Мальцев М.В. Металлография промышленных цветных металлов и сплавов
Подождите немного. Документ загружается.
начиная с температуры 100° С и сопровождается изменением
структуры и физико-механических свойств.
На рис. 29 атласа показана микроструктура сплава после
старения, где хорошо видны продукты распада твердого раство
ра. Изменения физико-механических свойств иллюстрируются
6ь,кГ/мп2
60
00,5 1,5
Рис. 26.
свойств
1500 2000
Время старения, ч
Изменение механических
сплава АМ18 при старении.
Температура старения 150°С
графиками, представленными
на рис. 26 и 27
Старение сопровождается
резким ухудшением сопротив
ляемости сплавов коррозии под
напряжением.
В настоящее время в про
мышленности применяются
сплавы АМг с содержанием
1, 2, 3, 5 и 6% Mg, из которых
изготовляют различные дефор- ^
мируемые полуфабрикаты (ли
сты, трубы, прутки, профили,
проволока и др.
Механические свойства
сплавов приведены в табл. 10.
Большой интерес для прак
тики представляют высоколеги
рованные алюминиевомагние
вые сплавы с содержанием
7—8% Mg (АМг8 Эти спла
вы имеют высокие механиче
ские свойства в отожженном
состоянии оь = Зб-т-40 кГ мм2,
6 = 20—25% , допускают глу
бокую вытяжку, имеют мень
ший удельный вес на 15—20%
по сравнению с другими алю
миниевыми сплавами и хоро
шую коррозионную стойкость.
Они сильно упрочняются при деформировании при степени де
формации 50% прочность их может быть повышена до 50—
52 кГ мм2 и выше при удлинении 5—6% Однако вследствие их
недостаточной технологичности при литье и обработке они не
применялись в промышленности как деформируемые материалы.
Низкая технологичность высоколегированных алюминиево
магниевых сплавов объясняется наличием в них хрупкой и труд
норастворимой фазы p(Mg2Al3), выделяющейся в форме круп
ных скоплений, образующих часто сплошную сетку (рис. 30, а
атласа
Наличие в структуре сплавов такой хрупкой составляющей
служит причиной трещинообразования при литье слитков и
отливок, а также при обработке давлением. Кроме этого, при
0.1
/ 10 100 1000
В р е м я о т п у с к а , ч
Рис. 27 Изменение электрического со
противления сплава АМг8 при старе
нии. Температура старения 150°С
61
образовании крупных выделений фазы p(Mg2Al3) значительно
замедляются диффузионные процессы ее растворения при гомо
генизации слитков. Даже в условиях длительного нагрева (60—
70
ч) вследствие образования пересыщенных пограничных зон и
наличия остаточной фазы, хрупкое действие ее полностью не сни
мается. Наличие крупных хрупких включений р Mg2Al3) снижа
ет также механические свойства сплавов.
Для того чтобы преодолеть отмеченные выше технологиче
ские трудности и улучшить механические свойства сплавов, не
обходимо измельчить выделения р(Л ^ 2А13)-фазы и более равно
мерно распределить ее по объему слитка.
Известно, что если фазы, сообщающие в крупнокристалличе
ской или сетчатой форме хрупкость всему сплаву, удается пере
вести в форму отдельных раздробленных включений, то они ста
новятся почти безвредными; при этом резко улучшаются меха
нические и технологические свойства.
Для достижения этого, как уже указывалось ранее [29, 31],
было предложено вводить в расплав небольшие добавки цирко
ния, которые резко изменяют форму роста дендритов алюминия
и способствуют получению более тонкого его внутреннего строе
ния. Так как р(М^2А1з)-фаза кристаллизуется вторично и в ос
новном в межосных пространствах дендритов, то это способству
ет ее резкому измельчению и равномерному распределению по
объему отливки (рис. 30, б атласа)
Используя этот принцип, за последние годы разработаны но
вые высоколегированные деформируемые алюминиевомагние
вые сплавы: АМг7 (7—8% Mg, 0,2—0,3% Мп, 0,08—0,1% Zr,
0,05—0,08% Ti, 0,005—0,01% Be, остальное Al) и АМг7ц (7—8%
Mg, 0,5— 1,5% Zn, 0,15—0,35% Mn, 0,02—0,08% Zr, 0,02—0,07%
Ti, 0,002—0,005% Be, остальное Al)*, которые применяют для
специальных изделий.
Каждая из введенных добавок играет вполне определенную
роль. Цирконий измельчает p-фазу, титан уменьшает размеры
основного зерна, бериллий как добавка улучшает защитные свой
ства окисной пленки и повышает чистоту металла от окисных
включений [27].
Сплав АМг7 в отожженном состоянии имеет следующие меха
нические свойства оь = 34^-38 кГ мм2, ог0,2 = 17-^20 кГ мм2,
6 = 28-^34% Прочность сплава может быть значительно повыше
на дополнительной холодной деформацией. При степени дефор
мации 50% оь = 46 -г- 52 кГ мм2, ао,2 = 41 -г- 42 кГ мм2, б = 7 -f-
-41%
Сплав АМг7ц в состоянии отжига характеризуется следую
щими механическими свойствами оь = 37 кГ/мм2, 00,2 =
* Сплавы разработаны М. В. Мальцевым, М. В. Захаровым, Л. Н. Рогель-
берг, Ю. А. Волковым и другими. На сплавы выдано авторское свидетельство
N° 144992 от 21/VI 1965 г
62
= 18 кГ мм2, 6 = 25% После 50%-ной деформации оь =
= 51 кГ мм2, сто,2 = 44 кГ мм2, 6 = 7%, причем эти свойства со
храняются длительное время при нагреве до 50—70° С.
Для сравнения приводим механические свойства наиболее
распространенного высоколегированного промышленного алю
миниевомагниевого сплава АМгб (5,8—6,8% Mg, 0,5—0,8%Мп,
0,02—0,1% Ti, остальное А1 = 32 кГ мм2, аог= 16 кГ мм2,
6=15%
Сплавы АМг7 и АМг7ц отличаются высокой пластичностью
в холодном состоянии и допускают глубокую вытяжку Сплав
АМг7ц, легированный цинком, характеризуется высокой коррози
онной стойкостью под напряжением.
В соответствии со специфическими свойствами алюминиево
магниевых сплавов последние применяют для производства из
делий, требующих глубокой холодной вытяжки, для сварных
деталей и узлов, для изготовления агрегатов и конструкций, ра
ботающих в условиях активных коррозионных сред (трубопро
воды бензина и масла и др
За последние годы особенно возросло применение алюминие
вомагниевых сплавов в сварных конструкциях. Способность
сплавов к сварке ухудшается с увеличением содержания магния,
поэтому современные композиции свариваемых сплавов типа
АМГ содержат магния не более 5—7%. Основными дефектами
сварного сплава являются микропористость и микротрещины.
Сильно развитая микропористость отрицательно влияет на ме
ханические свойства сварного шва, а также на его сопротивле
ние коррозии под напряжением.
Наиболее эффективными мероприятиями по устранению этих
дефектов являются автоматическая дуговая сварка под флюсом
и сварка в атмосфере аргона.
Сплавы алюминия с медью и магнием (дюралюмины)
Сплав алюминия с медью и магнием с небольшими добав-
кахми марганца называются дюралюминием. Составы сплава и
основные физико-механические свойства приведены в табл. 9,
10, 12.
В настоящее время применяется несколько марок дюралюми
ния (дюралюминий условно обозначают буквой Д с последую
щей цифрой, указывающей условный номер сплава), имеющих
различный химический состав, механические и технологические
свойства.
В зависимости от содержания меди и магния дюралюмины
можно условно разделить на три группы, низколегированные
(Д18, В65), среднелегированные (Д1) и высоколегированные
ВД17, Д19, Д21) С повышением легирования дюралюминия
прочность его растет, а удлинение падает. Высоколегированные
сплавы труднее обрабатывать давлением.
63
Основой сплавов типа дюралюминий является тройная систе
ма Al Mg Си. Небольшие добавки марганца вводят в ос
новном для повышения коррозионной стойкости сплавов, а так
же для нейтрализации вредного влияния железа. Марганец, как
и в других алюминиевых сплавах, способствует некоторому уп
рочнению дюралюминия. Железо и кремний являются обычными
примесями, сопутствующими алюминию. Содержание этих при
месей ограничивается количество железа и кремния не должно-
превышать 0,5—0,6%, а для некоторых сплавов 0,2—0,3%) вви
ду их вредного влияния на механические, технологические и
коррозионные свойства сплава.
Большое значение для литья и обработки давлением имеет
соотношение между железом и кремнием. Отрицательное влия
ние этих примесей проявляется в меньшей степени, если в спла
вах содержится железа несколько больше, чем кремния, или их
имеется поровну Превышение содержания кремния над желе
зом приводит к п(Шышёшш трещинообразования в слитках и к
ухудшению их способности к обработке давлением.
Переходя к рассмотрению строения слитков сплавов типа
дюралюминий, необходимо отметить, что макроструктура их
имеет много общего с другими алюминиевыми сплавами (см.,
например, рис. 22 атласа
В отношении микроструктуры дюралюминий как многоком
понентный сплав характеризуется сложным фазовым составом.
Но, учитывая, что примеси железа, кремния, а также марганца
входят в твердый раствор или находятся в связанном состоянии
в форме химических соединений AlMg2Mn, AlFeSiMn или
AlFeCuSi и существенно не влияют на ход фазовых превраще
ний в сплавах, структуру этих сплавов можно описать, руковод
ствуясь тройной диаграммой состояния системы Al Си Mg.
На рис. 28 показаны поверхности ликвидуса этой диаграммы,
где сплошными линиями очерчены границы поверхностей пер
вичной кристаллизации алюминиевого раствора а , СиАЬ и
фаз S Al2CuMg Т и р.
На рис. 29 в большом масштабе представлены изотермиче
ские разрезы системы, отвечающие 500 и 20° С.
Все марки дюралюминия за исключением Д19 и ВД17) по
своему химическому составу лежат между стороной А1 — Си и
квазибинарным разрезом Al S. Общий вид этого разреза по
казан на рис. 30.
Согласно положению сплавов на диаграмме состояния см.
рис. 29 дюралюминий марок Д1, Д18, Д1п непосредственно
после затвердевания в условиях равновесия должен иметь одно
фазную а-структуру
Однако при быстром охлаждении при литье промышленных
слитков , когда кристаллизация проходит в неравновесных ус
ловиях, в сплавах в некотором количестве появляются продукты
эвтектической кристаллизации (двойная, а иногда и тройная
64
CuAl2i
Рис. 28. Поверхность ликвидуса системы
Al Cu Mg
Рис. 29. Изотермические разрезы системы
Al Cu Mg
5 Заказ 1024
65
эвтектика), которые в литых сплавах образуют своеобразную
сетку (рис. 31 атласа) Количество эвтектической составляющей
тем больше, чем больше содержание меди и магния в сплаве.
При последующем охлаждении вследствие резкого уменьше
ния растворимости меди и магния в алюминии происходит рас
пад твердого раствора с выделением соединения СиА12 и в не
большом количестве фазы S Al2MgCu
Указанные фазы отличаются по своей природе и свойствам.
Соединение СиА12 имеет тетрагональную решетку с периодами
о о
а = 6,054 А и с = 4,814 А, а фаза S ромбическую решетку с
о о о
периодами а = 4,00 А, 6 = 9,23 А и с = 7,14 А. Обе фазы харак
теризуются высокой твердостью и прочностью и появление их в
сплавах вызывает упрочнение дюралюминия.
По мере увеличения содержания магния количество фа
зы СиА12 уменьшается, а количество фазы S увеличи
вается. В сплавах с 4—5% Си и 1,5—2% Mg (Д16, ВД17, Д19)
практически имеется одна фаза S, которая является основным
их упрочнителем.
Наиболее распространенный из сплавов данной группы
дюралюминий Д16 занимает промежуточное положение. Мик
роструктура этого сплава в литом виде показана на рис. 32
атласа, где, помимо соединения СиА12, в структуре совершенно
четко видны выделения фазы 5, отличающиеся более темной ок
раской. Кроме того, в структуре сплавов в небольших количе
ствах всегда присутствуют марганцовистая фаза, железистые
составляющие и включения двойной и тройной эвтектики.
Некоторые детали строения сплава при больших увеличениях
показаны на рис. 33 и 34 атласа.
Согласно изотермическим разрезам тройной диаграммы со
стояния Al Си Mg (см. рис. 29), с повышением температу
66
ры область a-твердого раствора сильно расширяется и сплавы
при низких температурах, будучи трехфазными (разрез при
20° С становятся при температуре 500° С гомогенными тверды
ми растворами. Фазы СиА12 и S при этом переходят в твердый
раствор. Железосодержащие фазы и марганцовистая фаза оста
ются нерастворенными.
Этим пользуются для придания слиткам однородной (гомо
генной структуры перед горячей прокаткой. Гомогенизация
слитков дюралюминия заключается в длительном нагреве при
температуре 480—490°С после незначительной предварительной
деформации на 8— 10% с последующим охлаждением на воз
духе1. Микроструктура гомогенизированного сплава Д16 пока
зана на рис. 35 атласа.
При деформации и последующем отжиге сплав принимает
гетерогенную структуру вследствие распада твердого раствора
и выделения из него упрочняющих фаз (рис. 36 атласа)
Наличие переменной растворимости меди и магния в алюми
нии (рис. 30) дает возможность применить к сплавам типа дюр
алюминий термическую обработку- закалку и старение.
Закалка дюралюминия заключается в нагреве до определен
ных температур (Д1 до 505—510° С, Д16 495—502° С) и после
выдержки при этих температурах в течение некоторого времени
время выдержки зависит от толщины изделий и способа нагре
ва) быстром охлаждении в воде.
Нагрев под закалку производится в электропечах с прину
дительной циркуляцией подогретого воздуха. В качестве охлаж
дающей среды при закалке применяется вода с температурой
не выше 30—40° С. Более высокая температура закалочной сре
ды отрицательно сказывается на механических свойствах и осо
бенно на коррозионной стойкости сплава. Однако при закалке
толстых изделий применяется более высокий подогрев воды (до
60—80° С) для предупреждения трещин, появляющихся вследст
вие больших внутренних напряжений при ускоренном охлаж
дении.
Большое влияние на показатели прочности и другие свойст
ва дюралюминия оказывает время перенесения изделий из печи
в воду Необходимо, чтобы промежуток времени после выемки
из нагревательной среды до погружения в воду был возможно
коротким и не превышал 30 сек.
При закалке дюралюминия фиксируется состояние пересы
щенного a -твердого раствора, свойственное высоким температу
рам.
Микроструктура дюралюминия Д16 после закалки показана
на рис. 37 атласа.
1 За последнее время стали применять высокотемпературную гомогениза
цию (при 510—520° С) что позволяет резко сократить время нагрева и полу
чить более однородные слитки.
5*
67
Кроме указанных выше факторов, на качество закаленных
изделий и их прочностные показатели большое влияние оказы
вает температура закалки.
Нагрев выше определенных температур приводит к сущест
венному снижению механических свойств (рис. 31) Последнее
связано с оплавлением участков эвтектики по границам зерен,
с окислением этих границ и другими структурными изменения
ми, происходящими в сплавах при повышенных температурах.
Даже начальная стадия этого
явления, называемого в практике
«пережогом», представляет боль
шую опасность для прочности из
делий.
Непосредственно после закал
ки сплавы типа дюралюминий как
всякие твердые растворы обла
дают хорошей пластичностью в
холодном состоянии. Однако с те
чением времени сплавы упрочня
ются и способность их к пласти
ческой деформации значительно
падает
Длительность периода, в те
чение которого сохраняются
пластические свойства после за
калки, зависит от степени легиро
вания дюралюминия медью и
магнием для сплава Д1 до 2 ч
после закалки, для сплава Д16 до 30 мин, для сплава Д18
до 3 и более часов, сплав В65 практически не стареет
Сплавы В65 и Д18 в связи с повышенной пластичностью и
длительным сохранением этих свойств после закалки за послед
ние годы стали наиболее широко применять для производства
заклепок.
Старение, (отпуск) дюралюминия состоит в вылеживании
сплавов после закалки в течение 4—5 суток при комнатной тем
пературе естественное старение или более короткого проме
жутка времени при незначительном нагреве искусственное ста
рение) При старении отмечаются значительные изменения в
структуре и свойствах сплава.
На рис. 38 атласа показана структура естественно состарен
ного дюралюминия. Как следует из этой фотографии, микро
структура ничем не отличается от закаленного сплава и состоит
из зерен a-твердого раствора и включений нерастворимых фаз.
Исследования, проведенные на примере сплавов алюминия с
медью и др [42— 46], показали, что при естественном старении
в твердом растворе протекают в основном диффузионные про
цессы, сопровождающиеся образованием в решетке последнего
68
Рис. 31 Влияние температуры
закалки на механические свой
ства дюралюминия [41]
особых зон (так называемых зон Гинье— Престона), обогащен
ных атомами меди, когерентно связанных с решеткой алюминия.
Эта начальная стадия распада твердого раствора протекает
внутри кристаллического зерна и обнаруживается по изменению
рентгенограмм монокристалла и по изменению некоторых фи-
зико-механических свойств (твердости, прочности, электропро
водности) [47].
Анализ рентгенограмм показал, что концентрация атомов
меди по определенным кристаллографическим плоскостям при
водит в этих местах к сильному искажению кристаллической
решетки и к нарушению ее однородности. В результате таких
местных искажений увеличивается энергия решетки, что, по-
видимому является одной из причин повышения прочности и
изменения других физических свойств.
При повышении температуры старения до 150— 180° С и вы
ше (искусственное старение в местах, где концентрируются
атомы меди, происходит формирование частиц новой фазы. Об
разование таких частиц обнаруживается при помощи электрон
ного микроскопа (см. рис. 39, а атласа [48],) и рентгенографиче
ски и сопровождается дальнейшим ростом прочности сплава.
Рентгеновские исследования показывают, что первоначально
образующиеся выделения имеют форму тончайших пластинок
или дисков протяженностью несколько десятков ангстрем и тол
щиной несколько атомных слоев) и приближаются по своему
составу к соединению СиА12. Они имеют промежуточную струк
туру, отличающуюся от структуры стабильной фазы 0(СиА12)
Образующаяся метастабильная фаза обычно обозначаемая
о
0', имеет тетрагональную решетку с периодами а = 5,71 А и с =
о
= 5,80 А, тогда как стабильная фаза 0(СиАЬ) имеет тетраго-
о о
нальную решетку с периодами а = 6,054 А и с = 4,864 А.
При дальнейшем повышении температуры отпуска приблизи
тельно до 200—250° С метастабильная фаза 0' переходит в ста
бильную фазу 0(СиА1г) и происходит заметный рост (коагуля
ция частиц последней. Образование частиц фазы 0(СиАЬ
обнаруживается при помощи обычного оптического микроскопа.
При температуре старения выше 250—300° С из раствора непо
средственно выпадает стабильная фаза 0(СиАЬ) (рис. 39,6
атласа
Как уже указывалось, при образовании зон Гинье — Престо
на и при зыделении метастабильной фазы 0' (при низкотемпера
турном искусственном старении наблюдается значительное
упрочнение сплава.
С выделением стабильной фазы 0(СиА12) (при высокотемпе
ратурном отпуске) происходит заметное разупрочнение. Этим
явлениям акад. А. А. Бочвар [1, с. 280—281] дает следующее
объяснение:
69
«В первые две стадии распада внутри кристаллов происходит
создание тонкопластичных скелетов из зон искаженного состава
и из упрочняющей фазы, а вокруг этих скелетов искажение
или по крайней мере нарушение однородности кристаллической
решетки, следствием чего является повышение твердости спла
ва. Так как распад закаленного твердого раствора при отпуске
происходит при сравнительно низких температурах, т е. при
затрудненной диффузии, то результатом является высокодис
персная смесь продуктов распада твердого раствора. Чем тонь
ше выделяющиеся частицы, тем тверже сплав.
6Ь кГ/пм2
Старение, дни
Рис. 32. Изменение прочности дюралюминия при различных
температурах старения [41]
С повышением температуры отпуска и с увеличением времени
выдержки при температуре отпуска идет укрупнение, коагуляция
уже выделившихся частиц. В третью стадию процесса во время
коагуляции кристаллических выделений, восстанавливается нор
мальная структура решетки и твердость понижается».
Для дюралюминов как более сложных по составу сплавов,
в которых выпадает несколько упрочняющих фаз, процесс есте
ственного и искусственного старения протекает еще более
сложно. Микроструктура искусственно состаренного дюралюми
ния показана на рис. 39 б атласа.
Некоторые данные, характеризующие изменение прочности
дюралюминия при различных температурах старения, приведены
на рис. 32. Из этих данных следует, что наибольшая прочность
дюралюминия соответствует естественному старению. С повы
шением температуры старения (до 100° С и выше) прочность
сплава снижается. Ухудшается также коррозионная стойкость
дюралюминия. Поэтому дюралюминий, как правило, приме
няется в естественно состаренном состоянии. Искусственное ста
70