Цветные металлы и сплавы Мальцева Т.В. 2019. Учебное пособие мальцева татьяна викторовна
 Скачать 7.2 Mb.
|
|
23 1.1.Основытермическойобработкиалюминиевыхсплавов В сплавах Al–Cu упрочняющей фазой является фаза (Al 2 Cu), выше описаны промежуточные этапы ее выделения из пересыщенного твердого раствора. В других алюминиевых сплавах упрочняющими фазами служат в Al–Cu–Mg сплавах — q (Al 2 Cu) ив сплавах — h (MgZn 2 ) ив сплавах —b (Mg 2 Si); в Al–Li сплавах — d (При выделении каждой упрочняющей фазы из пересыщенного твердого раствора установлены промежуточные стадии, аналогичные тем, которые выше описаны для Al–Cu сплавов. Стадии распада пересыщенного твердого раствора в различных алюминиевых сплавах можно изобразить следующим образом a ® зоны ГП ® q ® qў ® q (Al 2 Cu) a ® зоны ГП ® S® S ў ® S (Al 2 CuMg) a ® зоны ГП ® hў ® h ® T (Al 2 Mg 3 Zn 3 ) a ® зоны ГП ® bў ® b (Mg 2 Si) a ® dў (Al 3 Li) ® d (Фаза T (Al 2 Mg 3 Zn 3 ) в системе Al–Zn–Mg изоморфна фазе T (Al 2 CuMg 4 ) в системе Al–Cu–Mg. По мере увеличения содержания меди в четверных сплавах Al–Zn–Mg–Cu часть атомов цинка в решетке фазы T (Al 2 Mg 3 Zn 3 ) замещается атомами меди. Помимо пересыщенности твердого раствора легирующими компонентами, необходимым условием распада является определенная пересыщенность вакансиями. Если концентрация вакансий меньше некоторой критической величины (определенной для каждого сплава, то распад твердого раствора не начинается, несмотря на его пересыщение легирующими компонентами. Холодная пластическая деформация закаленных алюминиевых сплавов, которая значительно увеличивает плотность вакансий и дислокаций в решетке, ускоряет распад твердого раствора при прочих равных условиях, поскольку выделение промежуточных фаз предпочтительнее на дефектах кристаллической решетки. Экспериментальные кривые изменения прочности дуралюмина в зависимости от температуры и продолжительности старения показаны на рис. 1.6. Рост прочности связан с первыми стадиями процесса распада пересыщенных твердых растворов с образованием зон ГП, с выделением промежуточных метастабильных q — фаз (в сплавах Al–Cu). Последующие стадии — нарушение когерентности выделения 24 Глава1.Алюминийиегосплавы метастабильных фаз, образование и коагуляция стабильных фаз — обусловливают снижение прочности в, МПа 400 360 320 0 1 2 3 4 5 6 7 150 Рис. 1.6. Кривые изменения прочности дуралюмина в зависимости от продолжительности старения при различных температурах (числа на кривых, t Температуру старения алюминиевых сплавов выбирают экспериментально, она обычно соответствует либо образованию в пересыщенных твердых растворах зон ГП, либо выделению метастабильных когерентных фаз. При выборе режима старения (температура и продолжительность, как правило, исходят из условия обеспечения максимальной прочности. Температура старения на максимальную прочность для различных алюминиевых сплавов колеблется от 20 (комнатная) до 200 СВ последнее время, однако, нередки случаи, когда при выборе режима старения определяющими являются другие свойства (например, коррозионная стойкость) и при этом приходится мириться с некоторым снижением прочностных характеристик сплава. Если принять общее число деформируемых сплавов затона сплавы системы алюминия с медью, магнием и кремнием приходится болеете. почти 80 % всех технических алюминиевых сплавов относится к четверной системе Al–Cu–Mg–Si. Свойства сплавов определяются их фазовым составом. Все интерметаллидные фазы по уменьшению упрочняющего эффекта термической обработки можно расположить в следующем порядке суммарный эффект закалки и естественного старения S, Al 2 Cu, W , Mg 2 S; · суммарный эффект закалки и искусственного старения W, S, Al 2 Cu, Mg 2 S. 25 1.2.Деформируемыетермическинеупрочняемыеалюминиевыесплавы Фазы Т, Al 3 Mg 2 и можно считать не дающими при термической обработке эффекта упрочнения. В алюминиевых сплавах растворимость любого сложного химического соединения определяется растворимостью наименее растворимого компонента. В соответствии с этим правилом соединения Al 7 Cu 2 Fe и Al 6 Cu 3 Ni нерастворимы в алюминии, поэтому отдельные присадки железа или никеля уменьшают растворимость меди и тем самым снижают эффект термической обработки. При совместном присутствии (например, в сплаве АК4–1) железо и никель связываются в соединение FeNiAl 9 и поэтому не препятствуют растворению медных соединений CuAl 2 и S. 1.2. Деформируемые термически неупрочняемые алюминиевые сплавы Эти сплавы не подвергают закалке и старению. Прочность повышают за счет легирования (твердорастворное упрочнение. Деформируемые сплавы, не упрочняемые термической обработкой, — сплавы Al–Mn и Al–Mg. Химический состав некоторых сплавов приведен в табл. 1.6, атипичные механические свойства сплавов системы Al–Mg — в табл. Сплавы на базе системы Al–Mg называют магналями. По объему производства магнали занимают первое место среди деформируемых алюминиевых сплавов. Таблица Химический состав термически неупрочняемых алюминиевых сплавов Марка сплава Содержание, Буквенная Цифровая Mg Mn Fe, не более, не более АМц 1400 < 0,2 1,0–1,6 0,7 0,6 АМг1 1510 0,7–1,6 < 0,2 0,1 0,1 АМг2 1520 1,8–2,6 0,2–0,6 0,4 0,4 АМг3 1530 3,2–3,8 0,3–0,6 0,5 – АМг4 1540 3,8–4,5 0,5–0,8 0,4 0,4 АМг5 1550 4,8–5,8 0,3–0,8 0,5 0,5 АМг6 1560 5,8–6,8 0,5–0,8 0,4 0,4 26 Глава1.Алюминийиегосплавы Таблица Типичные механические свойства сплавов системы Al–Mg Сплав Обработка в, МПа s 0,2 , МПа d, % HB s –1 , МПа АМг2М АМг2Н2 АМг3М АМг5М АМг6М АМг6Н АМг6НПП* Отжиг Неполный отжиг Отжиг —//– —//– Нагартовка на 20 % Нагартовка на 30 % 200 250 220 300 350 390 430 100 200 110 150 170 300 350 23 10 20 20 20 10 8 45 60 50 65 70 — — 110 135 — — 130 — — * Нагартованный повышенной прочности (ПП). Важнейшие достоинства магналей — высокая коррозионная стойкость, в том числе в морской воде, и хорошая свариваемость. В сочетании со средней прочностью эти качества определяют широкое использование магналей для изготовления сварных конструкций разнообразного назначения, в том числе в авиационной технике и судостроении. Недостаток магналей — сравнительно низкий предел текучести. Его повышают, используя нагартовку (табл. 1.7). Магнали непригодны для работы при повышенных температурах из‑за низкой тепло‑ проводности. В магнали добавляют марганец (до 0,8 %), хром (дои бериллий (0,0002–0,0005 %), который уменьшает процесс окисления при литье, сварке, плавлении и горячей обработке давлением за счет образования на поверхности защитной оксидной пленки. В литом состоянии в сплаве АМг6 по границам дендритных ячеек алюминиевого раствора находятся включения фазы — Mg 5 Al 8 . Эвтектика в сплаве образуется вследствие дендритной ликвации и является неравновесной. В деформированных полуфабрикатах фаза отсутствует, так как полностью переходит в алюминиевый твердый раствор при гомогенизации слитков при 500 °С. Примеси кремния и железа дают труднорастворимые фазы Mg 2 Si, (Fe, Mn) 3 Si 2 Al 15 и др. В последние годы на основании работ ВИЛС и ИМЕТ им. Байкова разработана новая группа сплавов системы Al–Mg, содержащих добавки скандия. Относительно малая добавка скандия в Al–Mg сплавах позволяет резко увеличить их прочностные свойства. При кристаллизации скандий в пределах до 0,4–0,5 % в сплавах Al–Mg в основном 27 1.3.Деформируемыетермическиупрочняемыеалюминиевыесплавы находится в твердом растворе. При последующих операциях (гомогенизация, горячая пластическая деформация, отжиг) скандий выделяется из твердого раствора в виде дисперсной фазы Al 3 Sc, а при определенном содержании в сплавах Sc ив виде фазы Al 3 (Zr, Упрочнение Al–Mg сплавов при добавлении скандия является суммарным эффектом дисперсионного твердения и структурного упрочнения. Скандий резко повышает температуру рекристаллизации. Применительно к сплавам Al–Mg–Sc пересыщенный твердый раствор образуется в процессе кристаллизации слитка, а его распад при технологических нагревах — при переработке слитка. В качестве примера в табл. 1.8 приведены свойства сплава 01570, содержащего скандий (6 % Mg, 0,15–0,30 % Sc) и малые добавки Mn и Zr, и наиболее прочного сплава системы Al–Mg АМг6. Сплав 01570 значительно превосходит по прочности сплав АМг6 (предел текучести почтив два раза выше, сохраняя ряд других ценных свойств АМг6 — высокую коррозионную стойкость, очень хорошую свариваемость. Сплавы системы Al–Mn имеют хорошую коррозионную стойкость, но невысокую прочность, хорошо свариваются. Из них изготавливают малонагруженные изделия — бензобаки, маслопроводы и др. Таблица Механические свойства сплавов 01570 и АМг6 Сплав Обработка в, МПа s 0,2 , МПа d , Отжиг при 320 С 300–320 14–18 АМг6 То же 160–170 18–20 1.3. Деформируемые термически упрочняемые алюминиевые сплавы Их подвергают закалке и старению. В табл. 1.9 приведены составы некоторых термически упрочняемых алюминиевых сплавов. Эти сплавы классифицируют по системам легирования, для которых характерны определенные соединения, называемые фазами — упрочни‑ телями. В системе Al–Cu–Mg фазы q (CuAl 2 ) ив системе Al–Mg–Si — фазы b (Mg 2 Si) и т. д 28 Глава1.Алюминийиегосплавы Таблица Состав некоторых термически упрочняемых алюминиевых сплавов Марка сплава Содержание элементов, Буква Цифра Cu Mg Mn Fe Si Д1 1110 3,8–4,8 0,4–0,8 0,4–0,8 < 0,7 < Д 1160 3,8–4,9 1,2–1,8 0,3–0,9 < 0,5 < АД 1310 < 0,1 0,4–0,9 < 0,1 < 0,5 0,3–0,7 АВ 1340 0,1–0,5 0,45–0,9 0,15–0,35 < 0,5 0,5–1,2 АК6 1360 1,8–2,6 0,4–0,8 0,4–0,8 < 0,7 0,7–1,2 АК8 1380 3,9–4,8 0,4–0,8 0,4–1,0 < 0,7 0,6–1,2 АК4‑1* 1141 1,9–2,7 1,2–1,8 < 0,2 0,8–1,4 < В 1,4–2,0 1,8–2,8 0,2–0,6 < 0,5 < 0,5 * В марке АК4–1 содержание Ni 0,8–1,4 %, а в марке В — Zn 5,0–7,0 Применительно к высокопрочным термически упрочняемым алюминиевым сплавам наметились два основных пути получения оптимального комплекса свойств, необходимых для надежной работы этих сплавов в ответственных конструкциях. Повышение чистоты сплавов по основным металлическим примесями, те. снижение в сплавах допустимого содержания примесей железа и кремния. В большинстве алюминиевых сплавов по ГОСТ 4784–74 допускается дои до 0,5 % Si. Снижение допустимого содержания железа и кремния до 0,1–0,3 %, а еще лучше до сотых долей процента приводит к резкому уменьшению объемной доли нерастворимых интерметаллидных фаз [Al 3 Fe, a(Al–Fe–Si), a (Al–Fe–Si–Mn) и др и значительному повышению вязкости разрушения. При этом остальные свойства сплавов (s в, s 0,2 , d икр, рассла‑ ивающая коррозия) изменяются несущественно. В связи с этим в последние годы начали применять сплавы повышенной частоты, состав и свойства которых описаны ниже. Применение режимов старения, обусловливающих некоторое пе‑ рестаривание металла. Такие режимы называют смягчающими режимами старения и для деформируемых сплавов обозначают цифрами Т и Т (старение на максимальную прочность обозначают шифром Та закалку с последующим естественным старением — Т Т соответствует более сильному перестариванию, чем Т. Смягчающее старение по сравнению со старением на максимальную прочность, при 29 1.3.Деформируемыетермическиупрочняемыеалюминиевыесплавы водя к частичному или полному нарушению когерентности выделений упрочняющих фаз и матрицы и более равномерному их распределению, обусловливает некоторое снижение прочности, но существенное повышение вязкости разрушения, устойчивости против коррозии под напряжением и расслаивающей коррозии. Сплавы на основе системы Al–Cu–Mg — дуралюмины С открытия в 1906 г. Вильмом дуралюмина Д начинается металлическое самолетостроение. Большое применение получил сплав Д, в котором главной фазой‑упрочнителем является тройное соединение S (CuMgAl 2 ). В реальных дуралюминах могут быть фазы (MnFe)Al 6 , (FeMn) 3 Si 2 Al 15 , Cu 2 FeAl 7 , В тройной системе Al–Cu–Mg дуралюмин Д находится в такой области, где при нагреве под закалку он становится однофазным на рис. 1.7 его состав находится несколько ниже политермы, ограничивающей область раствора на базе алюминия. При понижении температуры область раствора сужается и сплав Доказывается в трехфазной области α + θ + S вблизи границы с областью α + θ (см. рис. 1.8). Фаза θ (CuAl 2 ) и является главной фазой‑ упрочнителем в сплаве Д 40 30 20 10 10 20 30 40 Mg, % Al a +CuAl 2 Cu , % CuAl 2 a+ Cu Al + S 2 a + S a + T a + S + T a + T + b a + b Д1 E S 507° 548° Рис. 1.7. Схема диаграммы состояния системы Al–Cu–Mg с политермой растворимости магния и меди в алюминии 30 Глава1.Алюминийиегосплавы 2 4 2 4 6 8 Mg, % Al 10 12 Cu, % Д1 a +q Д16 a +q+S a +S a +S+T a a +T a +T+b Рис. 1.8. Изотермический разрез системы Al–Cu–Mg при 200 °С Дуралюмин Д в настоящее время используют весьма ограниченно. Широкое применение получил более прочный дуралюмин Д, содержащий в 2–3 раза больше магния, чем дуралюмин Д. Состав сплава Д при температурах старения также находится в трехфазной области α + θ + S, но ближе к границе области α + S (рис. 1.8). Поэтому главной фазой‑упрочнителем в сплаве Д является тройное соединение S Реальные дуралюмины Д и Д относятся не к тройной, а к более сложной многокомпонентной системе. Добавка марганца, примеси железа и кремния могут образовывать такие фазы, как Mg 2 Si, (Mn, Fe)Al 6 , (Fe, Mn) 3 Si 2 Al 15 , Cu 2 FeAl 7 , Cu 2 Mn 3 Al 20 . Наличие, объемная доля и форма частиц этих фаз зависят от концентрации основных компонентов и примесей в пределах марки, от режима литья, обработки давлением и термической обработки. В структуре слитка после литья по границам дендритных ячеек алюминиевого раствора расположены включения фаз S и θ, образованных основными компонентами, а также фаз Mg 2 Si, (Fe, Mn) 3 SiAl 12 и др. Все эти фазы эвтектического происхождения (см. рис. 1.9). Гомогенизационный отжиг слитков полунепрерывного литья перед горячей обработкой давлением проводят прич с целью перевода в твердый раствор основных эвтектических фаз θ и S. Фазы, содержащие железо, практически нерастворимы в твердом алюминии и снижают пластичность дуралюмина 31 1.3.Деформируемыетермическиупрочняемыеалюминиевыесплавы а б Рис. 1.9. Микроструктура слитка (× 250) — аи строение эвтектики в сплаве Д литое состояние, сканирующий электронный микроскоп) — б: 1а — Al 50,93 %, Cu 45,34 %, Mg 2,5 %, Si 0,29 %, Fe 0,39 %; 1b — Al 55,89 %, Cu 38,47 %, Mg 3,45 %, Si 0,31 %, Fe 1,22 %; 1c — Al 53,48 %, Cu 39,55 %, Mg 4,53 %, Si 1,41 %, Fe 0,54 %; 1d — Al 55,43 %, Cu 38,40 %, Mg 5,18 %, Si 0,18 %, Fe 0,349 Особую роль при гомогенизационном отжиге играет марганец, который при затвердевании слитка практически полностью попадает в твердый раствор на базе алюминия. При температуре гомогенизаци‑ онного отжига слитков этот раствор пересыщен марганцем, который выделяется в виде алюминида — Cu 2 Mn 3 А (фаза Т. Вторичные выделения фазы имеют размер порядка 10 –1 мкм, что несоизмеримо меньше размера частиц эвтектических фаз (1–10 мкм) и на один–два порядка больше выделений, образующихся при старении (10 –3 –10 –2 мкм. Таким образом, при гомогенизационном отжиге слитка происходит и гетерогенизация — выделение алюминида марганца. Эти выделения называют дисперсоидами. 32 Глава1.Алюминийиегосплавы Интервал закалочных температур сплава Д узкий — 490–500 °C, и верхняя граница его близка к точке плавления тройной эвтектики α + θ + S (см. рис. 1.7–507 °C). Превышение верхней границы интервала закалочных температур может привести к пережогу. Недогрев под закалку приводит к неполному растворению избыточных фаз, уменьшению пересыщенности твердого раствора и прочности состаренного дуралюмина. Для точного поддержания заданной температуры нагрева под закалку используют печи с принудительной циркуляцией воздуха, а также ванны с расплавом селитры (NaNO 3 + Дуралюмин закаливают вводе. Время переноса садки из нагревательной среды в закалочный бак не должно превышать 15 с, так как переохлажденный твердый раствор в дуралюмине распадается очень быстро и выделения по границам зерен понижают межкристаллитную коррозионную стойкость. В закаленных дуралюминах протекает естественное старение. В течение четырех суток естественного старения достигается максимальная прочность катаные листы и плиты из сплава Д имеют s в = 440 МПа, ау прессованных прутков и профилей s в = 520 МПа. Повышенную прочность состаренных после закалки полуфабрикатов называют пресс-эффектом. Этот эффект обусловлен тем, что в отличие отката ных полуфабрикатов, в которых при нагреве под закалку обычно проходит рекристаллизация, в горячепрессованных полуфабрикатах при закалке сохраняется нерекристаллизованная структура с повышенной плотностью дислокаций. Росту температуры начала рекристаллизации способствуют дисперсоиды алюминидов марганца, образующиеся при гомогенизационном отжиге слитков. Предел текучести сплава Д можно дополнительно повысить, применив искусственное старение прич при этом относительное удлинение получается несколько ниже по сравнению с закаленным состоянием. При естественном старении дуралюмина Д образуются только зоны Гинье — Престона (участки раствора, обогащенные медью и магнием, а при искусственном старении в упрочнение большой вклад вносит промежуточная фаза S Сплав Д — один из наиболее широко используемых в авиастроении. Из него изготавливают основные силовые элементы — панели крыла, балки, шпангоуты, обшивку фюзеляжа и др. Дуралюмины плохо свариваются, поэтому применяются для изготовления клепаных конструкций |