Термически упрочняемые сплавы

К термически упрочняемым сплавам, подвергающимся закалке и старению, принадлежат разнообразные сплавы на основе систем и Al – Mg – Si (авиали), Al – Cu – Mg (дюралюмины), Al – Zn – Mg – Cu (высокопрочные сплавы) и др.

Сплав АВ принадлежит к группе авиалей–сплавов с повышенной пластичностью и сравнительно невысокой прочностью на базе системы Al – Mg – Si. Он содержит 0,7 % Mg, 0,9 % Si, 0,3 % Cu, 0,25 % Mn или Cr, до 0,5 % Fe. Фазой-упрочнителем при термической обработке является Mg₂Si. В первом приближении структуру этого сплава можно проанализировать, используя диаграмму состояния Al – Mg – Si (рис. 8). В соответствии с этой диаграммой состояния, по окончании кристаллизации сплав АВ должен быть однофазным a-раствором Mg и Si в Al. Практически же из-за дендритной ликвации в слитке кристаллизуется двойная эвтектика a+Mg₂Si и может образоваться небольшое количество тройной эвтектики a+Mg₂Si+Si с температурой плавления 555°С.

Рис. 8. Поверхности солидуса системы Al – Mg – Si

Эвтектики обычно вырождены в кристаллы силицида Mg₂Si, черные веточки которого видны по границам дендритных ячеек a-раствора. Кроме того, можно встретить серые граненые кристаллики Si (из тройной эвтектики a+Mg₂Si+Si). Медь находится в твердом растворе. Железо и марганец могут образовывать коричневые иероглифы (Al,Fe,Mn,Si).

В деформированных и закаленных с 520°С полуфабрикатах структура состоит из зерен a-раствора Mg, Si, Cu и Mn в Al и небольшого количества темных частиц нерастворимой в Al составляющей (Al,Fe,Mn,Si).

Сплав Д1 принадлежит к широко известной группе среднепрочных сплавов на основе системы Al – Cu – Mg – дуралюминам. Сплав содержит 4,3 % Cu, 0,6 % Mg, 0,6 % Mn и до 0,7 % примеси Fe и 0,7 % примеси Si. Главной фазой – упрочнителем сплава Д1 при термической обработке является q(CuAl₂).

Согласно диаграмме состояния Al – Cu – Mg сплав Д1 по окончании кристаллизации должен содержать только одну фазу – a-раствор на базе алюминия. При анализе литой структуры следует учитывать дендритную ликвацию и присутствие обязательной добавки Mn, а также примесей Fe и Si. Из-за дендритной ликвации в сплаве Д1 кристаллизуется двойная эвтектика a+q(CuAl₂), которая обычно вырождена и обнаруживается под микроскопом в виде светлых включений CuAl₂. Примесь Si образует силицид Mg, входящий в образующиеся при неравновесной кристаллизации тройную a+CuAl₂+Mg₂Si и четверную a+CuAl₂+Mg₂Si+S(Al₂CuMg) эвтектики. Тройная эвтектика может образовывать островки и может быть структурно вырождена. Четверная эвтектика, которой очень мало, всегда структурно вырождена. Силицид магния на шлифе выявляется в виде черных скелетных кристаллов внутри островков тройной эвтектики, а также в виде черных веточек из вырожденных тройной и четверной эвтектик. Фаза S из вырожденной четверной эвтектики дает компактные включения коричневого цвета, чем и отличается от CuAl₂. Количество фазы S в сплаве Д1 несравненно меньше, чем основной избыточной фазы – CuAl₂. На шлифе можно увидеть также коричневые иероглифы (Al,Fe,Mn,Si).

При гомогенизации слитков и нагреве под закалку неравновесная тройная и четверная эвтектики растворяются. В структуре деформированных и закаленных с 500°С полуфабрикатов на фоне зерен раствора Cu, Mg и Mn в Al видны округлые светлые частицы фазы CuAl₂, не полностью перешедшей в раствор при нагреве и гомогенизации слитка и нагреве под закалку полуфабриката. Этих частиц больше при содержании меди в сплаве вблизи верхнего предела (4,8 %). Кроме того, видны черные частицы Mg₂Si (остатки силицида, не полностью растворившегося при температуре закалки) и более светлые, чем силицид Mg , раздробленные при деформировании частицы фазы (Al,Fe,Mn,Si), нерастворимой в твердом Al.

При небольшом завышении температуры закалки дуралюмина (как и других алюминиевых сплавов) возможен пережог, проявляющийся в снижении прочности и пластичности и являющийся неисправимым браком.

Металлографически пережог дуралюмина проявляется в утолщении границ зерен, в появлении островков эвтектик в тройных стыках зерен, глобулей внутри зерен (результат частичного оплавления CuAl₂ ) и в появлении извилистых межзеренных микротрещин.

Сплав Д16 отличается от сплава Д1 более высоким содержанием Mg. Он содержит 4,3 % Cu, 1,5 % Mg, 0,6 % Mn и до 0,5 % примеси Fe и 0,5 % примеси Si. Главной фазой-упрочнителем при термической обработке дуралюмина Д16 является S-фаза (Al₂CuMg). Сплав Д16 более прочен, чем Д1.

В соответствии с диаграммой состояния четверной системы Al – Cu – Mg – Si в сплаве Д16 после первичной кристаллизации a-раствора на основе алюминия кристаллизуется двойная эвтектика a+Mg₂Si, затем тройная эвтектика a+Mg₂Si+S и, наконец, при 500°С – четверная эвтектика a+CuAl₂+Mg₂Si+S. Двойная эвтектика обычно вырождена в кристаллики Mg₂Si по границам дендритных ячеек a-раствора. Черные веточки Mg₂Si хорошо видны на нетравленом шлифе. Тройная эвтектика a+Mg₂Si+S(Al₂CuMg) и четверная эвтектика a+CuAl₂+Mg₂Si+S(Al₂CuMg) также вырождены и на травленом шлифе по границам дендритных ячеек a-раствора хорошо видны более темные включения S(Al₂CuMg)-фазы и светлые включения CuAl₂ из этих эвтектик. Четверная эвтектика содержит всего 0,45 % Si, и поэтому количество силицида Mg в ней очень мало.

Структура литого сплава Д16 отличается от структуры литого дуралюмина Д1 большим количеством S-фазы (фаза CuAl₂ входит только в состав неравновесной четверной эвтектики). Структура деформированных и закаленных с 500°С полуфабрикатов из сплава Д16 внешне аналогична структуре сплава Д1. Темных включений остатков S(Al₂CuMg) – фазы, не перешедшей полностью в твердый раствор, очень мало и их трудно отличить от темных частиц других фаз Mg₂Si и (Al,Fe,Mn,Si). Остатки не полностью перешедшей в раствор фазы CuAl₂ легко обнаружить в виде светлых округлых частиц.

Сплав В95 относится к группе высокопрочных сплавов на основе системы Al – Zn – Mg – Cu. Сплав содержит 6 % Zn, 2,3 % Mg, 1,7 % Cu, 0,4 % Mn, 0,2 % Cr и до 0,5 % примеси Fe и 0,5 % примеси Si. Главными фазами-упрочнителями при старении являются h(MgZn₂) и T(Al₂Mg₃Zn₃).

В литом состоянии по границам дендритных ячеек a-раствора всех легирующих элементов в алюминии находятся коричневая S(Al₂CuMg)-фаза и более темные включения T-фазы, в которой частично растворена медь (травитель – реактив Келлера). Кроме того, в сплаве имеется фаза (Al,Fe,Mn,Si) в виде коричневых иероглифов. При температуре закалки (470°С) фигуративная точка сплава находится в области a-раствора вблизи ее границы, а при концентрациях легирующих элементов недалеко от их верхний пределов эта точка находится в области a+S (рис. 9).

В деформированных и закаленных полуфабрикатах на фоне зерен a-раствора всех легирующих элементов в Al можно увидеть включения не полностью растворившейся S-фазы и нерастворимой в твердом Al железомарганцевокремниевой фазы.

Рассмотренные деформируемые сплавы можно сопоставить по пределу прочности:

Рис. 9. Изотермический разрез системы Al – Zn – Mg – Cu при 460°С и 6 % Zn

Для термически неупрочняемых сплавов АД1, АМц и АМг6 данные о прочности приведены для отожженного состояния, для остальных – после закалки и старения.

Литейные сплавы

Большинство литейных сплавов являются доэвтектическими. В состоянии после литья они содержат две главные структурные составляющие – первичные кристаллы a-раствора на базе алюминия и эвтектику. Сплавы с высокими литейными свойствами по составу находятся ближе к эвтектике.

Заэвтектические сплавы из-за хрупкости первичных интерметаллидов используются редко.

Сплавы на базе системы Al – Si (рис. 10) называют силуминами. Структура доэвтектических сплавов системы Al – Si состоит из светлых первичных a-кристаллов раствора Si в Al и пестрой эвтектики. Первичные a-кристаллы растут в дендритной форме. Овальные участки a-фазы являются сечениями ветвей дендритов плоскостью шлифа. Эвтектика состоит из a-раствора Si в Al (светлый фон) и серых «иголок» Si, являющихся сечениями плоскостью шлифа разветвленных кристаллов Si в эвтектических колониях. На шлифе эвтектические колонии обычно не обнаруживаются (так называемая аномальная эвтектика). В заэвтектических сплавах серые первичные кристаллы Si имеют форму многогранников.

Рис. 10. Диаграмма состояния системы Al – Si

Для повышения прочности и, особенно, пластичности проводят модифицирование силумина сотыми долями процента натрия. Под действием Na кремний в эвтектике кристаллизуется в форме тонко разветвленного скелета, сечения которого на шлифе выглядят в виде дисперсных глобулей. При небольших увеличениях микроскопа эвтектика a+Si в модифицированном силумине имеет точечное строение.

Силумины дополнительно легируют магнием, а также магнием и медью, которые образуют фазы CuAl₂, Mg₂Si и S(Al₂CuMg), упрочняющие сплавы при старении. Железо, всегда присутствующее как примесь, в силуминах образует соединение b(Al,Fe,Si), обозначаемое также как Al₉Fe₂Si₂. Эта составляющая кристаллизуется в форме длинных коричневых пластин (в сечении шлифа – игл). Чем больше Fe в силумине, тем длиннее и толще эти пластины. Короткие пластинки b(Al,Fe,Si), кристаллизующиеся в составе тройной эвтектики a+Si+b (точка Е на рис. 4), трудно отличить от пластинок Si в этой эвтектике.

Длинные пластины b (Al,Fe,Si) охрупчивают силумин. Для повышения пластичности в силумины вводят Mn (0,2-0,6 %), образующий составляющую (Al,Fe,Mn,Si), кристаллизующуюся не в пластинчатой, как b(Al,Fe,Si), а в более компактной форме иероглифов и потому меньше охрупчивающую силумины. Иероглифы (Al,Fe,Mn,Si) более светлые, чем пластины b(Al,Fe,Si).

Сплав АК12 (АЛ2) является единственным промышленным силумином, принадлежащим к двойной системе Al – Si. Он содержит 10-13 % Si и в немодифицированном состоянии по структуре может быть доэвтектическим, чисто эвтектическим и заэвтектическим. Натрий смещает эвтектическую точку вниз и в сторону больших концентраций Si так, что модифицированный силумин по структуре всегда является доэвтектическим сплавом (рис. 11) и состоит из эвтектики и небольшого количества первичных кристаллов a-раствора Si в Al.

Рис. 11. Схема к пояснению влияния натрия на положение эвтектической точки

в системе Al – Si (сплошные линии – сплавы без Na, пунктирные с Na)

Сплав АК9ч (АЛ4) содержит 9 % Si, 0,25 % Mg и 0,4 % Mn. В литом состоянии структура модифицированного силумина состоит из двух главных структурных составляющих – первичных кристаллов a-раствора Si и Mg в Al и эвтектики a+Si. Силицид магния входит в состав тройной эвтектики a+Si+Mg₂Si, количество которой мало из-за небольшого содержания магния в сплаве. Эту эвтектику легко опознать по черным скелетным кристаллам Mg₂Si. При нагреве под закалку до 535°С силицид магния полностью переходит в a-раствор, а Si из эвтектики, частично растворяясь в Al, коагулирует. В результате структура закаленного сплава может не иметь типичного доэвтектического строения. В сплаве АК9ч и других силуминах после закалки виден светлый фон – раствор Si и других легирующих элементов в Al и частицы скоагулировавшего Si эвтектического происхождения. Если силумин загрязнен Fe, то хорошо видны иероглифы (Al,Fe,Mn,Si), не переходящие в твердый раствор при нагреве сплава под закалку.

Сплав АК7ч (АЛ9) содержит 7 % Si и 0,3 % Mg. Структура его аналогична структуре силумина АК9ч и отличается лишь меньшим количеством эвтектики a + Si (из-за более низкого содержания Si в сплаве).

Сплав АК5М (АЛ5) содержит 5% Si, 1,2% Cu и 0,5% Mg. По сравнению с силуминами АК7ч и тем более АК9ч в нем относительно мало эвтектики, т.к. ниже содержание Si. В связи с этим силумин АК5М не модифицируют натрием. Главные структурные составляющие в сплаве – первичные кристаллы a-раствора меди и кремния в алюминии и двойная эвтектика a+Si. Кроме того, можно видеть в небольшом количестве фазы W(Al₄CuMg₅Si₄), CuAl₂ и Mg₂Si, входящие в состав сложных эвтектик. Фаза CuAl₂ обнаруживается в виде светлых овальных частиц, Mg₂Si – в виде черных скелетных кристаллов. Примесь Fe образует с Al и Cu светлые неправильной формы пластины Al₇Cu₂Fe.

В литейных алюминиевых сплавах, сочетающих высокую прочность с большой пластичностью, основной структурной составляющей является твердый раствор. В отличие от силуминов, эти сплавы по составу находятся около левой границы заштрихованной области литейных сплавов на рис. 2. Они расположены в области составов, типичных для деформируемых сплавов (участок перекрытия областей составов деформируемых и литейных сплавов на рис. 2). Именно здесь максимален эффект упрочнения при закалке и старении. Из-за малого содержания эвтектического расплава в конце кристаллизации литейные свойства таких высокопрочных сплавов более низкие, чем у силуминов. К этой группе относятся сплавы на базе системы Al – Mg.

Сплав АМг9 (АЛ8) содержит 9,3-10 % Mg и примеси Si (до 0,3 %) и Fe (до 0,3 %). По составу он находится левее точки предельной растворимости Mg в Al (17,4 %, рис. 7). В литом состоянии структура сплава состоит из первичных зерен a-раствора Mg в Al и вырожденной эвтектики a+b(Al₃Mg₂), образовавшейся при неравновесной кристаллизации. Светлые хорошо очерченные кристаллы b-фазы из эвтектики расположены по границам дендритных ячеек a-раствора. Из-за малого количества эвтектики литейные свойства сплава АМг9 хуже, чем у силуминов. При нагреве под закалку до 430°С вся b-фаза растворяется в a-фазе, и под микроскопом видны только границы зерен a-раствора на базе Al. Такая структура обеспечивает высокую стойкость против коррозии. Примесь Si (до 0,3 %) связана в силицид Mg₂Si, черные скелетные кристаллы которого иногда можно встретить под микроскопом. Примесь железа может образовывать более светлые иголки FeAl₃.

Порядок проведения работы

1. Просмотреть шлифы, определить фазы и структурные составляющие. Шлифы сплавов в литом состоянии просмотреть при увеличениях 300-500, а в деформированном состоянии – при увеличениях 500-700.

2. Представить в отчете зарисовки микроструктур всех образцов.

Под каждой микроструктурой подписать марку сплава, средний химический состав, состояние, увеличение микроскопа и указать структурные составляющие (или фазы).

3. Рядом с микроструктурами начертить соответствующие диаграммы состояния, необходимые для анализа структуры сплавов.

Лабораторная работа № 3