вацией меди.
Темная окраска свидетельствует о большом содержании ме
ди в твердом растворе у границ зерен. Сплав АЛ7 подвергается
термической обработке по режиму Т4 (гомогенизация при тем
пературе 490—500° С)
38
После гомогенизации фаза СиА12 переходит в твердый раст
вор при этом устраняется также внутрикристаллическая лик
вация меди. Структура гомогенизированного сплава дана на
рис. 14, б атласа.
На рис. 15 атласа показана структура того же сплава, пе
режженного при термической обработке. Пережог при термиче
ской обработке вызывает оплавление эвтектики а + СиА12, кри
сталлизующейся по границам или внутри дендритов алюминие
вого твердого раствора.
Рис. 18. Диаграмма состояния А1 Си
О 2 1 6 8 10 12 .4 16
Си,70
Рис. 19. Изменение механичес
ких свойств сплавов А1 Си
в зависимости от содержания
меди
На шлифе участки оплавленной эвтектики выявляются в ви
де темных включений. Кроме этого, при пережоге происходит
укрупнение зерен твердого раствора.
Повышение содержания меди приводит к увеличению эвтек
тики в сплаве. Структура такого сплава с 12% Си (АЛ 12 *
показана на микрофотографии рис. 16 атласа.
Алюминиевомедные сплавы по своим литейным качествам
уступают обычным силуминам, однако после термообработки
они имеют более высокие механические свойства и характери
зуются повышенной жаропрочностью.
Для дальнейшего повышения жаропрочности алюминиево
медных сплавов их легируют никелем и магнием. Эти сплавы
описаны ниже.
Сплавы алюминия с магнием
Сплавы алюминия с магнием наиболее прочные среди ли
тейных алюминиевых сплавов. Они имеют высокую коррозион
ную стойкость и наименьший удельный вес по сравнению с дру
* Сплав АЛ 12 в настоящее время исключен из стандарта.
39
гими алюминиевыми сплавами. Однако по своим литейным
свойствам алюминиевомагниевые сплавы значительно уступают
силуминам. Вследствие большого интервала кристаллизации эти
сплавы имеют меньшую жидкотекучесть и склонны к образова
нию усадочной рыхлоты.
Кроме этого, они сильно окисляются, и в отливках часто по
являются окисные включения чернота), что приводит к значи
тельному падению прочности и особенно удлинения. Для умень
шения окисления при плавке и литье сплавы плавят под покро
вом флюсов 60% карналлита и 40% плавикового шпата а в
формовочную землю добав
ляют специальные присадки
5% борной кислоты) Для
этих же целей в сплавы ре
комендуется добавлять в не
большом количестве берил
лий (0,07%).
Роль бериллия в процес
се окисления подробно изу
чена в работах [27 28], где
при использовании специ
ально разработанной мето
дики электронографическо
го анализа тонких окисных
пленок на просвет было по
казано, что резкое сниже
ние окисляемости сплава
связано с залечиванием
окислами бериллия имею
щихся трещин, пор и других дефектов в поверхностной пленке
окиси магния, через которые атмосферные газы проникают в
расплав.
В этих работах также было показано, что для обеспечения
необходимой защиты металла от окисления достаточно вводить
бериллий в количестве 0,005—0,01% вместо 0,07%, как это ука
зывается в стандартах.
Взаимодействие алюминия с магнием определяется диаграм
мой состояния, приведенной на рис. 20.
Как видно из диаграммы, магний значительно растворяется
в алюминии, причем эта растворимость существенно изменяется
с понижением температуры. Кроме этого, магний с алюминием
образует химическое соединение Mg2Al3 (p-фаза), которое с
твердым раствором в определенном интервале концентрации да
ет эвтектические смеси.
Наибольшее распределение в промышленности получил
сплав AJI8 9— 1% А1), который обладает наиболее благопри
ятным сочетанием прочности и пластичности (рис. 21) Согласно»
Рис. 20. Диаграмма состояния A! Mg
40