Алюминиевые сплавы. Промышленные деформируемые, спеченные и литейные алюминиевые сплавы. Справочное руководство - Фридляндер И.Н., Альтман М.Б., Амбарцумян С.М., Квасов Ф.И.

Author: Фридляндер И.Н. Альтман М.Б. Амбарцумян С.М. Квасов Ф.И.
Tags: металлургия металловедение алюминий справочное руководство металлы и сплавы
Year: 1972
Similar
Промышленные алюминиевые сплавы
Металлургия литейных алюминиевый сплавов
Применение алюминиевых сплавов
Гранулируемые алюминиевые сплавы
Text
                    без. t/t/Cli)
[арошшвыЕ
ДОІІПВПІі.
ШЧЕНВЫЕIIITEIEUE
1ШШЕШ СПЛАВЫ

АЛЮМИНИЕВЫЕ
СПЛАВЫ
Справочное руководство
РЕДАКЦИОННЫЙ СОВЕТ:
А« Ф. Белов, В. И. Добатнин,
Ф. Я, Не асов, В. А. Ливанов,
А, Гр Туманов, И. Я*
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ АЛЮМИНИЯ И ЕГО СПЛАВОВ
ПРОМЫШЛЕННЫЕ АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
ПЛАВНА И ЛИТЬЕ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
ПРОИЗВОДСТВО ПОЛУФАБРИКАТОВ НЭ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ПОЛУФАБРИКАТОВ НЭ АЛЮМИНИЯ И ЕГО СПЛАВОВ
ПРИМЕНЕНИЕ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

ПРОМЫШЛЕННЫЕ
ДЕФОРМИРУЕМЫЕ,
СПЕЧЕННЫЕ И ЛИТЕЙНЫЕ
АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
ОТВЕТСТВЕННЫЕ РЕДАКТОРЫ:
Ф. И. Ивасов, И. И. Фридляндер
Москва „МЕТАЛЛУРГИЯ" 197 2

УДК 669.715(031)
Д ВТОРЫ.
М. Б. Альтман, С. М. Амбарцумян, Н. А. Аристова, 3. Н.
Арчакова, В. П. Батраков, Н. Н. Белоусов, Н. А. Буше,
В. Д. Вальков, Н. М. Виноградова, П. Т. Власова,
Т. А. Володина, Т. А. Гордеева, Б. А. Дроздовский,
В. И.	Елагин,	И.	П.	Жегина, Н. И.	Зайцева,
Т. К.	Зилова, Ю.	С.'	Золотаревский,	Н.	С. Клягина,
А.	И.	Ковалев, В.	Г.	Коврижнътх, В.	П.	Козловская,
И. Ф. Колобнев, В. С. Комиссарова, Н. Б. Кондратьева,
Р. А. Кривенко, Е. А. Кузнецова, Е. И. Кутайцева,
Л. Н. Лещинер, В. А. Ливанов, 0. Б. Лотарева,
Ю. М.	ГЛанов,	Б.	И.	Матвеев, Е. Н.	Михеева,
И. А. Некрасова, 3. 3. Непомнящая, Н. И- Новосильцева,
Т. К. Понарьина, А. И. Петров, Т. В. Полищук, Н. С.
Постников, 0. А. Романова, В. С. Сандлер, 3. Г. Семенова,
0.	Г.	Сенаторова,	В.	А. Сетюков, В. С. Синявский,
М. Г.	Степанова,	3.	И. Старостина,	~ Б.	В. Тюрин,
И. Н. Фридлнндер, И. М. Хацинская, Н. Д. Цабров,
Е. Ф. Чирков, Е. И. Шилова, Н. В. Ширяева,
Н.	В. Юрушкина, К. П. Яценко
УДК 669.715 (031)
АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ» Промышленные деформируемые, спеченные
в литейные алюминиевые сплавы» СПРАВОЧНОЕ РУКОВОДСТВО- М.,
«Металлургия», 1972, с. 552.
В книге описаны структура и свойства всех промышленных деформи¬
руемых, спеченных и литейных алюминиевых сплавов. Сплавы разбиты
по группам в зависимости от их свойств* назначения, химического состава.
Обобщен большой опыт по созданию новых сплавові а также по изучению
а уточнению стандартных сплавов- В заключительной части книги приведены
подробные сравнительные данные о механических свойствах при хомнатной,
высоких и минусовых температурах, о физических и коррозионных свойствах
деформируемых, литейных л спеченных алюминиевых сплавов.
Книга предназначена для инженерно-технических и научных работников
металлургической, машиностроительной, оборонной, автомобильной, судо¬
строительной и других отраслей промышленности. Может быть полезна
студентом вузов. Илл. 240» Табл. 244, Список лит. 548 назв.
3—10—3
41—72

ОГЛАВЛЕНИЕ
Предисловие . „ 				* *	10
Введение			 . * . . П
Часть первая
ДЕФОРМИРУЕМЫЕ АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
Глава Г Технический алюминий и термически неупрочняемые
сплавы (сплавы алюминия с марганцем и магнием) .....	25
1.	Технический алюминий			 2S
2.	Сплавы алюминия с марганцем 		 31
3.	Сплавы алюминия с магнием (магналии) . .........	41
Литература 				*	56
Глава П. Сплавы повышенной пластичности и ковочные сплавы си-»
стем А1—Mg—Si, Al—Mg—Si—^Cu	 53
1.	Сплавы повышенной пластичности АД31. АДЗЗ. АД35 н А6 5S
2.	Ковочные сплавы АК6, АК6-), АК8 		 77
Литература	  86
Глава 111. Конструкционные и жаропрочные сплавы алюминия с
медью и магнием средней и высокой прочности	 68
1.	Конструкционные сплавы типа дуралюмнн	 86
2.	Жароарочные сплавы АК2, АК4, АК4-1		 109
3.	Жаропрочный сплав М40	.		 . . . .	123
Литература . , 		   132
Глава IV. Высокопрочные сплавы алюминия с магнием, цинком и
МСДЬЮ ..... Ч ... * і	  133
Литература	   164
Глава V. Свариваемые термически упрочняемые сплавы алюминия
с цинком и магнием 		 165
Литература 	. ..		 162
Глава VI, Высокопрочные н жаропрочные сплавы алюминия с
медью и марганцем	«...	163
1.	Сплавы Д20, Д2І, 01201			 . « 		 183
2.	Высокопрочный свариваемый сплав 01205 ........	196
Литература	 203
Глава VK. Высокопрочные, жаропрочные и конструкционные сплавы
алюминия с литием 	   204
1.	Высокопрочный п жаропрочный конструкционный сплав
с литием ВАД23 			 . .	 204
2.	Конструкционный сплав 01420	   217
Литература .......... 		* . . .	229
Глава VIII. Высоко модульные алюминиовобернллневые сплавы ...	230
Литература	   244
5

Часть вторая
СПЕЧЕННЫЕ АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
Глава IX. Алюминий, упрочненный частицами окиси алюминия
(САП) 	.		 245
Литература	. .		 271
Глава X' Спеченные алюминиевые сплавы 		 273
L Высокопрочные сплавы системы А1—Zn—Mg—Си . . . . ч. 273
2.	Жаропрочный сплав СПАК4			 278
3.	Корроэнонностойкий сплав системы А1—Mg с повышенным
содержанием хрома (АМг4Х) .......		 283
4.	Сплав типа Д16 .			'	286
5.	Сплавы с малорастворнмыми добавками	 2£Ю
6.	Сплавы системы А1—Si с низким коэффициентом линейного
расширения 	 296
Технологические особенности изготовления порошков и полу¬
фабрикатов из алюминиевых сплавов с низким коэффициентом
линейного расширения	    297
Закономерности изменения коэффициента линейного рас¬
ширения и механических свойств от химического состава
и метода приготовления сплавов	 297
Спеченные алюминиевые сплавы с низким коэффициентом
линейного расширения	♦	р - . . -	301
Литература 			 			 * • «	306
Часть третья
ЛИТЕЙНЫЕ АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
Глава	XL Жаропрочные сплавы . . . ♦	 308
Литература * .	1	  338
Глава	XU. Герметичные сплавы	 339
1. Свойства герметичных сплавов	  343
2* Технология литья герметичных деталей	 354
Литература • . .	. . * •	-	358
Глава	XIII. Коррозионкостойкис сплавы	  358
Литература	  383
Глава	XIV. Свариваемые сплавы 		 383
Литература	і 		 397
Часть четвертая
АНТИФРИКЦИОННЫЕ АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
Литература	  405
Часть пятая
СВОЙСТВА ПРОМЫШЛЕННЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Глава XV. Механические свойства алюминиевых сплавов ......	407
1.	Механические свойства при комнатной температуре ....	407
2.	Усталость и статическая выносливость . ,	 418
6

3.	Механические свойства при низких температурах	 424
4» Механические свойства при повышенных температурах * ♦ .	438
5. Способность алюминиевых сплавов к торможен ню р азру шеи и я	457
Методы оценки способности к торможению разрушения * . .	457
Способность к торможению разрушения некоторых листовых
алюминиевых сплавов при однократном и повторном осевом
растяжении 	   463
Значения работы разрушения при ударном изгибе образцов
с трещиной			 476
6.	ФрактографнческиЙ метод	изучения кинетики разрушения 477
Литература * . *	. 		 486
Глава XV I. Физические свойства алюминиевых сплавов	 488
Литература			 509
Глава XVII. Коррозионные свойства алюминиевых сплавов	 510
1.	Основные особенности коррозионного поведения алюминия
и его сплавов 	*			 510
2.	Коррозионная стойкость деформируемых алюминиевых
сплавов . , .		 525
3.	Спеченные материалы 		 544
4.	Литейные сплавы 		  545
5.	Защита алюминиевых сплавов	от коррозии	 545
6.	Методы коррозионных испытаний	  547
Литература ......		 550

ПРЕДИСЛОВИЕ
Книга «Промышленные деформируемые, спеченные и литейные
алюминиевые сплавы» справочного издания «Алюминиевые сплавы»
посвящена описанию структуры, механических, физических, тех¬
нологических и коррозионных свойств алюминиевых сплавов.
Книга состоит, из пяти частей. В первой части приводятся
основные характеристики деформируемых алюминиевых сплавов.
Значительное внимание уделено мягким коррознонностойким
сплавам, которые находят широкое применение в строительстве
п изделиях массового потребления, а также жаропрочным, вы¬
сокопрочным и свариваемым сплавам. В книге обобщены данные
по сплавам систем А1—Li—Mg и Al—Be.
Часть вторая посвящена спеченным алюминиевым сплавам
типа САПов, упрочненным окисью алюминия, сплавам с низким
коэффициентом линейного расширения (CAC-I), а также неко¬
торым другим сплавам.
В третьей части освещены промышленные литейные алюми¬
ниевые сплавы, в четвертой части — антифрикционные сплавы.
В последних главах книги (пятая часть) дано сопоставление н
анализ механических, физических н коррозионных, свойств про¬
мышленных алюминиевых сплавов при разных температурах.
Авторы И редакторы благодарны проф. докт. техн. наук
М. В. Мальцеву за ценные замечания, сделанные им при рецен¬
зировании книги, и ученому секретарю редакционной коллегии
О. Г. Сенаторовой за большую помощь, оказанную при про¬
смотре рукописей 1г подготовке книги к изданию.

ВВЕДЕНИЕ1
Состав промышленных алюминиевых сплавов, структура и
свойства изделий из них в значительной мере определяются спо¬
собом производства. По способу производства алюминиевые сплавы
можно разделить на две основные группы: деформируемые для
изготовления обработкой давлением различных полуфабрикатов
(листов, плит, прутков, профилей, труб, поковок, штамповок
и проволоки); литейные — для производства фасонных отливок.
В качестве заготовок для последующего деформирования алю¬
миниевых сплавов используются главным образом слитки, но
для спеченных сплавов — порошковые брикеты. В небольшом
объеме фасонные детали получают непосредственно из порошков.
Разложением в жидком алюминии гидридов титана или цирко¬
ния или иными способами в небольших масштабах производят
пеноалюминий.
В зависимости от назначения и требований в отношении ме¬
ханических, коррозионных, технологических, физических и дру¬
гих свойств алюминиевые сплавы разделяют на сплавы высокой,
средней и малой прочности, жаропрочные, криогенные, ковоч¬
ные, заклепочные, свариваемые, со специальными физическими
свойствами, декоративные. Алюминиевые сплавы, как правило,
приготавливают из первичного алюминия с добавлением значи¬
тельного количества высокосортных отходов. Имеются специаль¬
ные вторичные алюминиевые сплавы, для приготовления которых
более широко используют низкосортные отходы с большим со¬
держанием примесей (алюминиевые сплавы вторичные). Неко¬
торая часть наиболее низкосортных алюминиевых сплавов при¬
меняется для раскисления в черной металлургии.
Упрочнение деформируемых алюминиевых сплавов, а также
изменение физических, коррозионных, технологических свойств
достигается с помощью различных методов: иагартовкой, тер¬
мической обработкой (закалкой, старением), закалкой из
жидкого состояния, термомеханической обработкой, упрочне¬
нием нерастворимыми фазами, упрочнением нерастворимыми до¬
бавками типа САП (спеченного алюминиевого порошка) и созда¬
нием композиционных материалов с алюминиевой матрицей.
Термин «закалка из жидкого состояния» был предложен
в 1948 г. Закалка из жидкого состояния — резкое охлаждение
сплавов из жидкого состояния, которое приводит к получению
твердых растворов, пересыщенных относительно максимально
возможной равновесной растворимости в твердом состоянии.
Упрочнение иагартовкой (повышает прочность и предел теку¬
чести) особенно применимо для сплавов, не упрочняемых терми-
Н
1 Автор И. II. Фрндляндср.

ческой обработкой. Однако нагартовка используется для изделии
простой формы (листы, плиты)», кроме того, упрочнение, созда¬
ваемое нагартовкой, снимается в зоне сварки.
Термическая обработка (закалка и старение) алюминиевых
сплавов в твердом состоянии имеет наиболее важное значение.
Открытие упрочняющих эффектов в новых системах (табл. 1)
позволяет создавать новые сплавы с неизвестным ранее комплек¬
сом свойств, сравнительно недавно открыты эффекты упрочнения
в системах А1—Си—Мп (основа сплавов типа Д20), А1—Си— Li
и А1— U—Mg.
• ТАБЛИЦА 1
ОСНОВНЫЕ СИСТЕМЫ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ,
УПРОЧНЯЕМЫХ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКОЙ
Смете и а
Фазы, вызываю*
ід не эффект
термической
обработки
Мета стабильные
зоны п фазы,
возникающие
в процессе
термической
обработки
Год открытия
упрочняю¬
щего эффекта
Авторы
AI—Mg—Si
0 (Mg*si)
ГП; р'
1915—1921
Гейлер
AI~Cu—Mg
в (СиАУ
S (AlsCuMg)
ГП; Є’, 6'
ГПБ; S*, S'
1909—1911
В ильм
Ai-Zn-Mg
т| (MgZn2)
Т (AJjMgjZjia)
Зоны; rj'
1923—1924
Зандер,
Мейснер
At—Zn—Mg-
Си
TJ (MeZn,)
Т (AIjMg3Zn3J
Зоны; и'
1932
Вебер
Al—Си—Мл
0 (CoAIJ
(Ai *МгаСи)
ГП; 0 я; 0'
1938
1950
Петри
Фрагмен
Ai—Си—Li
0 (СиАу,
(AI7, jCiJjLi),
Т (AlaCuLi)
O'; Т
1956
Харди,
Снлкок
Al—Li—Mg
S (ALLiMg),
б (A! Li)
б' (AI3Li)
1963—1965
Фридлян-
дер И. Нм
Шамрай В. Ф.,
Ширяева Н, В.
Магналии (сплавы А1—Mg) — типичные представители алю¬
миниевых сплавов, упрочняемых в результате образования пере¬
сыщенных твердых растворов.
Магналиям, как и всем сплавам типа твердых растворов (рав¬
новесных или пересыщенных), свойственна высокая пластич¬
ность (б = 15—20%) и коррозионная стойкость, сравнительно
невысокий предел прочности (при 5—6% Mg оаИ1ах = 34—
36 кГ/мм1) и текучести (во.атах = 20—24 кПмм2), пониженная
чувствительность к концентраторам напряжений. Многие сплавы
этой системы хорошо свариваются аргоно-дуговой сваркой с не¬
значительным снижением прочности зоны сварки, хорошо-поли¬
руются.
12

Магналии находят широкое применение в различных, в том
числе сварных конструкциях, где требуется высокая коррозион¬
ная стойкость: в речных н морских судах, трубопроводах, гидро¬
самолетах, емкостях ракет, мостах, цистернах, ж.-д. вагонах,
зданиях для изготовления оконных рам, дверей, декоративных
поделок, для охлаждающих элементов домашних холодильников-
испарителей.
При высоких температурах и температурах жидкого водорода
применение магналиев не оправдано.
Прочностные характеристики сплавов могут быть повышеиы
на 10—40% нагартовкой в случае необходимости с последующим
отпуском для улучшения пластичности п коррозионной стойкости.
Нагартованные листы и плиты из сплавов АМгб н АМгб! имеют
ов « 40 кГ!ммг, <г0л1** 30 кГ/мма, 6	10%; прочность сварных
соедішений нагартованиых и отожженных сплавов практически
одинакова.
Образование пересыщенных твердых растворов из жидкого
состояния характерно для алюминиевых сплавов, отличающихся
малой растворимостью в твердом состоянии и резко повышающейся
кривой ликвидуса (At—Mn; А1—Сг; А1—Zr к др.). Хотя для этих
сплавов характерна нлзкая прочность (сг„ <=« 20 кПмма у сплава
АМц), они имеют некоторые важные физические характеристики
(например, у сплава АМц! с 2—4,5% Мп — малый температурный
коэффициент .электросопротивления: менее 0,7-10-3 в области
температур от 0 до 100° С). Распад образовавшегося в результате
закалки из жидкого состояния пересыщенного твердого раствора
марганца, хрома, циркония в алюминии начинается уже при тем¬
пературах 200—400е С.
Многие алюминиевые сплавы упрочняются термической обра¬
боткой — закалкой и последующим отпуском (естественным пли
искусственным — зонным или фазовым старением)-
Содержание основных легирующих элементов в упрочняемых
термической обработкой деформируемых алюминиевых сплавах,
как правило, не превышает их растворимости в алюминии. По¬
мимо основных элементов, в сплавы вводятся некоторые малые
добавки, существенно влияющие на кинетику распада пересыщен¬
ного раствора и процесс рекристаллизации, на коррозионные и
технологические свойства, свариваемость, величину зерна. Важ¬
нейшие из этих добавок — хром, марганец, цирконий, титан,
ванадий, способные образовывать с алюминием пересыщенные из
жидкого состояния твердые растворы, бериллий, уменьшающий
окисляемость сплавов, и некоторые редкоземельные элементы.
Большое влияние на некоторые технологические, особенно
литейные свойства, в частности на склонность к появлению кри¬
сталлизационных трещин п на пластичность, оказывают уровень
н соотношение постоянно присутствующих в алюминии приме¬
сей железа п кремния. При уменьшении количества приме¬
сей железа п кремния в сплавах системы А1—Zn—Mg—Си можно
13

существенно повысить пластичность металла. В сплаве В93
при понижении содержания кремния удалось повысить с 1,5 до
4—5% относительное удлинение образцов, вырезанных по тол¬
щине из массивных штамповок.
Во всех случаях упрочнение термической обработкой обуслов¬
лено существованием в системе одного или нескольких раствори¬
мых в алюминии химических соединений, растворимость которых
уменьшается с понижением температуры. Наибольший эффект
термической обработки вызывают соединения, образованные не
менее чем двумя, помимо алюминия, элементами. Внутри каждой
системы обычно имеется несколько промышленных сплавов, зна¬
чительно различающихся между собой по свойствам; вместе с тем
существуют и важные общие черты, характерные для всех спла¬
вов одной системы.
Для сплавов системы А1—Си—Mg (дуралюмииы) характерна
средняя прочность порядка 42—46 кПмм2; о0<2 = 28—30 кГ/мма,
5 = 15—17%. Они используются главным образом в конст¬
рукциях, соединяемых заклепками, болтами и сварными точ¬
ками, хотя разработаны сплавы системы А1—Си—Mg, сваривае¬
мые аргоно-дуговой сваркой (ВАДІ, М40). Сплавы типа дуралю-
мин, в том числе важнейшие из них Д1 и Д16, сравнительно слабо
чувствительны к действию повторных статических и вибрацион¬
ных нагрузок, мало склонны к коррозии под напряжением, но
имеют пониженную общую коррозионную стойкость. Сплав Д16
широко используется для растянутых зон самолетов, для буровых
труб при проходе нефтяных скважин. Для лопастей самолетных
винтов применяется сплав Д1. При повышении температуры
эксплуатации коррозионная стойкость сплавов Д1 и Д16 ухуд¬
шается, и они охрупчиваются. В зависимости от времени эксплуа¬
тации эти явления для сплава ДІ6 наступают при 80—90 (через
десятки тысяч часов) — 150° С (через 10 ч).
Существенно лучшие результаты при повышенных температу¬
рах имеют детали из сплава АК4-1 (в сверхзвуковых самолетах,
подвергающихся длительному нагреву, в реактивных двигателях).
В отличие от сплава Д16 сплав АК4-1 не содержит марганца,
в него введены нерастворимые добавки железа и никеля (—по 1,1 %),
а концентрация меди снижена в 2 раза.
Сплавы системы АІ—Mg—Si (АД31, АДЗЗ, АВ) имеют пони¬
женную прочность (32—34 кПмм1), очень высокую коррозион¬
ную стойкость и пластичность (при прессовании этих сплавов
достигаются большие скорости), высокое сопротивление усталости,
в том числе коррозионной усталости, хорошую полируемость,
прекрасный декоративный вид. Из сплавов А1—Mg—Si изготав->
ливают лопасти вертолетов, оконные рамы, панели для обли-‘
цовки зданий и их внутренней отделки, корпуса часов и
женские украшения, отделанные под золото или другие цвета.
Сплавы этого типа отличаются удачным сочетанием сравнительно
невысокого электросопротивления и достаточно ВЫСОКОЙ проч¬
іс

ности и очень широко применяются для магистральных электро¬
проводов, обмоток электродвигателей и других электротехниче¬
ских делен.
Для сплавов системы А1—Mg—Si—Си (АКБ И АК8) характерны
хорошие литейные свойства, позволяющие отливать слитки лю¬
бых необходимых диаметров (1200—1400 мм), и высокая пластич¬
ность в горячем состоянии. Они широко применяются для изготов¬
ления поковок н штамповок, в том числе крупных и сложных по
форме. За последние годы для работы при комнатных температу¬
рах сплавы АКБ и АК8 усиленно вытесняются более прочными
ковочными сплавами системы AI—Zn—Mg—Си. Сплав АК8 удов¬
летворительно работает в сварных конструкциях при температуре
жидкого водорода, но лучшие результаты дает сплав Д20 (AI—
Си—Мп).
Сплавы А1—Zn—Mg могут иметь высокую прочность: о,
до 45—50 кГ!мліг\ o0i2 = 35-—45 кПмм1. Они технологичны и
удовлетворительно свариваются аргоно-дуговой сваркой; зона
шва слабо разу про чняется. Однако эти сплавы в высшей степени
чувствительны к коррозии под напряжением н замедленному раз¬
рушению (при высокой общей кор розкоші ой стойкости). Склон¬
ность коррозии под напряжением тем больше, чем выше концен¬
трация цинка н магния и соответственно выше прочность. В на¬
стоящее время осваиваются сплавы с прочностью не более 30—
40 кГ/мм2 для сварных конструкций, в том числе работающих
при криогенных температурах.
Введение меди в сплавы АІ—Zn—Mg (наряду с малыми добав¬
ками элементов—стабилизаторов — Сг, Мп, Zr) позволило суще¬
ственно улучшить стойкость против коррозии под напряжением
при сохранении высокой прочности (для сплава В95 о. «=» 55—
60 кГ/мм2; для сплава В96 сга 70 кГ/мм-). Эти сплавы широко
применяются в сжатых зонах конструкции, работающих при тем¬
пературах до 100° С (при более высокой температуре они разупроч-
няются). Ковочный сплав В93 (оа *=* 50 кПмм2) не содержит до¬
бавок хрома, марганца, циркония, что улучшает его технологи¬
ческие свойства. Из сплава В93 делают самые крупные в мире
поковки п штамповки, имеющие одинаковую прочность (ов«*
л* 48 кГ/мм2) в любом направлении и в любом сечении (толщи¬
ной до 1 м), причем закалка производится в горячей воде, что
уменьшает поводки. Высокопрочные сплавы AI—Zn—Mg—Си
чувствительны к концентраторам напряжений и коррозии под
напряжением. В настоящее время разрабатываются высокопроч¬
ные свариваемые сплавы системы AI—Zn—Mg—Си.
Сплавы AI—Си—Мп (Д20 и др.) имеют среднюю прочность
(ств я» 40 кГ/мм2), но упрочняются менаду закалкой и старением
нагартовкой (сгв	40—48 кГ/мм2), сплавы отличаются сравни¬
тельно высокой жаропрочностью при 200—250° С и широко ис¬
пользуются в сварных конструкциях при температуре жидкого
водорода; прочность сварного шва существенно ниже прочности
15

основного материала: у сплавов пониженная общая коррозион¬
ная стойкость, особенно в зоне сварных соединений, но удовлет¬
ворительное сопротивление коррозии под напряжением.
Сплав А1—Си—Li (ВАД23) отличается высокой прочностью
(о,	50—60 кПлшг) в зависимости от режима старения и жаро¬
прочностью; он на 396 легче сплава AK4-I и на 6% легче сплава
В95. Он менее чувствителен к действию повторно-статических
нагрузок, чем сплав В95. Его модуль упругости на 5% выше,
чем у этих сплавов. По коррозионной стойкости он близок к сплаву
Д16. Применение его сопровождается большими ограничениями.
Сплав А1—Li—Mg (01420) близок по прочностным характе¬
ристикам к сплаву ДІ6, но отличается большей коррозионной
стойкостью. Сплав 01420 на 11% легче сплава ДІ6 и имеет боль¬
ший (на 896) модуль упругости.
Для алюминиевых сплавов с литием характерно отклонение
от правила аддитивности в отношении модуля упругости £;
несмотря па низкий модуль упругости лития, у алюминиевых
сплавов с литием модуль упругости повышается.
Для всех упрочняемых термической обработкой алюминиевых
сплавов существуют общие закономерности изменения структуры
распада пересыщенного твердого раствора и присущих ей свойств.
На какой-то стадии старения возникают зоны Гинье—Престона
(для сплавов А)—Си—Mg зоны Гинье—Престона—Багаряцкого).
Эта стадия может быть Охарактеризована как стадия зонного
старения. При повышении температуры старения (или увеличении
его продолжительности при достаточно высокой температуре)
возникают частицы метастабильных фаз (при этом возможно
существование нескольких метастабильных модификаций), что
отвечает стадии фазового старения. Затем появляются более круп¬
ные частицы метастабильных фаз (наступает стадия коагуляции
при старении) и, наконец, зарождаются частицы стабильных фаз,
которые укрупняются (отжиг).
Переход от зонного к фазовому старению и коагуляции при
старении требует времени, тем большего, чем ниже температура
старения. Для перехода характерна постепенность, которая вы¬
зывается химической и структурной неоднородностью сплава—
ликвацией, наличием границ зерен и субзерен, различной плот¬
ностью дислокаций, микронапряженнями и создается совмест¬
ным присутствием зон и частиц метастабильных, а затем стабиль¬
ных фаз.
Для каждой стадии старения независимо от систем алюминие¬
вых сплавов характерен определенный комплекс свойств. В слу¬
чае зонного старения максимум прочностных характеристик не
появляется при любом увеличении продолжительности старения,
ибо при этом ие происходит разупрочнения сплавов. Для зон¬
ного старения свойственны относительно низкий предел теку¬
чести (отношение o0S/cra = 0,6—0,7), высокое удлинение (>10—
1596), возрастающее в процессе старения электросопротивление,
|в

большая коррозионная стойкость, в том числе и стойкость про¬
тив коррозии под напряжением, высокая ударная вязкость, низ¬
кая чувствительность к трещине. Большое относительное удли¬
нение зонносостарениых сплавов и низкий предел текучести обус¬
ловлены высоким равномерным удлинением, ибо дислокации пере¬
секают зоны, не создающие большого сопротивления началь¬
ной деформации. Коррозионная стойкость сплавов повышается
благодаря отсутствию границ раздела между зонами и матрицей.
Для фазового старения характерны высокий предел текучести
(°о.4'Ч, > 0,9—0,95), низкое удлинение, пониженные ударная
вязкость, сопротивление развитию трещин н сопротивление кор¬
розии под напряжением. Максимум предела текучести при изо¬
термическом старении появляется позже максимума предела проч¬
ности. Низкие удлинения сплавов в фазовой стадии старения обус¬
ловлены резким снижением равномерного удлинения. При появле¬
нии в структуре частиц метастабильных фаз дислокации огибают
их, образуя многочисленные дислокационные петли, в результате
сопротивление начальной деформации резко возрастает, предел
текучести достигает больших значений, а равномерное удлине¬
ние падает. Снижение коррозионной стойкости вызывается появ¬
лением границы раздела частицы метастабнльной фазы — матрица.
Склонность к коррозии под напряжением может особенно уси¬
литься, если частицы метастабильных фаз образуют непрерывную
цепочку по границам зерен, сочетающуюся с зоной, свободной
от выделений, я обедненной зоной.
В процессе коагуляция при старении прочность и предел
текучести, перейдя за максимум, снижаются, удлинение, ударная
вязкость и сопротивление развитию трещин несколько растут,
особенно значительно улучшается сопротивление коррозии под
напряжением и замедленному разрушению (возможной причи¬
ной такого улучшения может быть укрупнение частиц метаста¬
бильных фаз, нарушение непрерывности цепочек выделений, об¬
разование просветов между частицами, снижение плотности дисло¬
каций в результате их аннигиляции). Для некоторых сплавов
резкое улучшение коррозионной стойкости при изотермическом
старении совпадает с максимумом предела текучести. Ряд важ¬
ных характеристик практически мало зависят от стадии старения.
К ним относятся местное удлинение в зоне шейки, сужение попе¬
речного сечения, сопротивление усталости, длительная прочность
и ползучесть. По-видимому, в процессе самих испытаний зонно-
состареиные сплавы переходят в стадию фазового старения.
Для каждого стареющего алюминиевого сплава имеются свои
температурно-временные области зонного п фазового старения.
Для сплавов систем А1—Си—Mg; А1—Mg—Si; At—Си—Mg—Si
и А1—Zn—Мп—Си зонное старенне осуществляется при комнат¬
ной температуре, хотя верхняя температурная граница этой ста¬
дии старения сдвинута к более высоким температурам, для спла¬
вов системы АІ— Zn—Mg зонное старение переходит в фазовое
2 Алюминиевые сплавы	17

при комнатной температуре. Сплавы систем А1—Си—Mn; А1—
Си—Li; At—Mg—Li при комнатной температуре практически не
старятся — для осуществления зонного старения им необходим
подогрев. Поэтому термины «естественное старение» и «искус¬
ственное старение» следует употреблять только для обозначения
условии старения — без подогрева или с подогревом, а для харак¬
теристики структурного состояния и соответствующего ему ком¬
плекса свойств надо применять «зонное старение» и «фазовое ста¬
рение», «коагуляция при старении». Следовательно, могут быть
режимы естественного зонного старения и искусственного зон¬
ного старения, а также соответственно естественного фазового
старения и искусственного фазового старения. Так, например,
старение сплава АК6 по нижним пределам стандартного режима
отвечает искусственному зонному старению, а по верхним пре¬
делам стандартного режима — искусственному фазовому старению.
Длительное (2—3 года) естественное старение сплава В92 или
других прочных сплавов системы AI—Zn—Mg представляет со¬
бой естественное фазовое старение, более коротким выдержкам
отвечает естественное зонное старение.
Для различных алюминиевых сплавов определенное значение
имеет механико-термическая обработка. Особые при этом условия
деформации (например, достаточно высокая температура) либо
сохраняют пересыщенный твердый раствор в алюминии марганца,
хрома и других подобных переходных элементов, либо вызывают
благоприятную дисперсность и распределение продуктов распада
этого раствора в процессе деформации и последующего нагрева
под закалку.
В связи с этим возникают значительные различия в свойствах
горяче- и холоднодеформируемых полуфабрикатов из алюминие¬
вых сплавов. Горячедеформированные полуфабрикаты имеют бо¬
лее высокие прочностные характеристики и предел ползучести,
существенно лучшее сопротивление коррозии под напряжением,
что весьма важно для практики (так называемые прессэффект
и вальцэффект). Можно отметить, что горячая деформация при¬
водит, как правило, к нерекристаллизоваииой структуре с мень¬
шей плотностью дислокаций и иных структурных дефектов,
к меньшей степени распада пересыщенного из жидкого состояния
твердого раствора хрома, марганца и циркония в алюминии. В слу¬
чае холоднокатаных листов из сплава АК4-1 предел ползучести
может быть повышен изменением технологии прокатки, в резуль¬
тате чего достигается укрупнение зерен и субзерен.
Наибольший эффект упрочнения алюминия (до 80 кГ!ммг)
н получение некоторых важных физических характеристик с по¬
мощью нерастворимых добавок достигается металлокерамиче-
скнм путем. В настоящее время имеются две группы металлокера-
мическнх алюминиевых сплавов, имеющих промышленное зна¬
чение: САП (спеченная алюминиевая пудра) и САС-1 (спеченный
алюминиевый сплав). САП-упрочняется дисперсными частицами
18

окиси алюминия, нерастворимой в алюминии. Кислород вводится
в алюминий путем образования тончайшей пленки на частицах
чрезвычайно дисперсной алюминиевой пудры в процессе помола
ее в шаровых мельницах в атмосфере азота с регулируемым содер¬
жанием кислорода. Помол осуществляется с добавкой стеарина.
По мере его улетучивания наряду с дроблением первичных поро¬
шинок происходит их сращивание в более крупные конгломераты,
в результате чего образуется так называемая тяжелая пудра с плот¬
ностью >1,0 а/с.п3, не воспламеняющаяся на воздухе. Пудру бри¬
кетируют, спекают и подвергают дальнейшей деформации —
прессованию, прокатке, ковке. Прочность САПа возрастает при
увеличении содержания первичной окиси алюминия (возникшей
на первичных частицах) до 20—22%, а в дальнейшем снижается.
Предел прочности САПа примерно обратно пропорционален рас¬
стоянию между частицами окиси алюминия (количественно эта
зависимость должна получить достаточно надежное статическое
обоснование).
Структура САПа представляет собой нагартованную алюминие¬
вую матрицу ячеистого строения, .упрочненную нерастворимыми
дисперсными'частицами окиси алюминия. Тонкий помол исходной
пудры обеспечивает дисперсность окисных пленок и частиц.
При огрублении окисных пленок закономерности упрочнения
САП перестают действовать. Из четырех марок САПа, различаю¬
щихся по содержанию окиси алюминия (САП-1 » 8% А1203;
САП-4 !=#20% А1203), более широкое применение находят САП-1
а САП-2 с прочностью порядка о„ <=> 33 кГ!мм*\ (т0.г ^ 23 кГ1ммл\
б 8%. С повышением температуры предел прочности САПов
в отличие от ай термообрабатываемых алюминиевых сплавов из¬
меняется по прямой, так же как предел прочности чистого алю¬
миния и сплавов его с марганцем, уменьшаясь примерно до нуля.
Однако и выше этой температуры САП сохраняет некоторую проч¬
ность за счет сил поверхностного натяжения к прочности окис-
ной пленки. Длительные выдержки САПа ниже температуры плав¬
ления алюминия мало влияют на его прочность. Выше 200—
250е С, особенно-' при больших выдержках, по прочности САП
превосходит все алюминиевые сплавы. При 500° С ов	5—
8 кГ!мм*. В виде листов, профилей, поковок, штамповок САП
применяется там, где нужна высокая жаропрочность и коррозион¬
ная стойкость,
Подобно термообработанным алюминиевым сплавам в фазовой
стадии старения упрочнение САПов объясняется сопротивлением
дисперсных частиц окиси алюминия движению дислокаций, оги¬
бающих частицы и образующих вокруг них дислокационные петли.
Благодаря отсутствию диффузионного взаимодействия между
матрицей и частицами окиси алюминия их формы и размеры при
нагревах не меняются, обеспечивая высокую жаропрочность
САПов. У стареющих алюминиевых сплавов, в результате коагу¬
ляции частиц ыетастабильных фаз и превращения их в частицы
2*	19

Стабильных фаз прочность более высокая, чем у САПов, при сравни¬
тельно низких температурах резко падает при увеличении на¬
грева.
САПы содержат огромное количество влаги, адсорбированной
и прочно удерживаемой окисленной поверхностью порошков И
холоднопрессованных брикетов. Для удаления влаги применяется
нагрев в вакууме или нейтральной среде несколько ниже темпера¬
туры плавления алюминиевых порошков или холоднопрессован-
иых брикетов. Хорошо дегазированный САП имеет повышенную
пластичность и удовлетворительно сваривается аргоно-дуговой
сваркой.
Низким коэффициентом линейного расширения (к. л. р.) и
повышенным модулем упругости Е отличается спеченный алюми¬
ниевый сплав CAC-I, содержащий 25% Si и 5% Ni (или Fe).
САС-1 получается распылением жидкого сплава, брикетированием
лульверизата и прессованием прутков и пх ковкой. Мельчайшие
кристаллики Si н FeAl 3(FeNi3), действуя на матрицу, упрочняют
сплав, повышают Е и пластичность, снижают к. л. р. Их влияние
тем больше, чем мельче твердые частицы и чем меньше просвет ме¬
жду ними. По этим характеристикам порошковые сплавы замет¬
но превосходят соответствующие литейные алюминиевые сплавы.
Можно сочетать различные способы упрочнения алюминия,
например закалку из жидкого состояния сплавов с цирконием,
марганцем и титаном, с введением в матрицу частиц алюминия
по типу САП. Другой вариант упрочнения — порошковый сплав
системы AI—Си—Mg—А1203в сочетании с эффектом от упрочняю¬
щих фаз, растворішьіх в твердом состоянии. При сравнительно
низких температурах метастабильная модификация фазы
S(Al2CuMg) способствует получению высокой прочности сплава.
При самых высоких температурах фаза А1гОа обеспечивает высо¬
кую жаропрочность.
К сплавам, которые упрочняются нерастворимыми фазами
наряду с растворимыми, относятся сплавы системы А1—Be Mg.
Эти сплавы принадлежат к сильно заэвтектическим, структурно
они представляют собой матрицу в виде твердого раствора маг¬
ния в алюминии и частиц практически чистого бериллия.
Для двойных сплавов А1—Be характерно большое различие
в свойствах, определяемых структурой мягкого алюминия к хруп¬
кого твердого бериллия. При легировании сплавов системы А1—Be
выбираются добавки-, взаимодействующие только с алюминиевой
фазой;для этого пригоден магний, который не растворяется в берил¬
лии, но упрочняет алюминий. При этом повышаются прочность,
пластичность и модуль упругости сплавов..
Как показал А. А. Бочвар, важнейшие литейные свойства
сплавов (жндкотекучесть, объем внутренних пустот, сопротивле¬
ние усадочным напряжениям и др.) существенно улучшаются при
наличии в сплаве достаточного количества эвтектики. Литейные
алюминиевые сплавы содержат, как правило, большую концентра*
20

цию легирующих компонентов, чем деформируемые алюминиевые
сплавы.
Литейные алюминиевые сплавы так же, как и деформи¬
руемые, могут быть разделены на пять групп:
1.	Сплавы с высоким содержанием Si (более 5% )— силумины.
Эта группа охватывает двойные сплавы AI—Si (АЛ2); тройные
сплавы AI—Si—Mg (АЛ9); AI—Si—Си(АЛб), четверные сплавы
At—-Si—Mg—Си (АЛ5—АЛЮ, АЛ 13); к сплавам системы
АІ—Si—Mg и Al—Si—Mg—Си практикуется добавка марганца
(соответственно сплавы АЛ4 и АЛЗ). Сплавы этой группы характе¬
ризуются хорошими литейными свойствами, сравнительно вы¬
сокой коррозионной стойкостью, герметичностью, средней проч¬
ностью н применяются для сложных отливок. Для улучшения
свойств их подвергают модифицированию, приводящему к измель¬
чению хрупких кремниевых фаз; модификатором служит нат¬
рий в количестве 0,05—0,08%, который вводят в расплавлен¬
ный металл в виде смеси галоидных солей натрия и калия, иногда
в виде металлического натрия. Силумины с большим содержанием
кремния модифицируют красным фосфором. Модифицирование
проводится обычно при повышенной температуре и вызывает
насыщение металла водородом и другими неметаллическими за¬
грязнениями. Для очищения металла необходимо выдерживать
его после обработки перед разливкой в вакууме или применять
универсальный флюс, оказывающий и модифицирующее дей¬
ствие.
2.	Сплавы с высоким содержанием магния (более 5%); двой¬
ные сплавы AI—Mg (АЛ8), сплавы системы At—Mg—Si с добавкой
марганца (АЛ 13) и с добавкой бериллия я титана (АЛ22). Сплавы
второй группы являются коррозионностоГпшмн н высокопроч¬
ными и имеют пониженный удельный вес. Самую высокую проч¬
ность имеет сплав АЛ8, но он труден в технологии. Для уменьше¬
ния окпсляемостн в жидком состоянии в него вводят 0,05—0,07%
Be, а для измельчения зерна—такое же количество титана;
в формовочную смесь для подавления реакции металла с влагой
добавляют борную кислоту. Сплав АЛ8 отливают главным образом
в земляные формы и упрочняют с помощью закалки.
Сплав АЛІЗ имеет лучшие литейные свойства, но меньшую
прочность и не подвергается термической обработке; его отли¬
вают в кокиль, под давлением и в землю.
Длительные низкотемпературные нагревы могут привести
к ухудшению коррозионной стойкости литейных алюминиевых
сплавов с высоким содержанием магния.
■ 3. Сплавы с высоким содержанием цинка (более 3%) систем
AI—Si—Zn (АЛИ) и А1—Zn—Mg—Си (В 15) имеют повышенный
удельный вес н пониженную коррозионную стоГжость. Они от¬
личаются хорошими литейными свойствами и их можно применять
без термической обработки. Широкого распространения эти сплавы
не получили.
21

4.	Сплавы с высоким содержанием меди (более 4%)—двой¬
ные А1—Си (сплавы АЛ7 н АЛ12) и сплав системы АІ—Си—Мп
с добавкой титана (АЛ19). Эти сплавы имеют пониженную кор¬
розионную стойкость и литейные свойства, пониженную герме¬
тичность, но по жаропрочности они превосходят сплавы первых
трех групп.
5. Сплавы системы А1—Си—Mg и А1—Си—Mg—Si с добав¬
ками марганца и железа (АЛ1, АЛ22, АЛ21), отличаются вы¬
сокой жаропрочностью, но плохой технологичностью.
Свойства сплавов существенно меняются в зависимости от
способа литья — они тем выше, чем больше скорость кристалли¬
зации и питание кристаллизующего слоя. Как правило, наиболее
высокие характеристики достигаются при кокильном литье.
Свойства отдельно отлитых образцов могут в два раза превосходить
свойства кристаллизовавшихся наиболее медленно или плохо
питаемых частей отливки. Некоторые элементы благоприятно
действуют на одни сплавы, но вредно на другие. Кремний сни¬
жает прочность сплавов А1—Mg. Примесь цинка ухудшает механи¬
ческие свойства сплавов систем А1—S1 и А1—Си. Олово и свинец
уже в десятых долях процента значительно уменьшают темпера¬
туру начала плавления сплавов. Вредное влияние на силумины
оказывает железо, вызывающее образование хрупкой эвтектики
А1—Si—Fe, кристаллизующейся в виде пластин. Содержание же¬
леза регулируется в зависимости от способа литья; оно макси¬
мально при литье под давлением и в кокиль и сильно снижено при
литье в землю.
Путем уменьшения в сплавах вредных металлических и неме¬
таллических примесей в результате применения чистой шихты и
рафинирования, введения малых добавок титана, циркония, бе¬
риллия, модифицирования сплавов и их термической обработки
можно существенно повысить свойства фасонных отливок из алю¬
миниевых сплавов. Рафинирование осуществляется различными
методами — продувкой газом (хлором, азотом, аргоном), воздей¬
ствием флюсов, содержащих хлористые и фтористые соли, выдер¬
живанием в вакууме или сочетанием этих способов.
Цифровая маркировка алюминиевых сплавов
В настоящее время для алюминиевых сплавов принята сме¬
шанная буквенная и буквенно-цифровая маркировка (например,
сплав алюминия с марганцем обозначается АМц; сплав алюми¬
ния с магнием, кремнием и медью — так называемый авиаль —
сплав АВ; дуралюмины — Діб, Д1 и т. д.). Происхождение букв
и цифр в общем довольно случайно, хотя есть и некоторые исклю¬
чения. В уже упомянутом сплаве АМц буквы Мц символизируют
марганец; сплавы типа магналий обозначают АМг (алюминий—
магний), а цифры, следующие за буквами AMrl; АМгб — более
или менее соответствуют содержанию магния в этих сплавах.
22

Для группы сплавов первые цифры после букв I, 2, 3 и 9 обозна¬
чают соответственно: 1 — сплавы, упрочняемые медью и магнием
(ДІ6), 2 — медью и марганцем или медью, литием, марганцем,
кадмием (Д20); 3 — магнием и кремнием (АД31), 9 — цинком и
магнием или цинком, магнием и медью (В95) и т. д. Обозначениям
некоторых ковочных сплавов присвоены буквы АК (алюминий
ковочный) — сплавы АКБ, АК8 и АК4-1 и т, д.
Металл о керамические сплавы алюминия с окисью алюминия
называются САП (спеченная алюминиевая пудра); те же сплавы,
но с добавками других, помимо окиси алюминия, легирующих
элементов называются САС (спеченные алюминиевые сплавы).
Алюминий, специально насыщенный пузырьками водорода, назы¬
вается леноалюминием. Помимо бессистемности, смешанная бук¬
венная и буквенно-цифровая маркировка делает невозможным
механизированный учет. Поэтому целесообразно перейти на еди¬
ную цифровую маркировку алюминиевых сплавов. В результате
длительных обсуждений н дискуссий была выработана маркировка,
которая постепенно внедряется в практику. Для обозначения при¬
нимают систему в основном из четырех цифр. Первая цифра — 1 —
обозначает основу всех сплавов — алюминий. Следующая цифра
характеризует главный легирующий элемент или группу главных
легирующих элементов. В ряде случаев делается попытка сгруп¬
пировать сплавы по принципу упрочняющих фаз. Можно разде¬
лить все алюминиевые сплавы на десять групп; пока использованы
семь цифр, три цифры — 6, 7 и 8 остаются в резерве. Последние
две цифры характеризуют номер сплава. Таким образом, в каждой
группе может насчитываться до ста сплавов, что вполне достаточно.
Общая сумма всех сплавов может достичь 1000.
В настоящее время число всех промышленных и опытных спла¬
вов не превышает 100—150. Последней цифре дается дополнитель¬
ная нагрузка — все деформируемые алюминиевые сплавы обо¬
значаются нечетными цифрами (включая ноль). Металлокерами¬
ческий способ получения характеризуется последней цифрой
девять, всем литейным сплавам присваиваются четные последние
цифры. Там, где это возможно, существующее цифровое обозна¬
чение увязывается с новым. Опытные сплавы обозначают 0, ко¬
торый ставится впереди единицы; таким образом, для опытных спла¬
вов в виде исключения вводится пятизначная маркировка. Опыт¬
ный сплав может находиться в стадии опробования и испытания
не более 3—5 лет, после этого обозначение нуль снимается и
сплав становится серийным, если он себя оправдал, либо работу
со сплавом прекращают, если он оказался неудовлетворительным.
Предлагается следующее распределение алюминиевых спла¬
вов ло семи главным группам.
Второй цифрой (0) обозначаются марки чистого алюминия.
Поскольку их немного, в эту же группу включаются САП, упроч¬
ненные окисью алюминия, к пеиоалюминий. Для чистого алю¬
миния бронируются цифры от 1000 до 1018; все номера, оканчн-
23

вающнеся на девять, а именно 1019, 1029, 1039, 1059, 1069, 1079,
1089, 1099, предназначаются для САП, номера от 1020 до 1025
обозначают сорта пеноалюмннпя.
К группе со второй цифрой 1 относятся сплавы системы А1—
Си—Mg; А1—Си—Mg—Fe—Nj; а именно: 1100—Д1; 1160—Діб;
1161—Д6; 1190—Д19; 01191—ВАДІ; 1190—ВД17; 01171—М40;
1180—Д18; 1165—В65; 1120—АК2; 1140—АК4; 1141—АК4-1.
К группе со второй цифрой 2 причислены сплавы систем
АІ—Си—Мп н А1—Си—Li—Мп—Cd: 1200—Д20; 1210—Д21;
01230—ВА Д-23.
Группа сплавов со второй цифрой 3 — системы А1—Si, А1—
Mg—Si и A!—Mg—Si—Си: 1310—АД31; 1330—АДЗЗ; 1350—
АД35; 1340—АВ (без меди); 1341—АВ (с медью); 1360—А Кб;
1380—АК8; 01319—САС-1.
Вторая цифра 4 присваивается сплавам, главными легирую¬
щими элементами которых служат компоненты, нерастворимые
или малорастворнмые в алюминии, в частности А1—Мп; А1—Сг;
А1—Be: 1400—АМц; 1401—АМц-1; 1439 — алюминий 4-хром;
1411—АБМ-1.
К группе сплавов со второй цифрой 5 относятся сплавы типа
магналий: 1511—Д12; 1510—АМН; 1520—АМг2; 1530—АМгЗ;
1540—АЛ1г4; 1550—АМг5; 1560—АМгб; 1561—АМг61.
Группа сплавов со второй цифрой 9 — сплавы системы А1—
Zn—Mg и А1—Zn—Mg— Си: 01915 — свариваемый сплав с цин¬
ком и магнием средней прочности; 01920—В92; 1930—В93; 1940—
В94; 1950—В95; 1960—В96; 1969—В96—САС; 01980—В48-4.
Обозначение видов термической обработка
Состояние полуфабрикатов из алюминиевых деформируемых
сплавов обозначаются буквенно-цифровой маркировкой: М —
мягкий, отожженный; Т — закаленный и естественно состарен¬
ный; Т1 — закаленный и искусственно состаренный; Н — на-
гартованный; П — полунагартованнын (буква «П», входящая
в марку сплава, обозначает, что сплав проволочный); Н1 — уси¬
ленно нагартованими (нагартовка листов примерно 20%); ТН —
закаленный, естественно состаренный и нагартованный; Т1Н —
закаленный, нагартованный и искусственно состаренный; Т1Н1 —
закаленный, нагартованный на 15—20% и искусственно соста¬
ренный.
Условные обозначения видов термической обработки литей¬
ных сплавов следующие: Т1—старение; Т2 ^—отжиг; Т4 —
закалка; Т5 — закалка н частичное старенне; Тб — закалка и
полное старение до максимальной твердости; Т7 — закалка и
стабилизирующий отпуск; Т8 — закалка и смягчающий отпуск.
На способ литья указывают буквы: «3» — в землю; «О» — в обо¬
лочковые формы; «В» — по выплавляемым моделям; «К* — в ко¬
киль; «Д» — под давлением. Буква «М» обозначает, что сплав при
литье подвергается модифицированию,
24

Часть первак
ДЕФОРМИРУЕМЫЕ
АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
Глава I
ТЕХНИЧЕСКИЙ АЛЮМИНИЙ
И ТЕРМИЧЕСКИ НЕУПРОЧНЯЕМЫЕ СПЛАВЫ
(СПЛАВЫ АЛЮМИНИЯ С МАРГАНЦЕМ И МАГНИЕМ)
1.	ТЕХНИЧЕСКИЙ АЛЮМИНИЙ 1
Алюминий-—химический элемент, находящийся в третьей
группе Периодической системы Менделеева, Он имеет темпера¬
туру плавления 660 и испарения 2060° С. Плотность алюминия
составляет 2,7 г!см3.
Алюминий широко распространен в природе; среди металлов
он стоит на первом месте.
Малый удельный вес алюминия, высокие пластические и кор¬
розионные свойства, высокие теплопроводность и электропровод¬
ность, а также отражательная способность II] отличают этот
металл от других.
Благодаря своим' замечательным свойствам и широкой до¬
ступности алюминий находит применение почти во всех отраслях
промышленности (авиационной, машиностроительной, строитель¬
ной, химической, автомобильной и т. д.).
В зависимости от содержания примесей алюминий разделяется
на сорта: технический, высокой чистоты и особой чистоты.
Влияние примесей и холодной деформации
на механические свойства алюминия
Механические свойства алюминия в значительной степени
зависят от содержания основных примесей: железа, кремния н
меди. На рис, 1 приведено изменение механических свойств
(св; Оо,а) алюминия в отожженном состоянии в зависимости от
суммы основных примесей железа, кремния и меди. Увеличение
.содержания этих примесей приводит к повышению предела проч¬
ности и предела текучести 12].
Упрочнение алюминия достигается с помощью холодной де¬
формации, при этом повышаются не только предел прочности,
предел текучести и прочность на срез, но и предел усталости 13].
На рис. 2 приведены изотермические кривые отжига холодио-
деформированных листов из алюминия (99,0%) [21. При темпера-
1 Автор О. А. Романова.
25

Турах отжига 150—233і С имеет место возврат — Частичной сни¬
жение прочностных свойств алюминия. При температуре отжига
260° С наблюдается начало рекристаллизации, а при 343° С
процесс рекристаллизации заканчивается, что сопровождается
резким снижением прочностных характеристик и повышением
пластичности.
В алюминии, полученном зонной плавкой, рекристаллизация
может иметь место при комнатной температуре.
Влияние степени холодной деформации
на величину зерна алюминия
Величина зерна алюминия изменяется в зависимости от сте¬
пени колодной деформации и последующего отжига. При неболь¬
ших степенях деформации наблюдается значительный рост зерна
алюминия (критические степени деформации).
На рис. 3 приведено изменение величины зерна в зависимости
от степени холодной деформации и температуры отжига. Область
критических степеней деформации у алюминия наблюдается при
10—12% при температуре отжига 350° С увеличением степени
холодной деформации (за критической областью); величина зерна
уменьшается по асимптотическому закону. Скорость нагрева до
температур отжига оказывает также заметное влияние на размер
зерна алюминия.
26

Как видно из рис. 3, более медленный нагрев вызывает рост
зерна по сравнению с быстрым нагревом.
Более высокие температуры отжига (480° С) уменьшают кри¬
тические деформации при рекристаллизации, но не изменяют су¬
щественно соотношения между размером зерца и степенью де¬
формации или скоростью на¬
грева.
Критическая степень де¬
формации алюминия может
изменяться в зависимости от
величины зерна исходного
алюминия и температуры
отжига (рис. 4, а, б) 14).
С повышением температуры
отжига от 400 до 500° С
область критических степе¬
ней деформаций снижается
с 6—16 до 2—3% и при от¬
жиге 500—520° С практиче¬
ски не изменяется. С умень¬
шением величины зерна зна¬
чения критических степеней
деформации падают, особенно
для более чистых сортов
алюминия, 99,99%.
Для алюминия чистотой 99,4% (рис. 4, б) область критиче¬
ских степеней деформации непрерывно снижается с повышением
температуры отжига вплоть до 600° С.
Рис. 3. Влияние степени деформации и
скорости яягрепа на величину рекрк*
сталл иэованкого зерна технического алю¬
миния:
■■ — — -480е; 		— 35Q* С; і — медлен*
нал скорость кагрсяд; 2 — быстрая скорость
narpcaa; j — критические деформации
Рис. 4. Изменение критической степени деформации
в зависимости от температуры отжига и величины зерна
исходного алюминия:
а -99.99% А1;	0-99,4% А1 <0,45% Fe: 0,16% $1);
{ — величина верна 0,180 мм; 2 — 0J05 мм; $ — 0,067 млі;
і — 0,042 jm,d; $ — 0,60 мм; 6 — 0,045 мм; 7 — 0,031 лш;
8 — 0,023 мм
27

Влияние примесей на рекристаллизацию алюминия
Примеси, присутствующие в алюминии, могут оказывать ре¬
шающее влияние на рекристаллизацию алюминия. Большинство
элементов повышает температуру рекристаллизации алюминия
и измельчает величину зерна.
На рис. 5 приведено влияние примесей кремния, хрома, мар¬
ганца, меди, магния и железа на температуру рекристаллизации
сверхчистого 99,999%-ного алюминия, полученного зонной плав¬
кой, причем степень холодной деформации составляла 40% [5].
Наиболее сильное повышение
температуры рекристаллизации
алюминия вызывают примеси
хрома, марганца и железа.
По данным работы 14], при¬
меси железа мало изменяют
температуру качала и резко
повышают температуру конца
рекристаллизации сверхчистого
алюминия. Примеси меди к
кремния в меньшей степени
.повышают температуру начала
и конца рекристаллизации.
Температура рекристалли¬
зации более загрязненного алю-.
мин ия, чистотой 99,99%, от
добавок других элементов из¬
меняется следующим образом:
добавки железа, кобальта, ти¬
тана, ванадия, молибдена,
вольфрама резко повышают температуру рекристаллизации
алюминия (99,99%) и одновременно сильно измельчают вели¬
чину зерна. Такие элементы, как кальций и никель, повышают
температуру рекристаллизации в меньшей степени и практически
не оказывают влияния на величину зерна алюминия. Галлий
снижает температуру рекристаллизации н не изменяет величину
зерна, бериллий же в очень сильной степени повышает темпе¬
ратуру рекристаллизации и укрупняет размер зерна алюми¬
ния 14 J.
Хром и марганец значительно повышают температуру ре¬
кристаллизации и незначительно измельчают зерно алюминия
99,99%. Кремний и магний в меньшей степени повышают темпе¬
ратуру рекристаллизации н сильно измельчают размер зерна.
Цинк повышает температуру рекристаллизации алюминия, как
и магний, и слабо уменьшает величину зерна. Титан в присутствии
железа в большей степени повышает температуру рекристаллиза¬
ции, чем без него, а при наличии кремния действие титана на тем¬
пературу рекристаллизации ослабляется. При значительном со-
28
Рис. 5. Влияние различных примесей
на температуру рекристаллизации
алюминия, полученного зонной плав¬
кой (степень холодной деформации
4 — Си:
/ — SJ; 2 — Сг; S — Ми;
6 — Mg; tf — Fe

держании кремния — 0,48% температура рекристаллизации алю¬
миния от добавок титана снова повышается 16} (рис. 6).
Для еще более загрязненных сортов алюминия температура
рекристаллизации в зависимости от добавок других элементов
может изменяться по другому закону. Так, поданным работы [71,
добавки до 0,05% Мп, до 0,05%
Ті, до 0,3% Ag мало изменяют
температуру рекристаллизации
технически чистого алюминия.
Добавки 0,3% Си, до 0,2%
Сг, до 0,2% Mg, до 0,5% №,
до 1,0% Si повышают темпера¬
туру рекристаллизации того же
алюминия на —50 град.
Железо, бериллий и цирко¬
ний наиболее сильно увеличи¬
вают температуру рекристалли¬
зации:
Повышение
температуры
рекристаллиза¬
ции, граді
качала > ■ • • • 125
конца	200
Добавки, %
1.0 Fe 0.3 Be 0.35 Zr
150
250
200
250
По данным В. И. Ивероно-
вой 181, температура начала и
конца рекристаллизации тех¬
нического алюминия в зависи¬
мости от добавок меди, магния
и цинка изменяется по -кривой
с двумя максимумами.
Появление первого макси¬
мума, по мнению автора, свя¬
зано с влиянием этих элемен¬
тов на поверхностное натяже¬
ние: легирующие элементы
с меньшим поверхностным натя¬
жением концентрируются у гра¬
ниц зерен, снижают их поверх¬
ностную энергию, а следовательно, повышают температуру рекри¬
сталлизации. Второй максимум связан со снятием внутренних
напряжений в решетке за счет распада твердого раствора.
Эта точка зрения не противоречит данным других авторов.
По данным немецких исследователей [4], торможение процесса
рекристаллизации при наличии примесей других элементов свя¬
зано с концентрацией чужеродных атомов на границах субзерен
алюминия,
Рис. б. Влияние добавок на темпера¬
туру рекристаллизации » величину
зерна алюминия (99, 99%) (кагартов-
ка 80%):
а — изменение температуры рекристалли¬
зации от добавок И, Ре, Ми, Сг, 5t, Си,
Mg. Zn; б — изменение числа зерен на
1	см* от добавок Т1, Fe, Ми, Cr. Si, Си,
Mg, 2пї • — изменение температуры ре*
кристаллизации от добавок ТІ при различ*
ной содержа ни в Fe u Si; / —0% Fe;
2	— 0,10% Fe; S — 0,30% Fe; 4 — 0%
SI; 5 - 0.09% 51: £ - 0,28% 51; 7 —
0,48% SI
29

В,	И. Елагиным и Е. Ф. Блокиной 19] показано, что при малых
добавках элементов марганца, ванадия, титана и циркония тем¬
пература рекристаллизации технического алюминия изменяется
слабо или даже несколько снижается. Существенное повышение
температуры рекристаллизации имеет место при концентрациях
этих элементов, близких к растворимости при температуре от¬
жига, а максимальные значения температуры рекристаллиза¬
ции наблюдаются при концентрациях легирующих элементов,
отвечающих их предельной растворимости в алюминии при тем¬
пературах эвтектического или перитектического превращения
или несколько превосходят предельную растворимость. По сте¬
пени возрастания температуры рекристаллизации авторы ра¬
боты 19] располагают элементы следующим образом: V, Мп,
Сг, Ті и Zr.
Механические свойства
Полуфабрикаты и изделия из алюминия изготовляются в отож-
жен ном, полуиагартованном и нагартованном состояниях.
Механические свойства алюминия приведены в табл. 2.
ТАБЛИЦА 2
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА АЛЮМИНИЯ РАЗЛИЧНОЙ ЧИСТОТЫ
Чистом, %
а0Л' 'сГ/лк*
кГ/млв
HBt «г/ли*
«10* %
99,99
2.2
4,9
8,4-11,2
45,5
99,8
2,5
6,1
13,3
38,5
99,7
2,6
6.6

■—-
99,6

7.0
—
—’
99,5
2.8
7.0
12,6—17,5
31,5
Модуль упругости листов из алюминия составляет 7100 кГ/ммлг
модуль сдвига 2700 кГ/ммъ, коэффициент Пуассона 0,3 L Типич¬
ные механические свойства листов из алюминия для различных
состояний приведены ниже:
А5Н АШ
Г кГ/мм* - . - •
. , . ♦ 10
3
кГ/мм*
. - . 15
8
%
. ♦ - - 6
35
Технологические свойства
Алюминий отличается высокими технологическими свойствами.
Из него могут быть изготовлены любые полуфабрикаты различных
габаритов. Благодаря высокой пластичности полуфабрикаты из
алюминия легко можно подвергать деформации без существенных
нагревов. Алюминий отличается высокой электропроводностью,
30

Теплопроводностью, хорошей коррозионной стойкостью И сва¬
риваемостью. Сварка может осуществляться практически всеми
методами, включая сварку плавлением. Высокая коррозионная
стойкость алюминия обусловлена наличием на поверхности из¬
делий очень прочной 1г плотной окнсиой пленки, которая надежно
защищает металл от коррозионного воздействия. Обрабатывае¬
мость резанием вследствие высокой вязкости у алюминия плохая.
Применение
Алюминий широко применяется в промышленности благодаря
ценному сочетанию физических, механических и технологических
свойств. Из-за высокой теплопроводности и электропроводности
алюминий используется в электротехнической промышленности,
теплообменниках химической промышленности, холодильниках,
автомобильных и тракторных радиаторах. Использование алю¬
миниевых электрических проводов позволяет сооружать опорные
мачты на больших расстояниях друг от друга. Высокая отража¬
тельная способность алюминия используется для производства
зеркал, мощных рефлекторов и т. д.
Алюминий практически не взаимодействует с концентрирован¬
ной азотной кислотой, органическими кислотами и пищевыми
продуктами. Из алюминия изготовляется различная тара, ем¬
кости для транспортировки пищевых продуктов, всевозможная
домашняя утварь (кастрюли, миски, тазы, ведра, бидоны, чай¬
ники, вазы, ложки и т. д.).
Листовой алюминий широко применяется в консервной про¬
мышленности, а также как упаковочный материал для молочных
бутылок, оберточной фольги и т. д. Значительно возросло при¬
менение алюминия в строительной технике для фасадов домов,
оконных рам, поручней, ручек и т. д., для вагоностроения, авто-
мобилестроетшя и др.
В авиационной промышленности чистый алюминий приме¬
няется главным образом в виде фольги для сотовых конструкции.
2.	Сплавы алюминия с марганцем 1
Сплавы алюминия с марганцем АМц и АМц1 относятся к си¬
стеме А1—Мп. Сплавы АМц отличаются более высокой прочностью,
чем алюминий, но сохраняют высокую пластичность. Характер¬
ные свойства этих сплавов: высокая коррозионная стойкость
(близкая к стойкости алюминия) и хорошая свариваемость. Тепло¬
проводность и. электропроводность этих сплавов значительно
ниже, чем у алюминия. Несмотря на некоторое повышение в ре¬
зультате введения марганца, прочность все же остается невысо¬
кой, и для упрочнения прибегают к холодной деформации. Эти
1 Автор 0. А. Романова.
31

сплавы, как и алюминий, применяют в трех Состояниях: отож¬
женном, полунагартованном и нагартованном.
Сплав АМц содержит J,0—1,6% Мп, допускаются примеси
ые более 0,7% Fe, 0,6% Si, 0,2% Си, 0,05% Mg, 0,1% Zn.
Сплав АМцІ содержит 2,0—4,5% Мп, количество примесей
не оговаривается.
Влияние марганца на структуру и свойства
Сплавы системы At—Мп простейшие по своему составу, при¬
меняются в промышленности очень давно. Однако и в настоящее
время они продолжают привлекать внимание исследователей
благодаря весьма интересным закономерностям изменения струк¬
туры и свойств, открытым за последние годы (образование пересы¬
щенных твердых растворов при быстрых скоростях кристалли¬
зации, распад твердого раствора при последующих нагревах
и др.).
Особенности поведения сплавов системы AI—Мп при кристал¬
лизации, по мнению С. М. Воронова, В.И. Елагина, обусловлены
строением диаграммы состояния АІ—Мп [10];
1)	наличием существенной растворимости при температуре,
близкой к температуре плавления;
2)	очень малым интервалом кристаллизации твердых раство¬
ров (линии ликзидус и солидус почти совпадают, но имеется зна¬
чительная протяженность горизонтального интервала кристал¬
лизации, приводящая при неравновесных условиях кристаллиза¬
ции к внутридендрнтной ликвации);
3)	резким снижением растворимости, которая при комнатной
температуре практически равна нулю.
И. Н. Фридляндер, исследуя формы роста кристаллов, при¬
шел к выводу о возможности образования пересыщенных твердых
растворов при кристаллизации (закалка из «жидкого состояния» —*
по определению Фридляндера) [11, 12].
В работах Е. С. Шпичинецкого, И. Л. Рогельберга и В. В. Чу¬
тко [13] было показано, что при ускоренном охлаждении сплавов
системы А1—Мп при кристаллизации создаются условия резкого
переохлаждения, приводящие к сдвигу эвтектической точки си¬
стемы в сторону больших концентраций марганца. Образование
пересыщенных твердых растворов (до 4—7% Мп) сплавов этой
системы было экспериментально показано в работах немецких
исследователей В. Гофмана, Ж- Фалькенхагена, а затем советских
авторов И. Н. Фридляндера, С, М. Воронова, В. И. Ела¬
гина и др.
B.	Гофман [14] с помощью измерения параметра кристалли¬
ческой решетки определил предельную концентрацию твердого
раствора до 4% Мп, сплавов системы А1—Мп, отлитых в кокиль.
C.	М. Воронов и В. И. Елагин 110] по изменению параметра
решетки, а также металлографическим анализом установили,
32

что большая часть марганца при непрерывном литье остается
в пересыщенном твердом растворе.
В. Гофман и Ж- Фалькенхаген при чрезвычайно больших ско¬
ростях охлаждения получили весьма высокое пересыщение твер¬
дого раствора по марганцу, до 9,2% [15].
И. Н. Фридляндер, В. А. Константинов и Н. И. Зайцева [16]
показали, что при скоростях охлаждения 60—80 град!сек содер¬
жание марганца в твердом растворе составляет около 3%.
Образующийся в процессе кристаллизации пересыщенный
твердый раствор по марганцу при последующих нагревах в об¬
ласти температур 450—500° С распадается, так как эти темпера¬
туры соответствуют температурам отпуска для сплавов системы
А1—Мп.
В работах ПО, 17, с. 7—59] показано, что в процессе прессо¬
вания при температурах 400—450° С и дополнительным нагревом,
имеющим место в результате деформации, создаются условия
выделения дисперсных частиц марганцовистых фаз. Эти частички,
по мнению авторов [10, 17, с. 7—59], выделяются при прессо¬
вании по плоскостям скольжения, а также по границам зерен и
при наличии текстуры деформации обусловливают повышение
прочностных свойств прессованных полуфабрикатов, особенно
в продольном направлении (явление прессэффекта).
При холодной деформации границы зерен разрушаются и при
нагревах происходит интенсивная коагуляция марганцовистых
фаз, ранее выпавших из твердого раствора, и рекристаллизация.
В результате резко снижаются прочностные свойства прессован¬
ных полуфабрикатов (потеря лрессэффекта).
По данным зарубежных и отечественных авторов І15, 18],
пересыщенные твердые растворы при быстрых скоростях кристал¬
лизации образуют также сплавы А1—Cr, А1—Zr, At—V и другие,
имеющие диаграмму состояния, подобную сплавам А!—Мп.
За последние годы весьма детально был изучен процесс рас¬
пада твердых растворов сплавов А1—Мп и At—Cr. Л. М. Буро¬
вым [19]. С помощью рентгенографического метода показано,
что распад твердых растворов сплавов А1—Мп и At—Сг, закри¬
сталлизовавшихся при скоростях 4000—5000 град/сек, имеет двух¬
фазный характер. Об этом свидетельствовали размытие интер¬
ференционных рентгеновских линий пересыщенного твердого
раствора и появление линий обедненного твердого рас¬
твора.
В результате определения энергии активации было показано
[20], что сплавы А1—Мп и А1—Сг отличаются повышенными си¬
лами межатомных связей по сравнению со сплавами At—Mg
и At—Си. Если для сплавов систем At—Mg и А1—Си энергия акти¬
вации (Q) составляет соответственно 25 000 и 18 700 кал!моль,
то для сплавов системы А1—Мп она равна 38 000—42 000 кал!моль,
а для сплавов системы At—Сг — 55 000 кал!моль. Очевидно этим
фактором можно объяснить повышенную жаропрочность фаз,
3 Алюминиевые сплавы	33

содержащих марганец 121, 22], а также положительное влияние
добавок марганца и хрома на жаропрочность ряда сложных
алюминиевых сплавов [23].
Влияние железа и кремния на структуру
и свойства сплавов системы А1—Мп
Присутствие железа и кремния в значительной степени из¬
меняет структуру и механические свойства сплавов системы
Al-Mn.
Железо и кремний снижают растворимость марганца в твер¬
дом алюминии.
При построении кривой растворимости марганца в твердой
алюминии различными исследователями были получены значи¬
тельные расхождения вследствие применения алюминия различ¬
ной чистоты:
Литературный источник г • - • 124]	[25]	[26]	[27]	[28]
Растворимость, %, при:
650° С	. - . - 		 0,60	0,88	1,65	1,40	1,45
500° С	 0,15	0,10	0,35	0,35	0,35
Низкие значения растворимости марганца в алюминии, полу¬
ченные Е. Диксом, Кейсом, М, Боссхардоы, были объяснены,
тем, что сплавы содержали значительные концентрации железа.
На основании этих результатов было принято, что снижение
растворимости марганца в алюминии связано с присутствием при¬
месей железа.
Однако В. А. Ливанов и В. М. Воздвиженский [28] показали,
что примеси кремния еще в большей степени, чем железо, снижают
растворимость марганца в алюминии (табл. 3).
Так, при содержании 0,7% Si независимо от концентрации же¬
леза растворимость марганца при температуре 500е С практически
ничтожна.
Присутствие в сплавах системы А1—Мп одного железа резко
снижает технологическую пластичность при обработке давлением,
ТАБЛИЦА 9
РАСТВОРИМОСТЬ МАРГАНЦА В АЛЮМИНИИ
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ СОДЕРЖАНИЯ ЖЕЛЕЗА И КРЕМНИЯ
Содержание, %
Растворимость Мп,
%, и твердой раство¬
ре при температуре, вС
Содержание, %
Растворимость Мл,
%, в твердом растворе
при температуре, *С
Ре |
Si
500 |
650
Fe
S1
500
650
0,002
0,002
0,40
1,40
0,60
0,70
0,05
0,40
0.020
0,020
0,40
1,20
0,65
0,10
0,30
0,70
0,10
0,10
0,40
0,90
Г
0,65
0,05
0,60
0,25
0,25
0,35
0,75
34

а также уменьшает относительное удлинение и сужение попереч¬
ного сечения 1291,
Железо связывается марганцем с образованием грубых первич¬
ных кристаллов тройной фазы FeMnAl,, резко снижающих пла¬
стичность сплава. На образование кристаллов тройной фазы
FeMnAl, в системе А1—Mn— Fe в результате растворения железа
в соединении МпА1в и марганца
в соединения FeAla указывали X. Га-
неман и А. Шредер [30J.
При одновременном введении
кремния и железа в сплав АМц
возможность образования кристал¬
лов фазы FeMnAl, уменьшается, как
было еще показано в работе С. М. Во¬
ронова и Л. А. Церериной .[29).
Согласно исследованиям [311, при
наличии кремния п железа в сплавах
системы А1—Мл предпочтительно об¬
разуется тройная фаза Т {AI10Mn2Si)j
кристаллизующаяся в виде мелких
кристаллов кубической формы.
По данным работы [31 ], при сов¬
местном содержании железа, крем¬
ния в сплаве системы А1—Мп может
образоваться четверная фаза »А1
(MnFe)Si, которая при кристалли¬
зации не образует грубых форм.
Влияние содержания железа п кремния на механические свой¬
ства сплава АМц приведено на рис.. 7 [4 ] ив табл. 4 [28, с. 651,
С увеличением содержания железа н кремния повышается
пластичность сплава АМц и уменьшается размер зерна.
с
Рис. 7. Влияние железа и крем¬
ния на механические свойства
сплава АМц с 1,2% Мл [41:
а — 0,23% 51; 6 - 0,4% SI
ТАБЛИЦА 4
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА АМц В ОТОЖЖЕННОМ
СОСТОЯНИИ (ТЕМПЕРАТУРА ОТЖИГА 350* С И SOO" С)
ПРИ РАЗЛИЧНОМ СОДЕРЖАНИИ ЖЕЛЕЗА И КРЕМНИЯ
Содержание
ПримссеЛ, %
350* С
.600* С
F*
51
кГ/мм*
в
%
одеїжа
верка
КГ/.11ІІ»
в
%
оценка
верпа
0,15
0,20
15,5
9
Очень
крупное
11,5
18
Среднее
0,15
0,80
13,5
18
Среднее 1
14,5
18
»
0.80 .
0,20
12,5
24
* 1
12,0
24
Мелкое
3*
33

Влияние марганца на рекристаллизацию
Марганец оказывает существенное влияние на процесс рекри¬
сталлизации алюминиевых сплавов. Во-первых, марганец играет
роль антирекристаллизатора, затрудняющего процесс рекристал¬
лизации и приводит к повышению температуры рекристаллизации.
Во-вторых, на конечной стадии рекристаллизации марганец замет¬
но измельчает рекристаллизованное зерно.
Среди многочисленных зарубежных исследований, посвящен¬
ных изучению этого вопроса, следует указать работу В. Бун-
гардта и Е. Оссвальда, выполненную еще в 1940 г. [32]. Авторы
*50
*
!375
| 350
%
3 325
300
275
1
1
~у
И
_
Г
N
1
>
X-
0 .
f g-
J
-0-1
о— *
:1,
-О
п
к 1 /
X м
И"
7*
Тс
ж
д
/
f
'с?'
Т—
ЯГ
-o'
f
г і -і
У
•
- -.
8,2 Ц 88 0,8 ffl 1,2 1,4 1,8 1,8 2J6 2,2 2,4
Содержание Мпч % (по массе)
Рис, 8, Зависимость температуры рекристаллизации
от содержания марганца [28];
	—колец рекристаллизации;— — — начало рекристал¬
лизации; / — чистейшие сплавы; 2 — сплавы технической чистоты
установили, что наиболее сильное повышение температуры на¬
чала и конца рекристаллизации алюминия (99,9%) наблюдается
при малых концентрациях марганца — порядка 0,15—0,2%. При
дальнейшем повышении содержания марганца, вплоть до 1,37%,
температура рекристаллизации практически не изменяется, а
при концентрациях 1,54% Мп она заметно снижается [32].
Аналогичные данные по влиянию марганца на температуру
рекристаллизации нелегированного алюминия получены В. И. Ела¬
гиным [9, с. 281.
В работе В. И. Ливанова и В. М. Воздвиженского [28] было
исследовано влияние марганца на температуру рекристаллиза¬
ции алюминия различной чистоты. Авторы показали, что темпе¬
ратура рекристаллизации чистейших сплавов системы А1—Мп
изменяется по кривой с двумя максимумами (рис. 8). Первый
максимум отмечен при содержании 0,2% Мп, второй — при
1,1—1,2% Мп.
В сплавах системы А1 — Мп, изготовленных из технического
алюминия, температура рекристаллизации изменяется аналогично
39

чистейшим сплавам, но максимум смещен в сторону меньших
концентраций марганца, что согласуется со снижением раство¬
римости марганца в твердом растворе в присутствии примесей
железа н кремния.
Величина рекристаллизованного зерна чистейших сплавов
А1—Мл меняется аналогично изменению температуры конца ре¬
кристаллизации 128]. Наиболее крупное зерно образуется в спла¬
вах с максимальным интервалом температуры рекристаллиза¬
ция, т. е. при концентрациях, отвечающих максимумам, а именно,
при 0,2% н 1,1% Мп.
При переходе на непрерывный метод литья слитков была об¬
наружена сильная склонность к образованию крупного зерна на
холоднокатаных листах из сплава АМц. Были проведены серьезные
исследования,, которые установили природу образования круп¬
ного зерна на листах из сплава АМц.
С. М. Воронов, В. И. Елагин, Т. А. Власова [17, 30 J, В. А. Ли¬
ванов [28, с. 65] и другие показали, что основная причина появ¬
ления крупнозернистой структуры — повышенные скорости ох¬
лаждения при литье слитков, благодаря чему имеет место резко
выраженная внутридендрнтная ликвация литого зерна (обога¬
щение по марганцу периферийной и обеднение центральной части
зерна), вследствие чего последующая деформация осуществляется
весьма неравномерно. Это приводит к расширению интервала
температур между началом и концом рекристаллизации, а следо¬
вательно, к образованию крупного зерна.
Добавки железа и кремния резко измельчают зерно сплавов
А1—Мп. С одной стороны, железо и кремний сильно снижают
растворимость марганца в твердом растворе и тем самым умень¬
шают внутридендритиую ликвацию. С другой стороны, эти эле¬
менты ускоряют распад пересыщенного твердого раствора по мар¬
ганцу при температурах 400—500е С, отвечающих температурам
горячен деформации [28, с. 65]. Образующиеся дисперсные ча¬
стицы марганцовистых фаз действуют как центры рекристалли¬
зации и способствуют образованию мелкозернистой струк¬
туры.
В работе показано [17, с. 128], что весьма благоприятное
влияние на измельчение зерна сплавов системы А1—Мп оказы¬
вают добавки титана особенно при наличии примесей железа.
Титан в отличие от марганца ликвирует в противоположном на¬
правлении. Титан обогащает центр ветви дендрита и тем самым
уменьшает разность концентраций твердого раствора менаду
центром и периферией литого зерна.
Весьма эффективный метод по борьбе с крупнокристалличе¬
ской структурой на холоднокатаных листах из сплава АМц —
применение высокотемпературной гомогенизации слитков при
600—630° С. В результате такого нагрева происходит частичный
распад твердого раствора, а также в результате диффузии устра¬
няется внутридендрнтная ликвация марганца в литом зерне.
37

О положительном влиянии высокотемпературной гомогени¬
зации слитков на структуру сплавов системы А1—Мп свидетель¬
ствуют данные работы 117, с. 1281. Гомогенизация при 600° С
приводит к снижению температуры рекристаллизации и измель¬
чению зерна сплавов А1—Мп (табл. 5).
ТАБЛИЦА 5
ИЗМЕНЕНИЕ ЧИСЛА ЗЕРЕН НА ОТОЖЖЕННЫХ ЛИСТАХ
ИЗ СПЛАВА А1— Мп В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ГОМОГЕНИЗАЦИИ
И СТЕПЕНИ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ
(ОТЖИГ ПРИ 500° С В ТЕЧЕНИЕ I ч [17, с. 125])
Степень
холодноЛ
деформации
%
Число зерен на 1 ли* листов
І Степень
холодноА
деформации
%
Число зерен на 1 ли* листов
без гомоге¬
низации
с гомогени¬
зацией при ]
600е с • 1
бел гомоге¬
низации
с гомогени¬
зацией л pH
600е С
60
20—30
15—250
90
40—50
400—700
70
20—30
300-600
95
100—150
400—700
80
30-60
400—700
Увеличение степени холодной деформации способствует из¬
мельчению зерна холоднокатаных листов, особенно сильно из¬
мельчается зерно при применении высокотемпературной гомоге¬
низации слитков.
Механические свойства
Изменение механических свойств сплавов системы А1—Мп
приведено на рис. 9. Независимо от вида термической обработки
добавки марганца вплоть до концентрации, близкой к предельной
Рис. 9. Изменение механических свойств сплавов AI—Мл после различной
термической обработки [33]:
/ — отжиг; 2 — закалка; 3 — естественное старение; 4 — искусственное старений
его растворимости, повышают предел прочности. Относительное
удлинение увеличивается и образует максимум при концентра¬
ции 0,8% Мп.
38

Возрастание содержания марганца повышает также длитель¬
ную прочность [33],
Механические свойства сплава АМц зависят от температуры
горячей прокатки. Уменьшение температуры прокатгш увеличи¬
вает предел прочности и снижает относительное удлинение как
в горячекатаном, так и холоднокатаном и отожженном состояниях
(табл, 6) [281.
ТАБЛИЦА 6
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ГОРЯЧЕЙ ПРОКАТКИ
(4в0 — Б00 и 3CQ—300° С) НА МЕХАНИЧЕСКИЕ
СВОЙСТВА ЛИСТОВ ИЗ СПЛАВА АМц В ГОРЯЧЕКАТАНОМ
И В ОТОЖЖЕН НОМ СОСТОЯНИИ ПОСЛЕ ХОЛОДНОЙ ПРОКАТКИ
480—500° С
350—380* С
Состояние
і
а« 1
кГ/.«и<* 1
*
"в
кГ/.ад»
б
%
Горячекатаное
15,?
19,3
20,4
12,7
Отожженное (после хо¬
лодной прокатки, обжа¬
тие 80%) при температу¬
ре, °С;
350
11,0
21,0
20,0
9,0
400 . # .
11,0
22т0
16,0
12,0
500
11,0
23,0
13,0
19,0
Механические свойства листов из сплавов АМц приведены
в табл. 7.
Типичные механические и электрическпе свойства полосы
толщиной 10 мм из сплава АМц1 следующие:
ай, кГ/мм2 в направлении:
продольном	*•••«•	*	17
поперечном ■ • ■ - * - ■ 16,5
6, % в направления:
продольном	-	<	*	*	*	-	-	20
поперечном	♦			 21
р(20°С), om'MmVm	0,100
сс- 10_э (0—100° С), ом/град - - *	0,5
ТАБЛИЦА 7
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИСТА ТОЛЩИНОЙ 2 Л.к
ИЗ СПЛАВА АМц
Состояние листа
кГ/мм*
at>.2
кГ/мм*
“е
Отожженное . *	- . * , -
13
5
23
Полунагартованное
17
13
Ш
Нагяртованнос , . . .
22
18
5
39

Ниже приведены изменения температурного коэффициента
электросопротивления а и удельного электросопротивления р
листов из сплава АМц-1 под влиянием нагрева 134] в течение
16 ч:
Температура нагрева, “С	 Без нагрева 640	650
а* 10~3, ом/град		 0,57	1,42 1,25
р, ом'МмУм 	 0,103	0,068 0,070
Технологические свойства
Полуиагартованнае состояние полуфабрикатов в условиях
производства можно получить как из нагартованного состояния
в результате дальнейшего отпуска, так я из отожженного состоя¬
ния с применением нагартовки. Полунагартованное состояние
листов средних толщин получают из отожженного состояния
с помощью нагартовки, а тонких листов — отпуском из нагарто¬
ванного состояния.
Сплав АМц деформируется в горячем и холодном СОСТОЯНИЙ.
Листы в отожженном состоянии имеют высокую пластичность,
в лолунагартованном состоянии — среднюю, а в - нагартован-
ном — низкую. Термической обработкой сплавы АМц не упроч¬
няются. Для снятия нагартовки или повышения пластических
свойств можно применять два режима отжига: низкотемператур¬
ный и высокотемпературный. Температуры низкого отжига 200—
300° С, температуры высокого 300—500° С. Сплавы АМц хорошо
свариваются всеми видами сварки, обрабатываемость резанием
у них плохая.
Сплавы отличаются высокой коррозионной стойкостью, близ¬
кой к чистому алюминию. Коррозионная стойкость сварного шва
такая же, как и основного металла.
Сплав АМц-1 изготовляется по специальному методу, разра¬
ботанному И. Н. Фридляндером, В. Г. Головкиным и В. И. Холь-
истой; кристаллизация производится с резким охлаждением на
специальной установке, затем без отжига осуществляется холод¬
ная прокатка литых заготовок [34].
Применение
Из сплава АМц изготовляют глубокой вытяжкой малонагру-
женные изделия (сварные баки, бензо- и маслопроводы). Сплав
АМц наравне с чистым алюминием применяется в различных отрас¬
лях промышленности (строительстве, транспорте и т. д.). Радиа¬
торы для тракторов и автомашин делают из сплава АМц. Сплав
АМЩ используется только в электротехнической промышлен¬
ности для чувствительных элементов электрических тахо¬
метров.
40

3. Сплавы алюминия с магнием (магналии) 1
Алюминиевомагниевые сплавы относятся к группе термиче¬
ски неупрочняемых алюминиевых деформируемых сплавов.
В настоящее время в промышленности нашла применение боль¬
шая группа сплавов этой системы (AMrl, АМг2, АМгЗ, АМг4,
АМг5, АМгб, АМг61 и ряд других). Из них изготавливают все
виды полуфабрикатов: листы и плиты, прессованные изделия
(прутки, профили, панели, трубы), поковки и штамповки, прово¬
локу заклепочную и сварочную.
Полуфабрикаты из этих сплавов имеют относительно неболь¬
шие прочностные характеристики (по сравнению с термически
упрочняемыми сплавами), но высокую пластичность. Все они
отличаются высокой коррозионной стойкостью, в особенности
в условиях морской атмосферы, хорошо свариваются аргоно-
дуговым способом. Алюминиевомагниевые сплавы дополнительно
упрочняют холодной деформацией. По этой причине листы, трубы
(а в последнее время и некоторые виды профилей) выпускают не
только в отожженном, но и нагартованном состояниях. Холодная
деформация повышает пределы прочности и особенно резко те¬
кучести; пластичность при этом снижается. Нагартовка не умень¬
шает высокой коррозионной стойкости материала и хорошей его
свариваемости. Необходимо, однако, учитывать, что зона около
шва имеет свойства, близкие к свойствам отожженного материала.
Благодаря сочетанию хорошей свариваемости и высокой кор¬
розионной стойкости все сплавы системы алюминий — магний
широко применяются в самых различных отраслях народного
хозяйства.
Закономерности изменения свойств сплавов
системы алюминий—магний
Основные компоненты сплавов этой группы — магний и мар¬
ганец. В виде небольших добавок наиболее часто используют ти¬
тан, цирконий, хром, кремний, бериллий. Увеличение содержа¬
ния магния в сплавах типа магналий понышает пределы прочности,
особенно текучести. Наиболее интенсивный подъем наблюдается
при увеличении магния с 1 до 6%. Относительное удлинение с воз¬
растанием содержания магния до 4% несколько снижается, а
затем медленно повышается [35, с. 21]. Подобным же образом изме¬
няются параметры, определяющие технологическую пластичность
листового материала нэ этих сплавов (рис. 10).
Присутствие магния в количестве до 4,5% сохраняет высокую
коррозионную стойкость сплавов после любых нагревов. Содержа¬
ние его выше 5% может снизить сопротивляемость материала
коррозионному разрушению под напряжением при неблагоприят¬
ной термической обработке. 11 Авторы: Н, Б. Кондратьева, Ю. С Золотсревский.
41

Согласно диаграмме состояния сплавов алюминий—магний,
при температуре эвтектики (451° С) в алюминии растворяется
15,35% Mg. При понижении температуры эта растворимость умень¬
шается. Несмотря на уменьшение растворимости магния в алю¬
минии, с понижением температуры эффекта старения практически
не наблюдается. Однако, структурные изменения, протекающие
в сплавах в процессе старения, в сильной степени влияют на кор¬
розионную стойкость сплавов.
Рис. 10. Изменение технологической пластичности а сплавах типа магналий
в зависимости от содержания в них магния
Закаленные и отпущенные при низких температурах (70—
200* С) высоколегированные магмалиевые сплавы (с 5% Mg и
выше) имеют по границам зерен сплошное нитевидное выделение
p-фазы (AlsMg«), рис. 11. Такое расположение (5-фазы приво¬
дит к преимущественному ее растравливанию в присутствии элек¬
тролита, так как она более электроотрицательна, чем основной
твердый раствор а (магния в алюминии).
Чем выше температура распада твердого раствора, тем более
равномерно происходит распад p-фазы по зерну. При температу¬
рах 310—335° С образуется наиболее равномерная гетерогени-
знрованиэя структура (рис. 12). Выше температуры 240—250° С
одновременно с распадом твердого раствора происходит и частич¬
ное растворение p-фазы (А13Mg2) в твердый раствор.
42

При температурах ~-350°С и выше идет преимущественное
растворение p-фазы. Такой материал (с пересыщенным твердым
раствором) уже становится склонным к старению. Процесс старе¬
ния ускоряется при использовании
холодной деформации материала.
В сплавах, содержащих 5—7 % Mg,
нитевидного расположения р-фазы
можно избежать соблюдением опре¬
деленной термической обработки,
приводящей к равномерной гетеро-
генизации структуры 136, 37]. Для
этого необходимо материал подвер¬
гать отжигу, при котором происхо¬
дит равномерный распад p-фазы по
всему зерну (при температурах 310—
335° С). В присутствии электролита
такая структура растравливается
очень равномерно и медленно. Пра¬
вильно отожженный материал не
чувствителен к низкотемпературным
нагревам и сохраняет свою высокую
коррозионную стойкость в процессе
эксплуатации изделий.
В сплавах, содержащих 7% Mg и более, твердый раствор очень
пересыщен при нормальных температурах н даже отжиг при
310—335° С не приводит к полному его распаду. Любые нагревы
Рис. II. Нитевидное расположе¬
ние Р-фазы в высоколегирован¬
ных ыагналиевых сплавах после
закалки и старении при темпе¬
ратурах 70—200° С; травитель
9% -ны и Н3РО|. X 1000
Рис. 12. Распад р-фаэы по зерну в высоколегированных
магналиевых сплавах Мосле отжига при температурах
310—335° С; травитель 9%-нын И3Р01.Х1000;
а — настичныЛ рас її ад по границам и по зерну? 6 — р&вномгр-
II ый распад по зер и у
материала в процессе изготовления конструкции и их эксттлуата-
дни способствуют нитевидному выделению p-фазы по границам
зерен. Коррозионная стойкость такого материала высокая лишь
в закаленном состоянии.
43

На основании Изложенного, коррозионная стойкость основного
материала и сварных соединений выше у низколегированных
магналиевых сплавов (содержащих до 5% Mg).
Количество магния в сплаве влияет и на свариваемость спла¬
вов типа магналий (склонность к образованию кристаллизацион¬
ных трещин при сварке, пластичность сварных соединений,
пористость их, коррозионную стойкость и др,) [35, с. 313]).
Склонность к трещинообразованию повышается при увеличе¬
нии содержания магния от 2,5 до 4,5% (рис. 13). Однако следует
Рлс. 13. Склонность х трещинообразованию сплавов типа магналий
в зависимости от содержания в них магния
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ сил/
Основные компоненты $
Марка сплава
м*
Мп
Сг
ТІ
АМг!
0.5—1,8
1 -
АМг2 Ф Ф Ф
1.8-2,8
0,2-0,6
—
-—
АМгЗ 			 . ►
3,2—3,8
0,3—0.6
—
(АМгЗХ) *
(2.8-3,В)
(0,4—0,7)
<Мп4Сг=
=0,б-s-0,8)
(0,05—0,25)
(0,02-0,1)
АМг4
3,8-4,8
0,5—0,8
0,05—0,25
0,02—0,1
АМг5
4,8—5,8
0,5—0,8
—
0,02—0,1
АМгбП (для заклепок) . , ♦
4,7-5,7
0,2—0.6
—
—
АМгС
5.8—6,8
0.5-0,8
—
0,02—0,1
АМгбІ	. .
5,5—6,5
0,8—1,1
0,02-0, IZr
* Полуфабрикаты из сплаве АМгЗХ по споим сьоЛстиям идентичны полуфабрикатам
месть, коррозионную стойкость сплаод, механические слоЛства практически одинаковые.
44

отметить что даже самое высокое значение коэффициента треідинО-
обраэования К не превышает 15%. При более низком и высоком
содержании магния К значительно ниже (~3—6%), По этой при¬
чине для повышения сопротивляемости материала образованию
горячих трещин при сварке в сплавы АМгЗ, АМг4 вводят специаль¬
ные присадки (Si, Cr, Ті, Zr), а сплав АМг2 рекомендуют свари-
ОАСг 0,2Сг ОЛ?
СплаВы
Рис. 14. Влияние присадок марганца, хрома, кремния, циркония на
склонность к трещинообразованию магиалиевых сплавов (основа
А1 —1~ 4,3% Mg, проволока состава основного материала):
/ — разрушен нс по іиьуі 2 — разрушение по зоне сплавлення
BOB ТИПА МАГНАЛИЙ
ТАБЛИЦА *
Прнмесл, % {не более)
Si
в.
Си
Zn
Fe
SI
0,01
0.05
0,05
—
—
0.1
0,2
0.4
0.4
—
0,05
0.2
0,5
—
(0,0001-0 005)
(0,05)
(0.2)
(0.4)
(о"д)
0,0001—0,005
0,05
0,2
0,4
0,4
—*
0,0001—0,005
0,05
0,2
0,4
0,4
—•
0,0001—0,005
0,1
0,2
0,4
0,4
0,0001—0,005
0,1
0,2
0,4
0,4
0,0001-0,005
0,05
0,2
0,2
0,2
сплава АМгЗ. Прнсодкл хрома вместо креки к я позволяет сохранить хорошую свярнвас-
45

Ьать Присадочной проволокой марки АМгЗ (со специальной при¬
садкой кремния).
Прочностные характеристики сварных соединений повы¬
шаются, а пластичность снижается с увеличением содержания
магния в сплаве. Пористость сварных соединений, соответственно,
возрастает с увеличением содержания магния в сплавах.
Присадки марганца и хрома повышают прочностные характе¬
ристики основного материала и сварных соединений. Увеличи¬
вается также сопротивляемость материала образованию горячих
трещин при сварке (минимальное значение К при 0,8% Мп)
(рис. 14) и коррозионному разрушению под напряжением. Пла¬
стичность остается практически без изменения {38, 39}.
Титан и цирконий измельчают литую структуру сплава, спо¬
собствуя образованию более плотного сварного шва. Цирконий,
кроме измельчения структуры, изменяет форму кристаллизации
вторых фаз, делая их более округлой. Оба эти компонента не¬
сколько повышают сопротивляемость материала горячим трещи¬
нам при кристаллизации.
Небольшие добавки цинка к высоколегированным сплавам
типа магналий повышают их прочностные характеристики на
—1—2 кПмм*. Совместная присадка цинка с хромом, помимо по¬
вышения прочности к текучести, несколько улучшает коррозион¬
ную стойкость материала под напряжением. Свариваемость ма¬
териала остается хорошей. Большее содержание цинка в этих
сплавах ставит их в группу термически упрочняемых спла¬
вов.
Бериллии предохраняет сплавы (особено это важно для вы¬
соколегированных магналиев) от окисления их в процессах плавки,
литья, сварки, а также при технологических нагревах под про¬
катку, штамповку, прессование и др. *1401. Благодаря сочетанию
указанных выше свойств (высокая коррозионная стойкость, хо¬
рошая свариваемость и сравнительно высокие механические свой¬
ства в отожженном состоянии) в ГОСТ 4784—65 вошли семь спла¬
вов типа магналий (табл. 8).
Промышленные сплавы типа магналий
Все вошедшие в ГОСТ сплавы нашли то или иное применение
в различных отраслях промышленности. Наиболее легированные
из них (начиная со сплава АМг4) составляют непрерывный ряд.
Существование непрерывного ряда сплавов позволяет, как пра¬
вило, не иметь брака по химическому составу (по магнию) на
металлургических заводах. Известны и другие сплавы типа магна¬
лий, например сплав АМг61, который нашел широкое примене¬
ние в судостроении.
Сплав АМг! приготавливают на чистейшем алюминии и пред¬
назначают для изделий с высокой отражательной способностью
и хорошего декоративного вида. Листы из сплава можно исполь-
46

зовать в отожженном, полунагартованном и нагартованном состоя¬
ниях.
Сплавы АМг2 и АМгЗ применяют для сварных слабо нагружен¬
ных конструкций, от которых требуется хорошая технологиче¬
ская пластичность н высокая коррозионная стойкость. Полуфабри¬
каты из сплавов АМг2 н АМгЗ хорошо свариваются аргоно-ду¬
говым способом н применением в качестве присадочного материала
проволоки состава ДМгЗ. Листы н трубы из этих сплавов можно
изготавливать как в отожженном, полунагартованном, так и на¬
гартованном состояниях.
Сплавы АМг4, АМг5 и АМгб относятся к наиболее прочным
сплавам системы алюминий—магний (табл. 9). Они характери¬
зуются высокой технологической пластичностью, хотя и быстро
нагартовываются, а также относительно высокими пределом
прочности н текучести (по сравнению с другими алюминиевыми
сплавами в отожженном состоянии).
тавлица f
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИСТОВ (8 = 2 .«л)
В ОТОЖЖЕННОМ СОСТОЯНИИ (МИНИМАЛЬНЫЕ)
Марк*
сплава
°в
кГ/ммг
кГ/ли*
«.1
Марка
сплава
V
кГ/лсч*
*Vi
кГ/хч*
о
1 **
AMrl
8,0—
2,5- j
30—25 I
АА1г5
28,0
15,0
15,0
|
14,0
5,0
к
АМг2 і
17,0
8,0
1б5о 5
АМгб
32.0
16,0
15,0
АМгЗ
20,0
10,0 I
15,0 1
АМгб!
34,0
18,0
12,0
АМг4
25,0
12,0
15,0
Листы из сплавов АМг4, АМг5 и АМгб можно изготавливать
в отожженном к нагартованном состояниях, сохраняя при этом
высокие коррозионные свойства и хорошую свариваемость.
Сплав' АМг4 — наиболее коррозиоиностойкнй среди высоколе¬
гированных сплавов, практически не чувствителен к режимам
промежуточных и окончательных отжигов и низкотемператур¬
ным нагревам в процессе эксплуатации л технологии изготовле¬
ния изделий.
Годовые испытания образцов из сплава АМг4 в условиях Чер¬
ного моря под напряжением (0,9 от сгоа основного материала),
без каких-либо лакокрасочных покрытий не привели к разруше¬
нию. Образцы имели совершенно незначительные потери проч¬
ности и относительного удлинения (4—9%).
Применяя различную степень нагартовки листов из сплавов
АМгб, АМгбІ, можно получить разные механические свойства
(табл. ДО, рис. 15). Деформация на 30—40% резко повышает проч¬
ностные характеристики листового материала, но значительно
снижает пластичность [41].
47

Для частичного восстановления ее рекомендуют отпуск при
температуре 90* С в течение 10 ч, который позволяет несколько
восстановить технологические свойства материала.
Степень хшдиай деформации, %
Рис. 15. Механические свойства спла¬
ва АМгб в зависимости от степени
нагартооки
Учитывая возможное сниже¬
ние коррозионной стойкости
сплавов от неправильной тер¬
мической обработки, необходи¬
мо при изготовлении полуфаб¬
рикатов из высоколегирован¬
ных магналиевых сплавов
соблюдать ряд предосторожно¬
стей. Все они сводятся к тому,
что нельзя допускать состарен¬
ного состояния твердого рас¬
твора. Так, например, при про¬
изводстве листового материала,
труб необходимо проводить:
1) обязательный отжиг горя¬
чекатаного листового матери¬
ала перед его холодной де¬
формацией при температурах
325—350° С;
2)	окончательный и промежуточные отжиги, особенно перед
последней холодной нагартовкой, надо проводить при температу¬
рах 310-335° С.
Выполнение этих основных параметров технологии позволяет
выпускать из сплава АМгб листовой материал, в том числе и на-
гартсванный, с высокой коррозионной стойкостью 142].
ТАБЛИЦА 10
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИСТОВ (в = 2 мм)
ИЗ СПЛАВА АМгв С РАЗЛИЧНОЙ НАГАРТОВКОЙ
Состояние
кГ/ма*
кГ/мм*
в
%
Отожженное
34,0
18,0
20,0
Нага ртов а иное:
42,0
30,0
12,5
на 20%
» 30%
43,5
34,5
11,5
> 30% и отпущенное при 90е С
в течение Ю ч . . ,
42,5
31,5
13,0
на 40%
47,5
40,0
7,0
» 40% н отпущенное при 90° С
в течение Ю ч
45,0
35,0
12,5
Нагартоваинос на 40% и отпущенное
лрн 90е С. Ю ч (АМгб + Сг 4- Zn)
48,0
37,0
11,5
48

Влияние примесей на свойства сплавов
системы алюминий-магний
Имеющиеся в литературе сведения о влиянии примесей на ме¬
ханические свойства относятся главным образом к литейным алю¬
миниевомагниевым сплавам. Было изучено влияние железа и крем¬
ния на свойства литейных алюминневомагниевых сплавов (от 0 до
16% Mg) и отмечено, что даже незначительные количества этих
примесей отрицательно влияют на свойства сплава [431.
Кремний в количествах от 0,2 до 2% снижает механические
свойства, в особенности относительное удлинение. Железо умень¬
шает не только механические свойства, но ухудшает коррозион¬
ную стойкость сплава, что особенно резко проявляется в присут¬
ствии марганца [44].
Влияние примесей железа н кремния на механические свойства
литейного сплава с содержанием 10,5% Mg было изучено в ра¬
боте [40]. Содержание железа изменялось в пределах 0,1—0,75%,
кремния в пределах 0,1—0,5%.
Были получены следующие результаты:
1)	при низких содержаниях кремния (около 0,1%) железо
в количествах до 0,75% очень незначительно влияет на предел
прочности;
2)	при высоких содержаниях кремния (около 0,5%) железо
(до 0,5%) повышает предел прочности и относительное удли¬
нение;
3)	при всех содержаниях железа повышение содержания крем¬
ния до 0,5% резко снижает предел прочности и относительное удли¬
нение сплава.
В работе С. М. Воронова1 сообщается, что примеси железа и
кремния отрицательно действуют на свойства алюминневомагние-
вых деформируемых сплавов. Поэтому желательно, чтобы их со¬
держание не превышало 0,5—0,6%.
Многие исследователи отмечают существенное влияние при¬
месей на технологические свойства деформируемых алюминиево-
магниевых сплавов, в особенности на пластичность при горячей
и холодной обработке давлением.
Так, по данным Габндуллина Р. Н. и др., горячие трещины
образуются на плоских слитках сплавов АМг5В и АМгб при по¬
вышенном содержании железа и кремния. Была установлена не¬
обходимость превышения количества железа по сравнению с содер¬
жанием кремния (Fe/Si > 1).
В. А. Ливанов указывает на отрицательное влияние примесей
на пластичность при горячей и холодной прокатке: с увеличением
железа н кремния усиливалось растрескивание кромок листов.
По данным автора, кремний ухудшает пластичность при прокатке
в большей степени, чем железо.
1 Воронов С. М. в др. Авиапромышленность, 1937, № 2, с. 29—38.
4 Алюмннпслые сплавы
49

Добавка кремния в сплав АМгб в количестве 0,3% несколько
снижает прочностные характеристики при заметном снижении
удлинения и технологической пластичности. Сплав АМгб с добав¬
кой 0,3% Si прокатывался хуже, чем сплав без кремния при том же
содержании магния. При прокатке слитки с повышенным содер¬
жанием кремния часто разрушаются при первых проходах [5].
Однако присадка кремния улучшает свариваемость сплава АМгЗ,
поэтому в этот сплав добавляют 0,5—0,8% Si.
Примеси меди и железа снижают коррозионную стойкость алга-
мнниевомагниевых сплавов. Авторы данного раздела исследовали
влияние добавок от следов до 0,5% Си, а также 0,3 % Fe и 0,15 %Si на
коррозионную стойкость сплава системы А1—Mg,
Сплав исследовали в трех состояниях: 1) закаленные в воде
после 2-ч отжига при температуре 380е С (гомогенизация); 2) охла¬
жденные на воздухе после отжига при той же температуре (слабая
гетерогеннзацня); 3) охлаждешше на воздухе с последующим 2-ч
отжигом при температуре 250° С (гетерогенизация).
Определив механические свойства после коррозионных испы¬
таний (3% NaCl -)-0,1% Н*Оа при переменном погружении) не¬
которые авторы пришли к выводу, что медь отрицательно влияет
на свойства сплава.
Способы повышения прочностных характеристик
полуфабрикатов из сплавов типа магналий
Одним из способов повышения прочностных характеристик
сплавов типа магналий является деформация. Большое значение
имеет нагартовка листового материала 17]. Такой способ упроч¬
нения в настоящее время сравнительно широко применяется в про¬
мышленности. Листы из сплава АМгб используются с 20, 30 и
40%-ной нзгартовкой. Сплав с наибольшей иагартовкой имеет
предел прочности ~46 кПмм3. Свариваемость такого листового
материала хорошая.
Коррозионная стойкость нагартовакиых листов вполне удовле¬
творительная. Однако она несколько понижается при высоких
степенях кагзртоБки, но остается на достаточно высоком уровне.
Для сохранения высокой сопротивляемости материала корро¬
зионному разрушению под напряжением целесообразно вводить
в сплав добавки 0,2% Сг и 0,7% Zn, особенно если предполагается
изготовить листовой материал с большой степенью нага ртов кн.
Введение повышенного содержания марганца (0,8—1,1%) —
второй способ повышения прочности этой группы сплавов, помимо
магартовки. Ряд исследований, проведенных в последние годы
(работа, проведенная Золоторевским), показал, что легирование
алюминиевых сплавов марганцем позволяет в некоторой степени
повысить прочностные характеристики алюминиевых сплавов.
Известно, что присадка марганца (хрома, циркония и др.) вы¬
зывает явление прессэффехта (повышения прочностных характери-
69

стик в горячейрессованном материале). Явление прессэффекта
было подробно изучено главным образом на алюминиевых сплавах,
упрочняемых термической обработкой [12, 13].
Величина прессэффекта зависит и от технологических пара¬
метров горячей обработки давлением, термической обработки слит¬
ков, полуфабрикатов и т, д.
Учитывая, что алюминиевые сплавы не упрочняются термиче¬
ской обработкой, технологические параметры изготовления полу¬
фабрикатов играют очень большую роль в проявлении прессэф¬
фекта в сплавах этого типа.
Прирост прочности на горячеде-
формнрованном материале по сравне¬
нию с прочностью холоднокатаных
листов зависит от присутствия в спла¬
вах типа магналий марганца. Влия¬
ние марганца (0,5—1,2%) на свойст¬
ва сплавов этого типа было подробно
изучено на сплавах алюминия с 5—
6% магния (АМг61) [11].
Наряду с изучением механиче¬
ских свойств была исследована мик¬
роструктура и проведен рентгенов¬
ский анализ холоднокатаных листов
и горячепрессованных прутков из
указанного сплава. Рассмотрение
зависимости механических свойств
прессованных прутков от содержания
в сплаве марганца (ряс. 16) пока¬
зывает, что при изменении содержа¬
ния марганца от 0 до 1 % прочност¬
ные характеристики возрастают на
12—15 кПммг, в то время как
у горячекатаного материала этот
прирост равен 4—5 кГ/мм2. Это указывает на наличие значи¬
тельного прессэффекта у алюминиевомагниевых сплавов, легиро¬
ванных марганцем, в горячепрессованном состоянии.
Проявление прессэффекта в прутках при увеличении содержа¬
ния марганца обусловлено значительными структурными измене¬
ниями. При отсутствии в сплаве с 6% Mg присадки марганца ми¬
кроструктура прессованных прутков характеризуется относи¬
тельно крупным, равноосным зерном (рис. 17, а). Введение в сплав
около 0,6% марганца (рис. 17, б) приводит к измельчению зерна
и при содержаниях марганца более 1,096 (рис. 17, в) микрострук¬
тура характеризуется резко вытянутой в направлении прессова¬
ния строчечиостыо с сильно измельченным зерном.
В горячекатаном материале аналогичное повышение содержа¬
ния марганца приводит лишь к увеличению степени вытянутости
зерен. Диспергирования в этом случае не наблюдается.
4*
Рис. 16, Механические свойства
прессованных прутков сплавов
типа магналий (высоколегиро¬
ванных) в зависимости от со¬
держания в них марганца:
/ — гтрссеооанные? 2 — катаные
51

Согласно соответствующим рентгенограммам, при наличии вы¬
тянутой структуры следы рекристаллизации практически исчезают
и сохраняется текстура деформации.
Существенное влияние на свойства прессованных изделий ока¬
зывает режим гомогенизации слитков (5]. Механические свой¬
ства прутков, прессованных из слитков, не проходивших гомогени-
mw
Рис. 17. Микроструктура
сплава с 6% Mg (тра-
витель 9%-ный Н3РО,).ХЗОО
зацию или гомогенизированных (430—440° С) с небольшими вы¬
держками, достаточно высоки (рис. 18, а). Увеличение длитель¬
ности и температуры гомогенизации слитков приводит к сниже¬
нию прочностных характеристик прутков, прессованных из этих
слитков. Уменьшение прочности после гомогенизации зависит от
содержания в сплаве марганца. Так, при содержании марганца
1,05% прочность прутков, прессованных из слитков, которые
гомогенизировались при температуре 460—470° (с выдержкой до
72 ч), практически не снижается. Аналогичный режим гомогени¬
зации при содержании марганца 0,8% приводит уже к заметному
падению прочности прутков.
52

Наиболее интенсивное уменьшений прочности прутков наблю¬
дается при прессовании их из слитков, гомогенизированных при
500—510° С. Длительные выдержки при этой температуре, уже
вне зависимости от содержания марганца, устраняют лрессэффект,
выдержка при гомогенизации, ч
Рис. 18. Влияние гомогенизации на мехапнческие свойства
высоколегированных магналиевых салавов:
а-430—НО” С; в — 410—J70® С; »_ 600—510* С
при этом относительное удлинение возрастает в два раза но сравне¬
нию с прутками, прессованными из слитков без гомогенизации.
Микроструктура прутков, прессованных из слитков с содержа¬
нием 1 % Мп, не проходивших гомогенизацию или гомогенизиро¬
ванные при температурах менее 500° С, характеризуется
весьма мелким зерном (рис. 19, а), свойственным состоянию пресс-
эффекта. Прутки этого же состава, но прессованные из слитков,
53

Гомогенизированных при температуре 500—5106 С, имеют крупное
практически равноосное зерно (рис. 19, в). При содержании мар¬
ганца 0,89» укрупнение зерна и завершение процессов рекристал¬
лизации наблюдается у прутков, длительно гомогенизирован¬
ных при температуре 460—470° С (рис. 19, б).
Существенное влияние на прессэффект исследуемых сплавов
оказывает степень горячей деформации при прессовании. Заметное
повышение прочности наблюдается уже при незначительных сте¬
пенях деформации, порядка 70%. Однако при этом относительное
удлинение прутков практически сохраняется на уровне литого
металла, а структура характеризуется неравномерной величиной
Рис. 19. Влияние гомогенизации на микроструктуру сплавов. ХЗОО
зерна. Наилучшее сочетание прочностных и пластических свойств
наблюдается при степени деформации в пределах 80—95%. Уве¬
личение степени деформации свыше 95% устраняет диспергиро¬
ванную структуру, зерна укрупняются и соответственно сни¬
жается прочность н повышается пластичность прессованного ме¬
талла.
Полученные зависимости механических свойств и структуры
прутков были сопоставлены с аналогичными зависимостями у про¬
филей, изготовленных в производственных условиях. При этом
получена удовлетворительная сходимость результатов.
Нагрев прессованных изделий до температуры 500° С в тече¬
ние 1 ч также практически не снижает их прочность (рис. 20, 21).
II только часовая выдержка при температуре 550° С устраняет
прессэффект. Снижение прочности связано с протеканием собира¬
тельной рекристаллизации. Судя по микроструктуре (см. рис. 19),
после такого отжига наблюдается значительный рост зерна.
Опыты по отпуску исследуемого сплава (АМг61) при темпера¬
турах 100—250° С с выдержками от 3 до 150 ч позволили выявить
заметное влияние величины исходного зерна на кинетику выделе¬
ния (1-фазы. Наиболее четко наблюдается это при исследовании
микроструктуры в электронном микроскопе.
54

Так, выдержка в течение 100 ч при температуре 200° С приводит
к значительной степени распада твердого раствора магния в алю¬
минии в прессованном металле с исходной диспергированной струк¬
турой. При этом наблюдается коагуляция p-фазы, приводящая
Температура отжига ^ °С
Рис, 20, Механические свойства прутков в зависимости
от температуры отжига:
/ — пресссшллиде; 2 — катаные
к разрыву сетки пограничных выделений 1141. В горячекатаном
металле с другой исходной структурой длительная выдержка
(150 ч) при температуре 200°С не дает такой степени распада
(сетка пограничных выделений сохраняется).
Рис. 21. Зависимость структуры прутков от температуры отжига:
о— 450“ С; 5 — 600'С; < — 560“ С,
Проведенные исследования прессэффекта и влияния на него
технологических параметров дали возможность рассмотреть его
природу применительно х алюминиевомагниевым сплавам
С "—6% Mg,
63

Прессэффект в алюминиевомагниевых сплавах проявляется
при содержаниях марганца 0,8% и выше непосредственно после
изготовления изделий горячим прессованием. Основной признак
прессэффекта — наличие нерекристаллизованной, диспергиро¬
ванной структуры.
Однако для получения прессэффекта в алюминиевых сплавах
недостаточно повысить содержание марганца. Наличие пресс¬
эффекта и структурных признаков, сопутствующих ему, зависит
также от технологических параметров при изготовлении прессо¬
ванных изделий. Прессэффект имеет место лишь в таких случаях,
когда марганец либо находится в пересыщенном твердом растворе,
образовавшемся при кристаллизации слитков,, либо при неболь¬
шой степени распада этого твердого раствора. Только в этом случае
температура рекристаллизации превышает температуру горячей
деформации и может быть получено диспергированное зерно с соот¬
ветствующей высокой прочностью. Технологические параметры,
способствующие распаду пересыщенного твердого раствора мар¬
ганца в алюминии и -завершению процесса рекристаллизации
(увеличение температуры н длительности гомогенизации, повыше¬
ние температуры и степени деформации), способствуют устранению
прессэффекта.
Таким образом, повышенная прочность прессованных изделий
определяется степенью пересыщения твердого раствора марганца
в алюминии, что в свою очередь оказывает влияние на процесс
рекристаллизации и величину зерна.
ЛИТЕРАТУРА
1.	Фрндляндер И. Н. Алюминий и его сплавы. Изд-во «Знание»,
1965.
2.	Aluminium, ASM, 1967, v. 1.
3.	Л у ж й н к о в Л. П. Энциклопедический справочник машиностроения,
т. 4, Машгиз, 1950, с. 169.
4.	Altenpohl D. Aluminium und Aluminium Zegierungen, Springer-
Verlag. Berlin, 1965
5.	Blade I., Clare I., La nib H. J. Inst. Met.. 1959/60, № 88,
p. 365.
6/ L і h I F., Nachligall E. Z. Metallkunde, I960, Bd St., S. 58.
7.	Harrington R. Trans. ASM, 1949, v. 41, p. 443.
8.	Иверохова В. И. Применение рентгеновских лучей к исследованию
материалов. Машгиз, 1949.
9.	Е л а г и н В. И., Б л о к и и а Е. Ф. В сб. «Легкие сплавы н лгетоды
их обработки» (АН СССР). Изд-во «Знание», 1968, с. 28.
10.	Вороно в С, М., Елагин В. И. О природе прессэффекта в алю¬
миниевых сплавах (Труды МАТИ), вып. 23. Оборонгиз, 1954.
11.	Фркдляндер И. Н. Исследование формы роста кристаллов в за¬
висимости от скорости охлаждения. Оборонгиз 1948
12.	Ф р идя я ядер И. Н. ДАН СССР, 1955, т. 104. № 3, с. 429
р.4„194Г8?» н!?.Г2Ш	• Ш"»4 —Е. С. Заводская лабо-
14. Hofmann W. Aluminium, 1938, Bd 20, S. 865.
66

15.	Falkenbagen 0.т Н о Г ш a n fi W. Z. Metallkunde, 1952, Bd 43,
S, 69*
16.	Ф Р я д л я и д е р И. Н. и др, Журнал «Физическая химия», АН СССР,
1956,	т. XXX, вып. 7, с. 1623—1625.
17* Сборник «Алюминиевые сплавы». Оборонив, 1955.
18.	Сал л н И. Б. Физические основы формирования структуры сплавов.
Металлург издат, 1963.
19.	Б у р о в Л. М. ФММ, 1966, т. 22, вып. 1.
20.	Пол ес я А. Ф. ФММ, 1965, т. 19, с. 78.
21.	Колобнев И. Ф. Жаропрочность литейных алюминиевых сплавов,
Метяллургиздат, 1964,
22.	С в и д е р с к а я 3. А,, Туркина Н. И, Изв. АН СССР, ОТН,
Металлургия и топливо, 1964, Ns 1, с, 166—169,
23.	Романова О. А. Новый жаропрочный деформируемый алюминиевый
сплав Д20. ВИНИТИ АН СССР, 1958.
24.	D і х Е. W , Keith. Ргос, Inst. Met. Div. of Amer. Ingl. Min, Met
Eng., 1927, p. 315.
25.	В os shard M. Aluminio, 1932, v, 1, p. 361.
26.	D Ї x E., Fink WM Willey. Trans. AIME, 1933, v. 104, p. 335-
27pFahrenhorste E., Hofmann W, Metallwirischaft, 1940
Bd 19, S. 891—893.
28.	Л h в а к о в В. А.„ Воздвиженский В. М. Металловедение
и технология термической обработки (Труды МАТИ). Оборонпгз, 3958, вьш. 31,
с. 84.
29.	Воронов С. М. Йзбранные труды по легким сплавам. Оборонгиа,
1957.
30.	Н anemann Н., Schrafder A. Aluminium, 1939, Bd 21, S. 381,
3L В 0 ck I е Н., Aluminium-Arch., 1938, Bd 13.
32.	Bungardt W„ Osswald E. Z. f Metallkunde, 1940, Bd 32,
№ 11, S. 368.
33.	Лужников Л., П. Деформируемые алюминиевые сплавы для работы
при повышенных температурах. Изд-во «Металлургия», 1965.
34.	Ф р и д л я н д е р И. Н., X о л ь н о в а В. И. Металлургические
основы литья легких сплавов. Оборонгиа, 1957, с. 394.
35.	Сб. «Алюминиевые сплавы». Изд-ва «Металлургия», 1964, вып. 3.
36.	J. Inst of Metals, 1951, v, 80, p, 187—191.
37.	Sanlnier. Revue de Metallurgie, 1956, Ns 4, p. 285—297,
38.	А э б у к и н В, Г. Металловедение. Изд-во «Судостроение», 1962,
с. 12-17.
39.	Ливанов Б. А. и др. Труды МАТИ. Оборонгиз, I960, вып. 33,
с. 20-24.
40.	Sterner-Rainer, Korrosion und Metallschutz, 1940, Bd 16, Ns 7/8, S. 211—
217,
41.	Кондратьева H, Б. и др. В сб. «Алюминиевые сплавы». Изд-во
«Металлургия», 1968, вып. 5, с. 37—41.
42.	А м б а р ц у м я н С. М. л Ар. В сб. «Алюминиевые сплавы». Изд-во
«Металлургия», 1969, вып. 6, с. 38—43.
43.	В г е п п е г Р,, Р I a h е п И. Aluminium, 1940, N° 5, р. 22.
44.S І eb е 1, Voskilhier-Zeitschrift fur Metallkunde, 1940, Bd32, Ns 9, S. 109—
115-
45,	Д а и ч e и к о В. Г., З о л о т а р е в с к и и Ю., С. Металловедение.
Изд-во «Судостроение», 1962, Ns 6, с. 110—117.
46.	Р еггу m з n n Е. С. J, Inst, of Metals and Metallurgical abstracts
1951, v. 75, № 1, 2, p, 19-34.

Глава li
СПЛАВЫ ПОВЫШЕННОЙ ПЛАСТИЧНОСТИ
И КОВОЧНЫЕ СПЛАВЫ СИСТЕМ
Al-Mg-Si, А1—Mg—Si—Си’
I.	Сплавы повышенной пластичности АД31,
АДЗЗ, АД35 и А В
Общая характеристика сплавов
Сплавы системы А1—Mg—Si (АДЗІ, АДЗЗ, ЛД35 и АВ) широко
применяются в качестве конструкционных и декоративных мате*
риалов благодаря комплексу ценных свойств: хорошей коррозион¬
ной стойкости, технологичности, достаточно высокой пластичности,
способности подвергаться цветному анодированию, эмалированию
и эматолированию. Вследствие их высокой пластичности в горя¬
чем состоянии из них можно изготавливать очень сложные
по конфигурации тонкостенные полые прессованные полуфаб¬
рикаты.
Высокую пластичность имеют эти сплавы н в отожженном,
свежезакаленном и естественно состаренном состояниях, что позво¬
ляет подвергать их штамповке, вытяжке, выдавке и другим опера¬
циям со значительными степенями деформации. При этом материал
сравнительно мало упрочняется и допускает значительно большие
вытяжки, чем сплавы системы Al—Mg (АМг5 и АМгб), которые
быстро наклепываются при холодной деформации. Сплавы А1—
Mg-—Si удовлетворительно свариваются аргоно-дуговой, ролико¬
вой и точечной сваркой. Применяются они в различных отраслях
промышленности, где требуется сочетание средней прочности,
хорошей технологичности, коррозионной стойкости и декоратив¬
ного вида.
О способности сплавов системы А1—Mg—Si к упрочнению впер¬
вые стало известно в 1919—1920 гг. из рабої Нансона и Гейлер [11,
изучивших диаграмму состояния алюминиевого угла тройной си¬
стемы А1—Mg—-Si и установивших наличие в этой системе псевдо-
бинарного разреза А1—MgjSi, который делит алюминиевый угол
тройной сис.емы А1—Mg—S1 на две тройные элементарные си¬
стемы А1—MgjSi—Si и AI—Mg2Si—MgaAl8. В каждой из указан¬
ных элементарных систем алюминий образует твердые растворы
(с Si и Mg2Si, с одной стороны и с MgjSi и Mg, с другой), концен¬
трация которых уменьшается с понижением температуры. Было
установлено, что упрочняющей фазой в сплавах А1—Mg—Si яв¬
ляется силицид магния Mg2Si. Первый промышленный сплав под
* Авторы: Н. А1. Виноградова, 3. И. Старостина,
5S

маркой 51S (0,6% Mg; 1 % Si) был запатентован в J923 г. в Америке
Джеффрисом и Арчером г.
По обилию марок сплавов AI—Mg—-Si, применяемых в настоя¬
щее время в различных странах под различными наименованиями,
можно судить о широком распространении этих сплавов в промыш¬
ленности. В Советском Союзе имеется также несколько сплавов
этой системы и многочисленным рядом исследователей выполнено
большое количество интересных работ И—10 и др.1.
Закономерности изменения механических свойств и эффектов
термической обработки в зависимости от химического
состава сплавов AlMgSi
Исследование свойств сплавов А1—Mg—Si производили на ли¬
стовом материале лабораторного изготовления толщиной 1,5 мм.
Отжиг сплава осуществляли при температуре 370° С в течение
1 ч, охлаждение — вместе с печью до 150° С, далее на воздухе.
Нагрев под закалку производили при температуре 520° С в те¬
чение 20 мин, искусственное старение — при 160° С, 12 ч, время
перерыва между закалкой и старением составляло не более 15—
20 лшк.
Упрочнение сплавов А1—Mg—Si при старения находится в пря¬
мой зависимости от количества Mg2Si, перешедшего в твердый
раствор. Максимальный эффект закалки, эффект естественного и
искусственного старения и предел прочности в концентрационном
треугольнике AlMgSi имеют сплавы трехфазной области а -{-
“I-MgjSi -j-Si, находящиеся далеко за пределом максимальной
растворимости Mg2Si, в эоне_ концентраций с избытком кремния
(по сравнению с количеством,'необходимым для образования хими¬
ческого соединения MggSi) при суммарной концентрации Mg -f-
—(-Si = 2,5 — 3,5% (рис. 22, 23). Предел прочности этих сплавов
в среднем составляет 34—36 кПмм8 в искусственно и 28,5 —
29,5 кГ/мм3 в естественно состаренном состояниях.
При постоянном, содержании алюминия в сплавах А1—Mg—Si
предел прочности искусственно и естественно состаренных, а также
свежезакаленных сплавов по мере перехода от AI—Si к А1—Mg сто¬
роне растет, достигает максимума по левую сторону псевдобинар-
ного разреза AI—Mga5i, а затем непрерывно снижается к сто¬
роне А1—Mg. Роль фазы Mg «Si постепенно утрачивается и свойства
тройных сплавов AI—Mg—Si приближаются к свойствам двойных
сплавов AI—Mg, не склонных к упрочнению при термической
обработке (рис. 23, а, б, в).
В отожженном состоянии сплавы системы AI—Mg—Si (за исклю¬
чением сплавов с содержанием до 0,4% Si) имеют низкую проч¬
ность — порядка 9—11 кПммг, слабо изменяющуюся при измене¬
нии концентраций Mg и Si. У сплавов А1—Mg—Si, имеющих в своем 11 Патент США № 147273, 1923,
59

лі о,і 0,8 1,2 Ц Ji ^ 2,і	2,8	3.2 J.S *9
Мд,%
3.6.
АІ ОЛ 0.9	12	1.6	20 ?А 2,8 3,2	3.0 Мд
МдУ.
Рис. 22. Влияние магния и кремния на эффект термине^
в — па эффект заколки; б ~ ца эффект естественного старен»"^

0,4 Ofi Ц t,6 ZO 2,4	7,8	J,2 J,S Mg
&
Al ЦА 0,8	1,2	1,6	2,0	2.4	2,8	3,2	3.3 Mg
ой обработки сплавов системы Al—Mg—Si (кг/.w*3) fa, c. 16—18]:
xra аффект искусств сшюго старения; г — к а эффект лоллоіі терьшчс-
и 0 от mi
6i

M 0,4	6,8	f,2 f,S SL 2,4	2,8 Jt2 J,8 Mg
^2во°с Mg, %
3.6/
rc
00
Al 8,4	0,8 i,Z 1.6	2,0 24	2,8 J,2	3,8 Mg
—*- Mg,%
Ряс, 23. Влияние-магния и кремния па предел прочности
а — & искусственно состаренном состоя huh; б — 8 естественно соеті
жженном

SI
(кГ/мм*) сплавов А1—Mg—Si в различных состояниях І8, с. 8—12]:
ренном состоя ни и; t — в спежезекелсшюм состоянии; f ^ ц ото*
состоянии ►
63

Л1 Ob 0,8	1,2	1,6	2,0 2b 2,8 3,2~ Sfi MS
мд,%
t /0
Рис. 24. Влияние магния и хремния на пластично^6 '
м: б — а ествмаскя®
а в искусственно состаренном;
64

сплав os системы Al—Mg—Si в различных состояниях [8, с. 13—15 Її
іа реї і ном; 4 ~ в свсжезакялЕнном; г — в отожженном
5 Алюминиевые сплавы	65

составе до 0,4% Si, предел прочности повышается с увеличении
содержания магния и при 1,6—2,0% Mg достигает 15—16 кПт\
Эти тройные сплавы по своим свойствам приближаются к двойнаї
сплавам системы At—Mg (рис. 23, г). Значение относительно!*
удлинения у искусственно и естественно состаренных, а такж
свежезакалениых сплавов At—Mg—Si при переходе от бинарны!
сплавов А1—Si к сплавам трехфазной области о -f- MgjSi -{-Si
снижается, а затем вновь растет по направлению к бинарным спла¬
вам А1—Mg (рис. 24, а, б, в). У отожженных сплавов наблюдаете!
монотонное снижение удлинения по мере перехода от бинарны!
сплавов А1—Si к бинарным сплавам А1—Mg (рис. 24, г).
При постоянном содержании Mg в сплавах А1—Mg —Si пре¬
дел прочности искусственно и естественно состаренных, а также
свежезакаленных сплавов растет с увеличением содержания крем¬
ния до 1,6%, а затем практически не изменяется или даже не¬
сколько снижается к 2% Si (см. рис. 23, а, б, в). При этом следует
заметить, что чем меньше фазы Mg2Si в сплавах, тем больше про¬
рост прочности, эффект закалки и эффекты естественного и искус¬
ственного старения от избытка кремния. Так, например, у искус¬
ственно состаренного сплава с 0,63% MgaSi избыток кремния, рав¬
ный 0,6%, вызывает прирост прочности около 15 кГ1ммг, а
у сплава с 1,89% MgsSi тот же избыток кремния повышает пуч¬
ность всего на 3,5 кПлш2 (см. рис. 23, а). У отожженных спла¬
вов AI—Mg—Si, имеющих в своем составе до 0,8% Mg, увеличение
концентрации кремния до 2,0% мало оказывает влияния на вели¬
чину предела прочности, который в этом случае изменяется в пре¬
делах 8,5—11 кГ/ммя. У сплавов с содержанием t>0,8% Mg по¬
вышение концентрации кремния снижает предел прочности тем
более заметно, чем больше магния в сплавах (рис. 23, г). При по¬
стоянном содержании магния в сплавах А1—Mg—Si увеличение
концентрации кремния приводит к существенному снижению отно¬
сительного удлинения искусственно состаренных сплавов
(рис. 24, а).
Относительное удлинение естественно состаренных сплавов
А!—Mg—Si заметно падает oi введения в них 0,2—0,4% Si при
содержании 0,2—1,0% Mg. При больших количествах кремния и
магния в сплавах AI—Mg—Si значения относительного удлинения
не только не снижаются по сравнению с бинарными сплавами А1—
Mg, но и превосходят их практггческл при всех исследованных
концентрациях магния (от 1 до 2%) и кремния (от 0,4 до 2,0%)
(см. рис. 24, б). У свежезакаленных сплавов относительное удли¬
нение с повышением концентраций кремния снижается незначи¬
тельно (рис. 24, в), а у отожженных сплавов оно повышается.
При этом следует заметить, что сплавы трехфазной области а -f-
+ Mg2Si -{-Si, обладающие в естественно и искусственно соста¬
ренном состояниях максимальной прочностью, в отожженном со¬
стоянии приобретают более высокие значения относительного удли¬
нения, чем гомогенные сплавы области a-твердого раствора
66

(рис. 24, г). Сплавы А1—Mg—Si в отожженном и свежезакаленном
состояниях можно подвергать глубокой вытяжке, выдавке, от¬
бортовке и другим операциям.
При постоянном содержании кремния в сплавах А1—Mg—Si
предел прочности искусственно и естественно состаренных сплавов
с увеличением концентрации в них магния растет (но в меньшей
степени, чем от повышения концентрации кремния в сплавах с по¬
стоянным количеством магния), достигает максимума при 1,2—
1,4%, а затем снижается к 2% Mg, что наблюдается при всех ис¬
следованных концентрациях кремния. У сплавов, лежащих на раз¬
резах, параллельных стороне А1—Mg, обнаружены два максимума
упрочнения. При малых содержаниях кремния (до 0,4%) макси¬
мальный предел прочности наблюдается у сплавов с избытком Mg,
а при содержании > 0,4% Si — у сплавов с избытком кремния.
Максимальным пределом прочности в свежезакаленном состоянии
(как у искусственно, так и у естественно состаренных сплавов)
б*	67

характеризуются сплавы, лежащие в трехфазной области a -f
-f- MgjSi + Si, далеко за границей растворимости MgsSi. Предел
прочности этих сплавов составляет 20—22 кГІмм2.
У отожженных сплавов А1—Mg—Si, имеющих в своем составе
постоянное содержание кремния — порядка 0,2—0,6%, повыше¬
ние концентрации магния (до 2%) приводит к монотонному повы-
Si
шению значений предела прочности. Причем прирост прочности
от увеличения содержания магния снижается с ростом количества
кремния в сплавах. При ^ 0,8% Si повышение концентрации
магния от 0,2 до 2% практически не изменяет величину предела
прочности по сравнению с прочностью бинарных сплавов А1—Si.
Предел прочности для всех сплавов находится в пределах 9,5—
10,5	кГ/лл3 (см. рис. 23, г).
При постоянном содержании кремния увеличение концентрации
магния в сплавах А1—Mg—Si снижает относительное удлинение,
что наблюдается во всех исследуемых состояниях. Повышение
ев

содержания магния и кремния в сплавах А1—Mg—Si приводит
к измельчению структуры, что обеспечивает дополнительный эф¬
фект упрочнения. Как показывают исследования микроструктуры,
с увеличением легированности сплавов наряду с возрастанием
количества избыточных фаз наблюдается уменьшение размера
мнкрозерсн. С повышением содержания кремния в сплавах улуч¬
шаются их литейные свойства и способность к свариваемости.
Коррозионная стойкость сплавов А1—Mg—Si резко снижается
с увеличением содержания фазы MgaSi и Si, Увеличение концен¬
трации магния не снижает коррозионной стойкости (рис. 25, 26)
сплавов системы AI—Mg—Si. При постоянном содержании фазы
MgjSi коррозионная стойкость сплавов заметно ухудшается при
переходе от сплавов с избытком магния к сплавам с избытком
кремния. Поэтому при выборе сплавов, к которым предъявляются
повышенные требования в отношении их коррозионной стойкости,
сплавы с избытком магния следует предпочесть сплавам с избыт¬
ком кремния. Наибольшей коррозионной стойкостью в системе
А1—Mg—Si отличаются сплавы областей «-твердого раствора и
a -f-Mg2Si, наименьшей — сплавы трехфазиой области a-j-
-}- Mg.Si -f Si. Сплавы системы Al—Mg—Si не склонны к коррозии
под напряжением (независимо от химического состава и состояния).
Влияние легирующих элементов и примесей
на свойства сплавов системы А{—Mg—Si
Сплавы этой системы, кроме основных легирующих элементов
(магния и кремния), могут содержать в своем составе марганец
или хром, медь и титан. Прочностные свойства полуфабрикатов
из сплавов А1—Mg—Si резко снижаются в случае применения ис¬
кусственного старения после вылеживания их при комнатной
температуре. Для восполнения потери механических свойств
в сплавы вводят медь, марганец или хром. Эффект искусственного
старения от добавки этих элементов увеличивается, а период ста¬
рения, необходимый для достижения максимального упрочнения,
сокращается. Особо заметный эффект наблюдается при комбини¬
рованном введении в сплав марганца или хрома я меди [8]. По¬
мимо улучшения механических свойств, марганец и хром заметно
повышают коррозионную стойкость сплавов, в то время как медь
существенно снижает ее. Чем больше содержание меди в сплавах
(в пределах допустимого по ГОСТ 0,15—0,5%), тем больше их
склонность к межкрнсталлнтной коррозии в искусственно соста¬
ренном состоянии. В естественно состаренном состоянии спла¬
вы А1—Mg—Si отличаются высокой коррозионной стойкостью не¬
зависимо от количества меди. Сплавы А1—Mg—Si, имеющие в своем
составе марганец (или хром) в небольших количествах, порядка
0,15—0,35% (например, в промышленных сплавах АДЗЗ и АВ),
склонны к образованию грубой рекристаллизованной структуры
при нагреве их под закалку. Особенно это явление наблюдается
60

у прессованных полуфабрикатов, изготовленных из гомогенизиро¬
ванных слитков или негомогенязированных слитков, отпрессо¬
ванных при низких температурах прессования (300—350° С}. Обра¬
зование крупнозернистой структуры, как показали исследования
С.	М. Воронова, В. И. Елагина [11, 12], В. И. Добаткина [12, с.
200—221], объясняется неоднородностью химического состава
сплавов, связанной с внутрнкристаллической ликвацией марганца
(или хрома).
В изделиях из этих сплавов регулировать структуру можно
только с помощью технологии изготовления и термической обра¬
ботки (повышать температуру слитка до 480—500° С, контейнера
до 430—450°, понижать температуру закалки и время выдержки
при закалке или применять обратный метод прессования).
Промышленный сплав АД35, содержащий 0,5—0,9% Мп, имеет
волокнистую нерекристаллизованную структуру практически не¬
зависимо от технологии изготовления. Этот сплав благодаря боль¬
шому количеству в нем марганца является наиболее коррозионно-
стойким из всех имеющихся промышленных сплавов системы А1—
Mg—51, несмотря на высокую концентрацию в нем Mg2Si и из¬
бытка MgaSi и S1.
Титан в сплаве АД31 служит модифицирующей добавкой,
улучшающей технологичность сплава при литье. Модифицирова¬
ние титаном позволяет практически ликвидировать склонность
сплава к горячим трещинам при литье. Благодаря интенсивному
измельчению структуры литого слитка титан способствует повы¬
шению пластичности и прочности слитка и более равномерному
распределению свойств по сеченню. На прочностные свойства го¬
товых изделий титан практически не оказывает влияния, но не¬
сколько повышает пластичность [12, с. 273—2881.
Кроме легирующих компонентов в сплавах А1—Mg—Si, при¬
сутствуют и примеси, такие как железо, цинк, медь, марганец.
Железо содержится в исходном алюминии, цинк, медь и марга¬
нец •— в отходах производства (в сплавах, где они являются леги¬
рующим» компонентами). Небольшие добавки железа (д° 0>3%)
практически не оказывают влияния на механические свойства
сплавов А1—Mg—Si. При ббльших содержаниях железа (0,5—
0,7%) заметно уменьшается склонность сплавов к горячим тре¬
щинам при литье, измельчается структура готовых полуфабрика¬
тов благодаря повышению температуры рекристаллизации алю¬
миния. Прочность и пластичность сплавов А1—Mg—Si с увеличе¬
нием количества железа несколько снижается вследствие образо¬
вания нерастворимых интерметаллических фаз грубой формы
(типа А1—Si—Fe, Al—Fe—Мл—Si, Al—Cr—Fe—Si, A1—Mn—Fe),
в состав которых входят элементы, играющие положительную
роль в упрочнении при термической обработке. Декоративные свой¬
ства сплавов А1—Mg—Si с ростом содержания железа в сплавах
ухудшаются, поэтому в сплавах, к которым предъявляются повы¬
шенные требования в отношении декоративного вида изделий,
70

содержание 0,3% Ре можно Считать Предельным. При больших
концентрациях железа анодная пленка на изделиях получается
мутной, непрозрачной и некрасивой на вид. Для изготовления
изделий декоративного назначения с особо хорошей полируемостью
поверхности металла, например для корпусов часов, окрашенных
под золото, рекомендуется применять сплав АВч состава: 0,55—
0,9% Mg, 0,4—0,5% Si, 0,05% Си и 0,12% Fe.
Цинк в допустимых количествах (0,2%) не оказывает влияния
на свойства сплавов А1—Mg—Si.
Медь в качестве примеси в сплавах не допускается более
0,1%, так как она повышает склонность этих сплавов к межкри-
сталлитной коррозии.
Химический состав промышленных сплавов
системы At—Mg—Si
Широкое применение в промышленности нашли сплавы АД31,
АДЗЗ, АД35 и АВ. Химический состав сплавов по ГОСТ 4784—65
приведен в табл. 11,
ТАБЛИЦА и
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ ПРОМЫШЛЕННЫХ СПЛАВОВ
СИСТЕМЫ At—М|—SI, %
Прпмесп, не более
Я *
se 2
о. a
Ї V
tt
1 2
СО
її
и
t;
£
и
о
£
=1
и
£
£
Р
Ш
2
У
О
сх
е
АД31
0,4-0,9
0,3-0,7
*
0,5
0,1
0,1
0,2
0,15
0,1
АДЗЗ
0,8-1.2
0,4-0,8
0,15-0,4
—■
ОД 5-
0.35
0,7
0,15
0,25
0,15
0,15
АД35
0,8-1,4
0,8-1,2
—
0,5*0,9
—
0,5
0,1

0,2
0Д5
0,1
АВ
[0,45-0,9
0,5-1,2
0,1-0,5
0,15-
0,35
0,5
0,2
0,15
0,1
Фазовый состав сплавов системы Al—Mg—Si
В зависимости от концентрации основные легирующие компо¬
ненты магния и кремния в сплавах системы А1—Mg—Si (нижний
или верхний пределы по ГОСТу) могут располагаться в фазовой
области a +MgaSi или а + MgaSi -f Si. При среднем содержании
основных легирующих компонентов (Mg и Si) сплавы АД31, АД35,
АВ имеют фазовый состав cc-fMgaSl-f-Si, сплав АДЗЗ — а +
+ MgjSi. Кроме основных упрочняющих фаз MgaSi, Si, в сплавах
в зависимости от состава могут присутствовать пнтерметаллнче-
скпе соединения типа AlSiFe, AlCrFeSi, AlFeMnSi, AlMnSi и
др. mi
71

Термическая обработка промышленных сплавов
системы AL—Mg—Si
Сплавы системы А1—Mg—Si откосятся к сплавам, упрочняемым
термпческой обработкой. Упрочняются эти сплавы как при есте¬
ственном, так н особенно при искусственном старении. В отличие
от сплавов типа дураЛгомин, например сплав Д16, у которого эф¬
фекты искусственного н естественного старения практически
равны, у сплавов системы А1—Mg—Si разница в эффектах старения
достигает 30—50%. Процесс естественного старения у них идет
более инертно, чем у сплавов типа дуралюмин, в особенности
в первые часы старения после закалки, хотя конечный эффект
упрочнения достаточно высок и составляет около 30—40% от
абсолютной величины с3 и около 50% от Оо.я в свежезакаленном
состоянии. Вылеживание при комнатной температуре приводит
к монотонному, непрерывному повышению прочности, которое
практически заканчивается через 10—15 суток.
Все промышленные сплавы А1—Mg—Si можно обрабатывать
по единому режиму термической обработки: температура нагрева
под закалку 520—530° С, температура искусственного старения
160—170° С, время выдержки 10—12 ч. После такой термической
обработки сплавы А1—Mg—Si имеют максимальные значения
прочностных характеристик ая и <г0,а при удовлетворительной пла¬
стичности б £10, с. 72].
В зависимости от назначения деталей искусственное ста¬
ренне может осуществляться и при более низкой температуре.
Для деталей высоконагруженных, особенно таких, которые ра¬
ботают в условиях переменных нагрузок (например, детали дви¬
гателей или лопасти вертолетов из сплава АВ), целесообразно ис¬
кусственное старение производить при температуре 150—160° С.
После этого режима старения сплавы обладают несколько меньшей
прочностью, большей пластичностью и разницей между пределами
прочности и текучести, что положительно сказывается на работо¬
способности деталей.
Для достижения максимальных значений механических свойств
искусственное старение полуфабрикатов следует производить^не
позднее чем через час после закалки. Перерыв между закалкой и
искусственным старением более одного часа вызывает снижение
пределов прочности и текучести на 3—5 кГ!мм2\ пластичность
при этом несколько повышается. Наиболее интенсивное снижение
пределов прочности и текучести наблюдается в первые часы выле¬
живания. Снижение эффекта упрочнения в случае вылеживания
перед искусственным старением у сплавов АІ—Mg—Si, как уста¬
новил С. М. Воронов 15], объясняется явлением возврата. Глубина
возврата (минимальные значения прочностных свойств) увеличи¬
вается с повышением времени вылеживания. В более поздних ра¬
ботах (Харди 114], Пэшли я др. [15]) снижение механических
свойств в результате вылеживания перед искусственным старением
72

объясняется огрублением структуры выделений при искусственном
старении (рис. 27, а, б).
Отрицательное влияние вылеживания на механические свой¬
ства сплавов системы А1-—Mg—Si менее заметно при более высоких
температурах искусственного старения, что, по мнению Пэшли
н других авторов, связано с более дисперсной структурой выделе¬
ния второй фазы.
Небольшие добавки меди (—0,25%) уменьшают скорость раз¬
вития зон Гинье—-Престона (ГП) при естественном старении, что
также благотворно влияет на механические свойства. У сплавов
А1—Mg—Si с медью наблюдается более тонкая структура выделе-
Рнс. 27. Электронная микрофотография фольги сплава системы А1—Mg—Si,
состаренного при 160° С в течение 24 ч:
а — cjuay после закалим 6 — через 3 дня после закаляя [поверхность образце ори¬
ентирована в направлении (001)J. X 120.000
ний. Кратковременное искусственное старение сплавов системы
А1—Mg—Si при температурах 150—180° С в течение 20—5 мин,
примененное сразу после закалки, парализует развитие процес¬
сов, происходящих при естественном старении, и обеспечивает
максимальные значения прочностных свойств при любой продол¬
жительности дальнейшего вылеживания перед искусственным ста¬
рением 15, 16, 171.
Сплавы системы AI—Mg—Si могут применяться в промышлен¬
ности как в естественно, так и искусственно состаренном состоя¬
ниях. Для естественного или зонного старения сплавов (по опре¬
делению И. Н. Фридляндера (18—201) характерны относительно
низкий предел текучести (10—15 кГ/мм2); высокое удлинение
(18—25%), возрастающее электросопротивление (до 0,047 ом X
X ммЧм), высокая ударная вязкость (5—6 кГмісм2) и высокая
коррозионная стойкость. Коррозионная стойкость у естественно
состаренных сплавов повышается благодаря отсутствию границ
раздела между зонами и матрицей. В естественно состаренном
состоянии сплавы применяются для деталей, работающих в тяже¬
лых атмосферных условиях, от которых требуется высокая кор¬
73

розионная стойкость. В искусственно состаренном состоянии (иди
фазовом состоянии, по определению Фридляндера И. Н.) предел
текучести достигает больших значений (22—ЗО кГімма), при этом
удлинение снижается до 10%, электросопротивление — до
0,035 олі * лшг/лі,ударная вязкость — до 2—3 кГм/см2, значительно
снижается коррозионная стойкость. Возникает склонность к меж-
кристаллитной коррозии. Снижение коррозионной стойкости вы¬
зывается появлением границы раздела; частица метастабильной
фазы — матрица. Но я в этом состоянии сплавы системы А1—Mg—
Si по сравнению с другими сплавами, упрочняемыми термической
обработкой, имеют высокую коррозионную стойкость. Они не
склонны к коррозии под напряжением. В табл. 12 приведены
типичные механические свойства сплавов системы А1—Mg—Si
в различных состояниях (Т1 •—искусственно состаренное; Т —
естественно состаренное;: М — отожженное).
ТАБЛИЦА п
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПОЛУФАБРИКАТОВ
ИЗ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ А1—Mg—SI
Морде
сплавов
Спето♦
*нне
кГ/мм*
*0,S I
кГ/мм*'
1 *
( Марке
I сплавов
Состо¬
яние
°в
кГ/м-п2
кГ/ММ*'
•
6
%
АДЗІ
ТІ
24
20
Т|
АД35
Ті
33
28
10
т
17
S
20 1
Т
25
15
16
м
10
5
2S
М
15
10
20
АДЗЗ
| Т1
32
27
12
АВ
ТІ
34 ■
28
14
т
23
13
18
т
26
17
22
м
13
8
20
м
15
12
20
Технологические свойства сплавов А1—Mg—Si
Сплавы АД31, АДЗЗ, АД35 я АВ деформируются в горячем
и холодном состояниях. Пластичность сплавов при температуре
обработки давлением 450—500° С высокая. Из этих сплавов можно
изготавливать очень сложные по конфигурации тонкостенные по¬
лые прессованные полуфабрикаты. Тонкие профили (толщиной
до 10 мм) из сплава АД31 закаливают на прессе с естественным
охлаждение*!. Закалка на прессе полуфабрикатов из сплава^ АД31
осуществляется благодаря применению высокотемпературной гомо¬
генизации (560° С, в течение 4—6 ч), высокой температуры прес¬
сования (480—500° С) и высокой скорости деформации (до
60 мм/мин). Сплав АД31 отличается технологической пластич¬
ностью, широким интервалом закалки, небольшой критической
скоростью закалки и позволяет применять высокие скорости
деформации при высоких температурах. Профили, закаленные на
прессе, имеют светлую блестящую поверхность, что позволяет
избежать или ограничить дорогостоящие операции полировки.
74

Закаливать на прессе полуфабрикаты из сплавов АДЗЗ, АД35
и АВ (толщиной до 10 мм) без специального охлаждения не пред¬
ставляется возможным из-за ббльшей критической скорости охла¬
ждения у более легированных сплавов системы А1—Mg—Si. Ме¬
ханические свойства закаленных на прессе полуфабрикатов из
этих сплавов значительно ниже, чем после специальной закалки,
и не удовлетворяют требованиям технических условий. Закаливать
полуфабрикаты из сплавов АДЗЗ, АД35 и АВ на прессе возможно,
но в этом случае необходимо обеспечить специальное более резкое
охлаждение, как например душирование.
Пластичность сплавов А1—Mg—Si в отожженном состоянии
хорошая, в естественно и искусственно состаренном состоянии
удовлетворительная. Обрабатываемость резанием в отожженном
состоянии неудовлетворительная, в естественно и искусственно
состаренном состояниях — удовлетворительная.
Свариваемость сплавов AlMgSi
Сплавы системы А1—Mg—Si склонны к образованию кристал¬
лизационных трещин при сварке, Коэффициент трещинообрззо-
вання у этих сплавов достигает 50—60%.
Склонность сплавов к трещинообразоваишо резко снижается
(до 0—20%) [8, с. 5—26 и 36—451 при использовании присадоч¬
ной проволоки СВАК5 (5% Si, остальное — А1). При этом проч¬
ность, пластичность и коррозионная стойкость сварных соедине¬
ний практически не ухудшаются по сравнению со свойствами со¬
единений, выполненных с присадочной проволокой состава основ¬
ного материала. У сплавов системы A)—Mg—Si, упрочняемых
термической обработкой, прочность в сварном соединении значи¬
тельно снижается и составляет 50—70% от предела прочности
основного материала. Последующая закалка н старение сварных
соединений практически полностью (до 90—95%) восстанавливают
их прочность. Внешний вид сварных соединений, выполненных
с помощью присадочной проволоки СВАК5 после цветного аноди¬
рования ухудшается. Сварной шов имеет более темный оттенок,
чем основной материал. Поэтому при использовании сплавов
системы А1—Mg—Si для декоративных целей необходимо либо
применять другие присадочные материалы, не ухудшающие внеш¬
него вида материала, либо производить сварку элементов, если
позволяет конструкция, встык на стыковых машинах без флюсов
и присадочных материалов.
Коррозионная стойкость сплавов системы Al—Mg—Sl
Коррозионная стойкость полуфабрикатов из сплавов этой си¬
стемы высокая. Они не склонны к коррозионному растрескиванию
под напряжением независимо от состояния материала. Общая
коррозионная стойкость естественно состаренных полуфабрика¬
75

тов такая же высокая, как и у полуфабрикатов из сплавов си¬
стемы А1—Mg (АМгЗ, АМг4, АМг5). У искусственно состаренных
полуфабрикатов общая коррозионная стойкость в сильной степени
зависит от химического состава сплава, Она тем выше, чем больше
концентрация в них марганца и хрома, чем меньше содержание
меди и железа и чем меньше фазы Mg2Si и избытка кремния па
сравнению с количеством, необходимым для образования химиче¬
ского соединения Mg2Si. Искусственно состаренные полуфабри¬
каты склонны к интеркристаллитяой коррозии, которая повы¬
шается с увеличением содержания меди, избытка кремния, а также
с повышением количества железа, особенно в сплавах, не содер¬
жащих марганца ПО, с, 5—71]. В сплавах, от которых требуется
удовлетворительная коррозионная стойкость, содержание меди
должно быть не более 0,1%, железа не более 0,3 % -
Из промышленных сплавов системы А1—Mg—Si наилучшую
коррозионную стойкость имеют сплавы АД31, АД35. Высокое
содержание марганца 0,5—0,9% в сплаве АД35 (при отсутствшт-
в нем меди) обеспечивает высокую коррозионную стойкость, не¬
смотря на большое содержание упрочняющей фазы Mg2Si и из¬
бытка кремния. Наиболее прочный сплав АВ по коррозионной
стойкости уступает всем другим сплавам этой системы: АД35,
АДЗІ и АДЗЗ.
Области применения
Сплав АД31 используется для детален, от которых требуется
невысокая прочность (стя = 20 кПмм% хорошая коррозионная
стойкость и декоративный вид, рабочая температура -f-50—:—70° С.
Сплав применяется с различными цветовыми покрытиями для от¬
делки кабин самолетов и вертолетов; широко используется в гра¬
жданском строительстве для оконных витражей, дверных рам,
перегородок, эскалаторов, а также в мебельной, автомобильной,
легкой промышленности и т. п. Специальная термомеханическая
обработка сообщает сплаву высокие электрические свойства при
относительно высоких прочностных свойствах, поэтому его ши¬
роко применят в электротехнической промышленности.
Из сплава АДЗЗ изготавливают детали средней прочности
(о, = 27 кГ/мм*), работающие в интервале температур 4-50 -*•
-з—70° С, от которых требуется удовлетворительная коррозион¬
ная стойкость во влажной и морской средах (например, лопастей
вертолетов, барабанов колес гидросамолетов). Сплав применяется
также в судостроении н гражданском строительстве и др.
Сплав АД35 можно использовать для деталей средней проч¬
ности (о, = 30 кГІмм2), работающих в интервале температур
4-50-4—70° С, от которых требуется высокая коррозионная стой¬
кость и равномерная структура—практически без крупнокри¬
сталлического ободка (особенно для деталей, получаемых меха¬
нической обработкой из прутковой заготовки).
76

Из сплава АВ изготавливают детали самолетов и двигателей
средней прочности (о,, — 30 кПмм1), для производства которых
необходимы высокая пластичность сплава в холодном и горячем
состоянии (лопасти вертолетов, штампованные и кованые детали
сложной формы, работающие в интервале температур +50 -=-
-і—70° С).
2.	Ковочные сплавы АКб, АК6-1 и АК81
Сплавы системы А1—Си—Mg—Si—Mn АК6, А Кб-1, АК8 от*
личаются сравнительно высокими технологическими и механи¬
ческими свойствами и широко применяются в промышленности
в виде поковок, штамповок, а также прессованных полуфабрика¬
тов и листов (из сплава А КЗ).
Сплав АКб — оригинальный отечественный сплав, разработан¬
ный С. М. Вороновым [5] в поисках путей увеличения эффекта
упрочнения высокотехнологичных сплавов системы А1—Mg—Si
и уменьшения вредного влияния перерыва между закалкой и ис¬
кусственным старением.
Химический состав
На основании исследования системы А1—Mg—Si, основной
упрочняющей фазой в которой является соединение MgjSi,
С. М. Вороновым было установлено оптимальное содержание MgaSі
в сплаве АК6 (1,0—1,2%) при избытке кремния (0,2—1%). До¬
полнительное упрочнение сплава было достигнуто совместным ле¬
гированием медью и марганцем. Сплав АК6-1 является аналогом
сплава АКб, но содержит дополнительно небольшие добавки ти¬
тана и хрома, что улучшает технологические свойства сплава.
Сплав АК8 по химическому составу отличается от сплава АКб тем,
что содержит в два раза больше меди.
Химический состав сплавов АКб, АК8 приведен ниже, %:
Си	Mu	Ми	S\
АКб	1,8—2,6 0.4—0,8 0,4—0,8 0,7—1,2
АК8 		 . 3,9—4,8 0,4—0,8 0,4—1,0 0,6—1,2
Содержание примесей в этих сплавах допускается не более
0,7% Fe, 0,1% Nj, 0,3% Zn, суммарное содержание железа и ни¬
келя не более 0,7%. Сплав АК6-1 содержит дополнительно 0,01—
0,2% Сг и 0,002—0,1% Ті.'
Влияние меди. Закономерности изменения механических
свойств этих сплавов можно представить в зависимости от коли¬
чества меди (0,4; 2,2; 4,4%) при постоянном среднем содержании
остальных легирующих элементов, причем минимальное содер¬
жание меди соответствует сплаву АВ, среднее — сплаву АКб и
1 Авторы: О. А. Романова, Л. Н. Лещииер.
77

наибольшее — сплаву АК8 (рис. 28). Увеличение содержания меди
в сплавах А1—Mg—Si монотонно повышает предел прочности при
комнатной и повышенных температурах, пластичность достигает
максимума при концентрации меди 2,2%. Сплав АК6 отличается
средним уровнем прочностных свойств и высокой пластичностью.
Сплав АК8 относится к классу высокопрочных сплавов, су*
щественно уступая сплаву АК6 по пластичности.
Влияние кремния. Кремний в спла¬
вах АК6 и АК6-1 находится в избытке
по сравнению с соединением MgaSi н
способствует дополнительному упроч¬
нению при искусственном старении [51.
При наличии примесей железа часть
кремния может образовать тройную
фазу с железом и алюминием типа
FeSiAl, кристаллизующуюся в виде
«китайского шрифта», что предотвра¬
щает образование крупных первичных
кристаллов фазы FeMnA!e, резко сни¬
жающей пластичность сплава.
Влияние железа. Как показано в ра¬
боте [5], при добавках железа в пре*
делах до 0,3—0,4% наблюдается опре¬
деленный эффект упрочнения сплава
АК6, который в значительной степени
усиливается в присутствии марганца.
При избыточном содержании кремния
железо в первую очередь образует ин¬
терметаллические соединения с крем¬
нием, а также с марганцем типа AlSi Fe
к AlSiMn [21J, кристаллизующиеся
в виде мелких частиц.
. Установлено, что фаза FeMnAl«
образуется при отсутствии кремния и
растворении железа в соединении МпА10
или марганца в соединении FeAl„ [221.
Влияние марганца. Основное действие марганца связано с эф¬
фектом закалки из жидкого состояния [231 и последующим созда¬
нием устойчивой полигонизованной структуры с предпочтительным
распадом твердого раствора, включая выделение марганцовистых
фаз при гомогенизации и нагреве под закалку [8, с. 200; 12, с. 251;
24—26]. Все эти факторы определяют повышенные механические
свойства полуфабрикатов в продольном направлении (явление
прессэффекта, вальцэффекта) [27]. Как показано Вороновым С. М„
марганец в сплаве АК6 резко измельчает величину зерна, увели¬
чивает допустимую температуру нагрева под закалку.
Влитие хрома и титана. Добавки хрома и титана устраняют
столбчатую структуру в слитках, повышают пластичность в горя-
78
Рис. 28. Изменение механн-
ческих свойств при комнат¬
ной н повышенных темпера¬
турах силанов А1—Си—Mg—
Si—Мп в зависимости от со¬
держания меди прн 0,7% Мп:
J — при	— прн T*OU
3 — при +'70я С; ■ —— — без
стзбклыэвцин;		 после
стебли в а *ц ля в течение 100 ч

чем состоянии. После термообработки сплав с этими добавками
имеет сильно измельченную структуру и повышенные механические
свойства {11, с. 3961. Введение в сплав АК6-1 хрома и титана
усиливает действие марганца и улучшает технологические свой¬
ства сплава.
Фазовый состав сплавов
Основные упрочняющие фазы в сплавах АК6 н АК6-1 — СиА12,
jMg2Si и кремний {51. Марганец образует сложные фазы с крем¬
нием и алюминием AIMnSi или с кремнием, алюминием и желе¬
зом AlFeMnSi.
Основные упрочняющие фазы в сплаве АК8 следующие: СиАЬ,
S (AljCuMg), Mg2Si, а также четверная фаза W (AICu4Mg6SiJ,
состав которой указан Д. А. Петровым 1281. Наличие марганца
и железа, так же как и в сплаве АК6, приводит к образованию
фаз типа AIMnSi и AlFeMnSi.
Авторы [291 полагают, что фаза AIMnSi выпадает из твердого
раствора во время гомогенизации или нагрева под закалку и при
дальнейшем старении частички этой фазы служат центрами вы¬
деления других фаз.
Сплавы этой группы из-за присутствия фазы MgaSi и элемен¬
тарного кремния, для которых характерны большие скорости вы¬
деления из твердого раствора и коагуляции при повышенных тем¬
пературах, отличаются низкой жаропрочностью (длительной проч¬
ностью и сопротивлением ползучести).
Термическая обработка
Режимы термической обработки сплавов АК6, АК6-1 и АК8-
представлены в табл. 13, а типичные механические свойства раз¬
личных полуфабрикатов из сплавов АК6 и АК8 — в табл. 14 к 15.
Для снижения поводок и коробления охлаждение при закалке
деталей сложной формы с толщиной стенки до 30 мм производят
в воде при температуре 80° С.
ТАВЛИЦА 13
РЕЖИМЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СПЛАВОВ АК«,
АКЄ-І Я АКа
Марка
сялиоа
Температура
нагреза год
Закалку, РС
Вид полуфабриката і
Температура
старенії в
вС
Время
старения, н
АК6;
АК6-1
- 505—525
Все виды полуфабрикатов
150—165
6—15
АК8
495-505
495—505
, Поковки, штамповки
Листы, профили
ISO—165
165—175
4—15
10-12
79

ТАБЛИЦА Н
типичные МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА РАЗЛИЧНЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ
ИЗ СПЛАВА АКв В ЗАКАЛЕННОМ И ИСКУССТВЕННО
СОСТАРЕННОМ СОСТОЯНИИ
Вид полуфабриката
Направление
вырезки образце
св
кГ/мм*
Vs
кГ/мм*
б
%
Штамповки и поковки
Продольное
42
32
J3
Поперечное
39
29
7
По высоте
37
27
5
Прессованные прутки
Продольное
46
36
13
Поперечное
42
33
2
ТАБЛИЦА IS
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА РАЗЛИЧНЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ
ИЗ СПЛАВА АК8 В ЗАКАЛЕННОМ И ИСКУССТВЕННО
СОСТАРЕННОМ СОСТОЯНИИ
Вид полуфабриката
Направление
виреэкн образца
1 °в
J кГ/,чм*
Vi.
кГ/мм*
б
%
Штамповки и поковки
Продольное
46
36
10
Поперечное
42
32
6
По высоте
39
29
4
Прутки
Продольное
48
38
8
, Поперечное
38
28
1
Листы J
Поперечное
46
33
14
Устойчивость твердых растворов сплавов АК6, АК8 можно оце¬
нить по диаграммам изотермического превращения, построенным
по изменению предела прочности образцов после ступенчатой за¬
калки [301. Увеличение содержания марганца в сплавах умень¬
шает устойчивость твердых растворов.
На рис. 29 приведены кривые изменения предела прочности п
удлинения яри старении сплава АК8, а на рис. 30 — кривые из¬
менения пределов прочности, текучести, удлинения и электропро¬
водности при старении сплава АК6 1311, построенные по резуль¬
татам испытаний продольных образцов из прессованного лрутка.
На основании анализа кинетических кривых старения и дан¬
ных коррозионных испытаний (рис. 31) в свете работ И. Н. Фрид-
ляндера [201 определено примерное положение температурно-
временных областей старения сплава АК6 (рис. 32). В интервале
температур 125—195“ С наблюдаются в зависимости от длитель¬
но

hoctji выдержки различные стадии старения; зонное, смешанное,
фазовое и коагуляция при старении. Границы температурно-вре-
•ыенных областей старения намечены по характерным точкам на
кинетических кривых (см. рис. 30, кривую старения при 195° С).
Интенсивное начальное упрочнение (до точки а') можно объяснить
образованием зон в сплаве. Замедление упрочнения (при выдерж¬
ках между точками а1 и б) связан о, по-видимому, с тем, что при
достижении определенной плотности зон наряду с дальнейшим их
образованием происходит частичное растворение, а также начи-
34
$42
38
34
/6
Я
ч*/2
8
Г.У
Рис. 29. Изменение предела прочности н относительного удлинения
при старении сплава АК8 в интервале температур 150—ISO" С:
} — 1SD* С; 2 — 160“ Сі 3 — 170” С; 4 — 1SD“ С
кается образование частиц метастабильных фаз, преимущественно
по границам зерен и субзерен (рис. 33). При этом коррозионная
стойкость несколько понижается. Несмотря на начало образования
метастабильных фаз, упрочнение при выдержках до точки б опре¬
деляется в основном зонами и может быть отнесено к зонной стадии
старения (см. область /, рис. 32).
На зонной стадии старения сплав отличается высокой пластич¬
ностью (6=18—20%, отношение о0^ая = 0,5 -^0,7), высокой
коррозионной стойкостью, более низкой электропроводностью по
сравнению с закаленным состоянием. Предел прочности состав¬
ляет 44—45 кПмма, предел текучести 29—30 кГ/мма.
Если объяснить начало подъема пределов текучести и проч¬
ности, снижение удлинения и рост электропроводности (при вы¬
держке после точки б) интенсивным образованием частиц {32, 331,
можно полагать, что при этом происходит переход к фазовому
старению. Интервал выдержек между точками бив, соответствую¬
щий наиболее резкому подъему предела текучести и сближению
его с пределом прочности, можно-отнести к смешанному старению
(см. область //), рис. 32), На стадии фазового старения (область III,
6 Алюминиевые сплавы	8|

"Шаз.в Щ
*s.g.5§^ a a* g
G, с в >,K X C< H

при Выдержках между точкой в и точкой д, соответствующей мак¬
симуму предела текучести) предел прочности сплава составляет
48—49 кГ/мм3, предел текучести 42—43 кГ1мма, отношение
Рис. 31- Коррозионная стойкость под напряжением сплава А Кб после
различных режимов старения
= 0,8+0,9, удлинение 15—13%, электропроводность 24—
24.5	мі(оМ’Мм*). Коррозионная стойкость — пониженная и при¬
мерно такая же, как и на стадии смешанного старения.
Можно считать, что после
достижения максимума предела
текучести (см. рис. 32, точка д)
сплав переходит в стадию коа¬
гуляции при старении. На этой
стадии старения происходит
дальнейшее уменьшение кон¬
центрации твердого раствора,
электропроводность продол¬
жает увеличиваться (более
24.5	м/(ом ■ мм*), улучшаете я
коррозионная стойкость, пре¬
делу прочности и текучести
снижаются, удлинение вначале
продолжает снижаться или не
меняется, и при достаточно
больших выдержках несколько
повышается в результате повы¬
шения местного удлинения.
На электронных микрофото¬
графиях оксидных реплик спла¬
ва на различных стадиях ста¬
рения наблюдается большая
6*	83

плотность выделений на стадии фазового старения (рис, S3, б).
При переходе к стадии коагуляции при старении наряду с даль¬
нейшим образованием частиц метастабильных фаз заметно укруп¬
нение выделившихся частиц по границам зерен и субзерек
(рис. 33, в).
Исследование стандартных режимов старения (150^-165° С,
б—15 ч) показало, что старение на нижнем пределе по температуре
и длительности рекомендуемого интервала обеспечивает комплекс
Рис. 33. Электронные мик¬
рофотографии оксидных реп¬
лик сплава А Кб. Х30 000:
а — па стадии а энного старения
(!30° С, 3 ч); б — на стадии
фазооого~старе«їгя (Vf6а С* 6 ч);
« — на стадии коагуляции при
старгінн (JS0° С, 240 ч)
свойств, более близких к получаемому при зонном старении, а при
старении на верхнем пределе рекомендуемого интервала дости¬
гаются свойства, характерные для фазового старения.
Для сплава АК6 в зависимости от назначения, очевидно, целе¬
сообразно применять искусственное старение в различных темпера¬
турно-временных областях, а именно;
1)	при 90° С в течение б ч или при 140—150° С в течение 3 ч
искусственное зонное старение для получения высокой пластич¬
ности и коррозионной стойкости при сокращении длительности
старения по сравнению с естественным (по второму варианту зон¬
ного старения коррозионная стойкость немного ниже),
2)	при 175° С в течение 3 ч — искусственное фазовое старение
для получения наибольшей прочности при удовлетворительной
пластичности;
3)	при 160° С в течение 6 ч — смешанное старение для полу¬
чения среднего уровня механических свойств.
64

Коррозионная стойкость по второму и третьему режимам при¬
мерно одинакова.
Сплав АК6 дает меньший эффект упрочнения в случае разрыва
во времени между закалкой и искусственным старением более 6 н.
Электропномикроскопическне исследования сплава А1 -f-
-f- 1,2% iMgaSi показали [20], что потеря механических свойств
вследствие вылеживания при низких температурах (—20 -)- 60°)
между закалкой и искусственным старением связана с огрубле¬
нием структуры выделений и происходит только тогда, когда за¬
метное упрочнение сплавов достигается в процессе этого вылежи¬
вания. Этот процесс может быть объяснен в свете двухстадийного
старения. Предполагается, что увеличение длительности вылежи¬
вания приводит к укрупнению группировок атомов (росту зон),
уменьшению пересыщенности матрицы, растворению вследствие
этого части зон при нагреве, а следовательно, к уменьшению числа
зародышей при искусственном (фазовом старении). Решающим фак¬
тором, по мнению авторов работы 132], является уменьшение пере¬
сыщения матрицы вследствие вылеживания в момент начала ис¬
кусственного старения.
Технологические свойства
Сплавы АК6 и АК6-1 имеют высокие технологические свойства
при непрерывном литье, горячен обработке давлением (свободной
ковке, штамповке, прессовании, прокатке). Сплав хорошо дефор¬
мируется в горячем и холодном состоянии. Температурный интер¬
вал горячей деформации сплавов АК6 и АК8 420—470“ С.
Сплав АК6 может успешно деформироваться и в более высоком
температурном интервале. Так, в работах [15, 33—361 описаны
опыты по деформации сплава при температурах 505—525" С с не¬
посредственной закалкой в воде и последующим старением. Эта
так называемая высокотемпературная механико-термическая обра¬
ботка приводит к некоторому повышению прочности к ударной
вязкости сплава; в микроструктуре наблюдается фрагментация
Внутри зерен, а также уменьшается глубина рскристаллнзацион-
ного ободка. Такая обработка является перспективным техноло¬
гическим процессом.
Сплавы АК6, АКб-1 и АК8 (стандартного состава) свариваются
точечной и роликовой сваркой. Сплав АК8 отличается повышенной
склонностью к образованию горячих трещин при сварке плавле¬
нием. Введение 0,1-43,15% Ті в основной металл сплава АК8 и
ограничение в нем до 0,3% содержания железа при использовании
присадочной проволоки из сплава АК5 с 0,15—0,30% Ті обеспе¬
чивает удовлетворительную свариваемость плавлением. Коэф¬
фициент трещинообразования в этом случае не превышает 10—
13%, а прочность сварных соединений составляет 0,7 от о0 основ¬
ного металла для листов толщиной до 4 мм и 0,5—0,6 от ав основ¬
ного металла для листов более 4 млі.
85

В качестве присадочного материала для сварки Плавлением
может быть использован сплав,содержание меди, магния, марганца,
в котором соответствует сплаву АК8; содержание кремния должно
быть в пределах 1,5—2,5%; титана 0,15—0,3%; железа 0,1—0,15%.
Сплавы АК6 и АК6-1 и АК8 при установленных режимах тер¬
мической обработки склонны к коррозии под напряжением и чув¬
ствительны к межкристаллитной коррозии. Для повышения кор¬
розионной стойкости детали и изделия из сплавов защищают ано¬
дированием и лакокрасочными покрытиями.
Применение
Сплавы АК6 и АК6-1 разработаны взамен сплава Д1 для из¬
готовления поковок и штамповок. Благодаря высокой пластич¬
ности в горячем состоянии сплавы применяются для изготовления
весьма сложных штамповок; крыльчатки компрессора, крыльчатки
вентилятора для компрессоров реактивных двигателей. Сплав АК6
используется в самолетостроении для фитингов, стоек и других
силовых деталей. Из сплава АК6 делают крупногабаритные штам¬
повки для несущих подмоторных рам и т. д. [37].
Благодаря высокой прочности сплав AR8 применяется для вы-
соконагруженных деталей самолета, изготовленных ковкой и штам¬
повкой (рамы, фитинги и др.) Сплав AR8 применяется для сварных
изделий ракет: емкостей’, шпангоутов и т. д. Сплав не охрупчи-
вается при температурах глубокого холода и его можно успешно
использовать в качестве свариваемого сплава для деталей, рабо¬
тающих в условиях криогенных температур [38].
Сплав AR8 благодаря хорошей технологичности при литье
крупных слитков можно применять для изготовления листов и
прессованных профилей вместо сплава Д16.
Сплавы AR6 и АК8 широко используются в народном хозяй¬
стве: строительстве, транспорте, электротехнике и др.
ЛИТЕРАТУРА
1.	Н а л з о п D., L а у 1 е г М. I. Inst. Metals, 1921, v. 25, р. 321—359.
2.	Работы лаборатория металлографии Миипветметзолото, выл. 1, 1933,
онти.
3.	У р а а о в Г. Г. я Шушпаноаа Т. П.. Изв. АН СССР, 1936, № 2,
серия химическая, с, 321—341.
4.	Известия сектора физико-химического анализа Академия наук СССР,
т. XIII, 1940.
5.	Воронов С. М. Процессы упрочнения сплавов А1—Mg—Si и их
новые промышленные композиции. ОСоронгиз, 194S.
6.	Д о 0 а т к к я В. И., Горбач Л. А. Металлургические основы
литья легких сплавов. Металлургнэдат, 1957, с. 197—203.
7.	Кутайцева Е. И., Жуков С. Л. Применение пластмасс я новых
материалов в машиностроении, Иэд-во «Машиностроение», 1960.

8.	С6> «Алюминиевые сплавы. Деформируемые сплавы, вып. 8* Изд-во
«Машиностроение», 19G4,
9.	Козловская В. Пм Эделъман Н. М. и др. Технология
легких сплавов г 1965, Ks 1, с. 38—42.
10.	Технология легких сплавов, !965, N* 6.
П, Воронов С. М.* Елагин В. И. и др. Алюминиевый сплав. Обо¬
ронно, 3955, с, 7—64.
12. Легкие сплавы, вып. 1. Металловедение, термическая обработка, литье
и обработка давлением. Изд-во АН СССР, 1958,
13* М о n d о 1 f о L. Е, Metallography of Aluminium Alloys, 1943, p. 245,
14.	H аг d у H, K. J. Inst. Metals, 1948—1949, v. 75, p. 707.
15.	Pashl ey D. W., Rhodes J. W.t Sendorek A. I, J. Inst.
Metals, 1966, v. 94, № 2, p. 41.
16.	Renourd M., Mslllaf R. Rev. Met., I960, № 12, p, 937^-942.
17.	R e п о u г d M., M e і 1 1 a t R, Rev, Met., I960, № 57, p. 930.
18.	Ф p h д л я h д e p И, 1L Алюминий н его сплавы. Идд-во «Знание»,
1965.
19.	Фридл яндер И. Н. Технология легких сплавов, 1967, Кг 5, с. 78—
82.
20.	Фрндляндер И, И. Алюминиевые сплавы, вып. 5. Иэд-во «Метал¬
лургия*, 1968, с. 316.
21.	Лужников Л. П.г Романова О. А. Исследование влияния
железа, никеля, кремния, марганца на механические свойства и фазовый состав
сплава Д16, Обороигиз, 1955.
22.	Напешапп Н., Schreader A. Aluminium, 1939, Bd 21,
S. 9381—388.
23.	Фрндляндер И. Н. Высокопрочные деформируемые алюминиевые
сплавы, Оборонно, 1960.
24.	U п с неї Н. Metallueirtschaffc, 1940, Bd 19, НЗ.
25.	Drey ег К., Seem ап n Н. Z. 1, Metalikunde, 1944, Bd 33, Н7,
26.	В о р о н о в С. М., Елагин В. И. Труды МАТИ, Кг 23. Обороигиз,
1954.
27.	Д о б а т к и и В. И. В сб. «Металловедение легких сплавові. Изд-во
«Наука», 1965, ск 116.
28.	П етр о в Д, А. Вопросы теории сплавов алюминия. Металлургяздат,
1951«
29.	D u d ек, М a	h 1, Seemann Н, Metal], 1948, Bd 1—2,	S.	75.
30.	3 a x a p о в E. Д. и др. Технология легких сплавов,	1967,	Кг	2,	с.	12.
ЗЇ.Лещинер Л. Н. МиТОМ, 1971* № 5, с. 15.
32.	Келли А., Никлсок Р. Дисперсионное твердение. Изд-во «Ме¬
таллургия», 1966.
33.	Vos h і о В я b a, Transactions Japan Inst, of Metals, 1969, v. p. 188.
34.	Voshio Baba and Akira Takashima. Transactions Japan
Inst. Metals, 1969* v. 10, № 3, p. 196.
35.	P я б я н и н а	Р. М., Лещикер Л, Н. МиТОМ,	1970,	Кг	5,	с.	62.
36.	Т в о р о г о в	И, М. МиТОМ, 1970, Кг 12, с. 44.
37 Конструкционные материалы. Энциклопедия современной техники, т. Ь
М., «Советская энциклопедия*, 1963.
38. Алюминиевые сплавы при низких температурах. Пер. с англ. М,,
«Металлургия», 1966.

Глава III
КОНСТРУКЦИОННЫЕ И ЖАРОПРОЧНЫЕ
СПЛАВЫ
АЛЮМИНИЯ С МЕДЬЮ И МАГНИЕМ
СРЕДНЕЙ И ВЫСОКОЙ ПРОЧНОСТИ
I.	Конструкционные сплавы типа дуралюмин 1
Историческая справка
Сплавы системы Al—Си—Mg — дуралгомины, представляют
собой наиболее старую и наиболее важную по своему значению
труппу сплавов, нашедших самое широкое применение в различ¬
ных отраслях машиностроения и особенно в авиации.
Родоначальником этой группы является сплав дуралюмин Д1,
предложенный А. Вильмомв 1909 г., применяемый и в настоящее
время главным образом для лопастей, воздушных винтов.
В Советском Союзе дуралюмин (тогда называвшийся кольчуг¬
алюминий) впервые был изготовлен в 1922 г. на Кольчугииском
заводе инженером В. А. Буталовым Ш, подробное исследование
механических свойств этого сплава выполнено И. И. Сидориным
12], В 20-х и особенно 30-х годах проводились интенсивные иссле¬
дования алюминиевых сплавов типа дуралюмин во многих стра¬
нах, особенно в Германии, США и в Советском Союзе.
Исследования вели по двум основным направлениям:
1.	Повышение содержания основных легирующих элементов
меди и магния с целью получения более прочного сплава, упроч¬
няемого закалкой и естественным старением. Эти исследования
в начале 30-х годов закончились разработкой сплавов Д6 (М95)
в СССР 13, 4] и сплава 24S в США. В сплаве Д6 для повышения
прочности было увеличено среднее содержание меди до 4,9%, маг¬
ния до 0,8% и марганца до 0,75%. Этот сплав по сравнению с нор¬
мальным дуралюмнном (Д1) имел прочностные характеристик»
на 5—6 кГ/мм* выше. В сплаве 24S (США) было увеличено только
содержание магния до 1,5%. Механические свойства сплава 24S
были такие же, как и у сплава Д6.
2.	Выяснение возможности получения более прочного сплава,
чем сплав Д1, путем введения в этот сплав повышенного содержа¬
ния кремния и применения искусственного старения 15—7).
В результате этих исследований Ю. Г. Музалевским, С. М. Воро¬
новым и др. был разработан сплав Д95, марка АК8 [3, 4].
В США в 20—30-х годах был разработан сплав 14S, близкий
по составу к сплаву АК8, а в Германии—сплав 3125 или
AlCu4MgSi.
1 Авторы: В. А. Ливанов, Б. И. Шилова, В. П. Козловская,
63

Основные исследования по разработке указанных выше спла¬
вов в Советском Союзе были выполнены С. М. Вороновым, Ю. Г. Му-
залевскнм. Г. В. Акимовым, В. О. Кренит, И. И. Сидориным [2—8].
Сплавы Д6 и 24S (позднее этот сплав вошел в нашу номенкла¬
туру иод маркой Діб) отличаются пониженной по сравнению со
сплавом Д1 технологичностью. Сплав Д6 требует очень узкого
интервала термической обработки, сплав Д16 чувствителен к ме¬
тодам литья и условиям горячей деформации. Требуется гомоге¬
низация слитков. Однако освоение металлургической промышлен¬
ностью новых прогрессивных методов технологии в 30-х ц особенно
в 40-х годах позволило преодолеть трудности обработки этих
сплавов.
Основные работы по освоению методов литья, обработки дав¬
лением и термической обработки сплава Діб в Советском Союзе
были проведены Ливановым В. А., Вороновым С. М., Добатки-
ным В. И. 19—12].
В настоящее время сплав Д16 — основной конструкционный
материал как в Советском Союзе, так и в Западной Европе и США.
Из него изготавливаются все виды полуфабрикатов, кроме поковок
и штамповок. Во Франции из сплава типа Д16 производят н по¬
ковки, при этом примеси железа и кремния содержатся в мини¬
мальных количествах.
Наряду с высокопрочными дуралюминамн Д6 и Д16 в 30-х
годах были разработаны малолегнрованные дуралюыииы, приме¬
няемые для заклепок (ДЗП и Д18).
В послевоенный период группа этих сплавов у нас в Союзе
значительно пополнилась. Были получены более прочные сплавы
для заклепок В65 и Д19П, а также теплопрочные сплавы общего
назначения ВД17 и Д19. Кроме того, был разработан свариваемый
дуралюмии ВАД-1 [14—16; 17, с. 78]. Ведущая роль в разра¬
ботке и внедрении этих сплавов принадлежит Лужникову Л. П.
и Шиловой Е. И.
Общая характеристика сплавов
Сплавы типа дуралюмин эффективно упрочняются при терми¬
ческой обработке, состоящей из закалки с температур 490—525° С
(в зависимости от состава сплава) и старения при нормальной
(естественное) или повышенной (искусственное) температурах.
В наиболее легированных сплавах (Діб, Д19, ВД-17 н ВАД-1)
содержание меди и магния приближается к величине предельной
растворимости этих элементов в твердом растворе пли превосходит
ее, что обусловливает гетеротенное состояние сплава при темпера¬
турах нагрева под закалку.
Эти сплавы отличаются повышенной жаропрочностью по сравне¬
нию со сплавами других систем (А1—Mg, А1—Mg—Si, Al—Zn—
Mg—-Си). Поэтому они (Діб, Д19, ВД17, ВАД-1) применяются
для работы при повышенных температурах. При температурах до
100° С сплавы типа дуралюмин уступают по прочности высокопроч-
89

КИМ сплавам на алюминиевой основе (В9б, В95, В93), но превос¬
ходят их при более высоких температурах и особенно при дли¬
тельных выдержках.
Все широко применяемые сплавы типа дуралюмин склонны
к образованию кристаллизационных трещин и поэтому относятся
к категории несваривающихся плавлением сплавов.
В последнее время разработан свариваемый дуралюмин ВАД-1.
Сплавы типа дуралюмин имеют пониженную коррозионную
стойкость, поэтому необходима специальная защита изделий из них
от коррозии. Листовой материал плакируют алюминием (2—7%
с каждой стороны), а затем-в большинстве случаев анодируют и
защищают системой лакокрасочных покрытий, что обеспечивает
надежную защиту изделий от коррозии.
Сплав Д16 применяется в основном в естественно состаренном
состоянии. Но если изделия из этого сплава подвергаются техноло¬
гическим или эксплуатационным нагревам до температуры 100° С
и выше, то их необходимо использовать в искусственно состарен¬
ном состоянии, чтобы избежать значительного снижения корро¬
зионной стойкости под действием кратковременных нагревов.
Деформированные полуфабрикаты из сплава Діб в искус¬
ственно состаренном состоянии имеют предел прочности при ком¬
натной температуре не ниже, а предел текучести на 20—30 % выше,
чем аналогичные полуфабрикаты в естественно состаренном со¬
стоянии. Удлинение после искусственного старения значительно
снижается. Указанное изменение свойств под влиянием искус¬
ственного старения присуще полуфабрикатам, подвергавшимся
после закалки пластической деформации порядка 1,5% (при
правке пли других операциях). Если после закалки деформация
не производилась, то предел текучести повышается только на
5—10%. Эго объясняется тем, что сама пластическая деформация
сопровождается возрастанием предела текучести и снижением
удлинения. Повышение прочности обусловливается взаимодей¬
ствием продуктов распада твердого раствора с границами субзерен,
образовавшимися при деформации и нагреве.
В естественно состаренных сплавах типа дуралюмин при бы¬
стром и кратковременном (-—2 мин) нагреве до 250—300° С про¬
исходит снижение прочности до значений, свойственных свеже¬
закаленному состоянию. Эго явление называется возвратом при
старении. Искусственное старение уменьшает явление возврата.
Механические свойства гор ячедефор миров энных полуфабрика¬
тов из сплавов типа дуралюмин сильно зависят от степени peKpiij
сталлизации в процессе нагрева при деформации и термической
обработке. Разница в прочности закаленного н состаренного ре-
кристаллизованного н нерекристаллизованного материалов дости¬
гает 20 кПмм*.
Листовой материал, изготовленный методом горячей и после¬
дующей холодной прокатки, а также проволока и трубы, изготов¬
ленные холодной прокаткой и волочением, в закаленном состоя-
оо

ниц имеют полностью рекристаллизованную структуру. Профили
и прутки, полученные горячим прессованием, после термической
обработки могут иметь структуру от полностью нерекристалли-
зованной до полностью рекрметаллнзовэнной. Сохранению нере-
кристаллизованной структуры способствует повышение темпера¬
туры и уменьшение степени горячей деформации изделий, пони¬
жение температуры и времени выдержки при нагреве под закалку,
увеличение содержания элементов (Мл, Cr, Zr), повышающих
температуру рекристаллизации.
Сплавы типа дуралюмин в естественно состаренном состоянии
мало чувствительны к надрезу и перекосу. Искусственное старение
повышает чувствительность к надрезу вследствие значительного
понижения пластичности.
Химический состав
Химический состав сплавов по ГОСТ 4784—65 приведен
в табл. 16. Сплавы данной группы содержат от 2 до 5% Си; 0,15—
2,7% Mg; 0—1,0% Мп; до 0,7% Fe; до 0,7% Si и небольшие коли¬
чества цинка и титана в виде примесей.
В сплавы с повышенным содержанием магния (Д19, ВАД-І,
Д19П) вводят небольшие количества бериллия для понижения
окисления в процессе плавки литья и термической обработки І181.
ТАБЛИЦА 1S
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ АЛЮМИНИЕВЫХ ПРОМЫШЛЕННЫХ СПЛАВОВ
ТИПА ДУРАЛЮМИН ПО ГОСТ 4784-«5, %
Марка
сплава
Примеси не более, % •'
1
Си
МП
Fe
51
Zn
ТІ
Д18
2,2-3,0
0,2-0,5
0.2
0,5
0,5
0,1
0.1
В65
3,9-4,5
0,15—
0,3
0,3-0,5
0,2
0,25
0,1
0,1
—
Д1
3,8—4,8
0,4-0,8
0,4—0,8
0,7
0,7
0,3
0,1
0.1
ДЩ
3,8—4,5
0,4-0,8
0.4-0,8
0,5
0,5
0,1
0,1
ЛІ6
3,8—4,9
1.2-1,8
0,3—0,9
0.5
0,5-
0,3
0.1
оГі
Д16П
3,8—4,5
1,2-1,6
0,3—0,7
0,5
0,5
0,1
0,1
Д19 *®
3,8—4,3
1,7-2,3
0,5—1,0
0,5
0,5
0,1
0,1
—
ДІ9П ♦»
3,2—3,7
2,1—2,6
0,6-0,8
0,3
0,3
0,1
0,1
—
БАД-Г2. *3
3,8—4,5
2,3—2,7
0,35—
0,8
0,3
0,2
0,1
—*
ВД17
2,6-3,2
2,0—2,4
0,45—
0,7
0,3
0,3
0,1
0,1
Сумма прочих примесей для всех марок не более 0,1%, содержанке каждой при¬
меси, нс указанной в таблице* не более 0,05%,
Эти сплавы содержат 0,0002—0,005% Be*
' •• В сплав вводят 0,03—0,1% Т1 и 0*07—0,2% 2г.
91

Фазовый состав
В зависимости от содержания меди и магния сплавы распола¬
гаются в разных фазовых областях. На рис, 34 показано располо¬
жение промышленных сплавов в системе А1—Си—Mg, а в табл. 17
дается вероятный фазовый состав этих сплавов.
В сплавах Д18, В65, Д1 и ДШ основной упрочняющей фазой
является СиА1а. Количество фазы S в этих сплавах очень невелико
А1 1	2	3	4	3	$	7	8	9 W
Щ, %
Рис. 34. Расположение промышленных сплавов в системе А1—Си—Mg
и распределение фазовых областей при 200® С [19]
из-за небольшого содержания магния. Кроме того, при наличии
в сплавах кремния в виде примеси магний преимущественно обра¬
зует с кремнием фазу Mg2Si, а избыток магния, если он имеется,
образует с медью фазу AlsCuMg (S).
По мере увеличения содержания магния количество фазы СиА19
уменьшается, и в сплавах Д19, Д19П, ВДІ7, ВАД-1, расположен¬
ных правее квазнбннарного разреза Al—S, основной упрочняющей
фазой служит AljCuMg (S), а фаза СиА1а отсутствует.
Сплав Д16 занимает промежуточное положение. Он упроч¬
няется обеими фазами. В зависимости от концентрации меди и
магния в пределах состава сплава по ГОСТу количество этих фаз
02

ТАБЛИЦА 17
ВЕРОЯТНЫЙ ФАЗОВЫЙ СОСТАВ ПРОМЫШЛЕННЫХ СПЛАВОВ
СИСТЕМЫ At—Си—Mi Cl9-21]
Марка
сплава
Стабильные фазы
Метастабильные фазы
Д18
AlzCu, AbCiijFe, AlaCuMg,
Mg,Si
Al—Fe—Зі
В65
Al,,Cu, AIjCDnFe,
AI,CuMg, MgaSi
(AlCu), (MnFeSi),
AJ (MnFe) Si, (FeMn) Al,
Д1, Д1П
AljCu, AljCuaFe,
AljCuMg, MgaSi
(AlCu), (MnFe) Cu,
AI (MnFe) Si, (FeMn) Al,
Діб, Д16П
ALAiMg, AUCu,
AljCujFe, MgjSi
(AlCu), (MnFe) Cu,
Al (MnFe) Si, (FeMn) Al,
ДІ9Г ДІ9П
Al^CtiMg, Mg3Sit
AJ7Cu2Fe
(AlCu), (MnFe) Cu,
Al (MnFe) Si, (FeMn) AI,
ВД17
A!aCuMg, MgjSi,
Al-iCUjFe
Al (Mr.Fe) Si, (FeMn) Al,
ВАД-1
ALCuMg, MgjSi,
ТІАІ3, ZrAlj
AI (MnFe) Si. (FeMn) Al,
изменяется. Чем выше содержание магния, тем больше фазы S и,
наоборот, с увеличением содержания меди повышается количество
фазы СиА12.
Присутствующий в большинстве сплавов марганец в зависи¬
мости от скорости охлаждения при литье образует метастабильные
фазы либо с медью, железом и алюминием, либо с железом и крем¬
нием, либо с железом и алюминием (табл. 17) {20].
Присутствующее в алюминии железо в зависимости от условий
равновесия и от содержания других элементов образует либо
фазу Al7C%Fe {21] либо метастабильные фазы с медью, марганцем
и кремнием (по данным В. П. Козловской и др.)
Металлографические характеристики фаз, присутствующих
в сплавах данной группы, приведены в табл. 18 [21 ].
Закономерности изменения свойств в системе А1—Си—Mg
при. комнатной и повышенной температурах
Свойства сплавов алюминиевого угла системы А1—Си—Mg
в зависимости от содержания меди и магния были изучены еще
в тридцатых годах [22, 23]. На рис. 35 приведены кривые равных
значений предела прочности листовых образцов в свежезакален¬
ном н естественно состаренном состояниях сплавов системы At—
Си—Mg, а также кривые эффекта естественного старения. С уве*
93

ТАБЛИЦА 1}
МЕТАЛЛОГРАФИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ И ПЛОТНОСТЬ ФАЗ,
ПРИСУТСТВУЮЩИХ В СПЛАВАХ СИСТЕМЫ AI— Ctt—Mf
І19, 20, 21]
Фаз л
Ткл решетки
Форни кристаллов
о
Параметры решетки. А
Плот¬
ность
г/см*
AlaCu
Тетрагонад ь-
нал
Иглы (ПО)
6,052
—
4,878
—
AljCuMg
Орторомбичес¬
кая
Иглы (0,10), (0,21)
4,00
9,23
7,14
■ - -
AljM^Cu
Кубическая
Ромбические до¬
декаэдры (НО),
срезанные по гра¬
ням куба (100)
14,28
AIjMg,
і
—
28,16
—
-
2,24
MgtSl
»
Октаэдры (111),
иногда срезан¬
ные пограним ку¬
ба (100)
6,891
AIjCiijFe
Тетрагональ¬
ная
Пластинки или
чешуйки (001)
6,32
—
14,78
4,1
AICuMn
Орторомбичес¬
кая
Иглы, часто двой¬
никовые
—
3,70
AlFcAlgSi
Гексагональ¬
ная
Треугольные пла-
стишся, соединен¬
ные по (001) н
(100)
6,62
7,92
AlCuMgSi
Гексагональ¬
ная
Иглы
10,30
—
4,04
2,79
MnAl,
Ромбическая
—
6,498
7,552
8,870
3,27
FeA!,
Моноклинная
—
16,489
8,083
12,476
3,57
AlFeSi
Тетрагональ¬
ная
Тетрагональные
пластинки
6,11
—
9,46
3,43
AIFeMnSi
Кубическая
Ромбические до¬
декаэдры
12,63
—
—
—
AIMitSl
AlCuFeMa
»
Кубы (100)
Фаза нестаб
12,625
ильная
■—*
3,55
ZrAlj
Тетрагональ¬
ная
—
4,00
—
17,3

ТІАІ,
То же
5,42
8,57
94

Личением содержания меди от 1 до 4^6 при содержании 1—2% Mg
значения предела прочности возрастают с 20 до 38 кПмма в за¬
каленном и естественно состаренном состоянии. С повышением
количества магния с 0,5 до 2% предел прочности увеличивается,
а более высокие содержания магния уменьшают значения проч¬
ности сплавов при всех исследованных содержаниях меди.
Таким образом, по данным работы [23], максимум прочности
имеют сплавы с содержанием 4 % Си и 2% Mg. При этом максималь¬
ный эффект естественного старения наблюдается у сплава с 3—
4% Си и 0,5—1,2% Mg. Более высокая прочность в закаленном
и состаренном состоянии у сплавов, содержащих 2% Mg, обуслов¬
лена повышенной прочностью их в свежезакаленном состоянии.
А1 t 2	3	4	5	6	7	8 Al 1	2 J А 5	6	7	8
мд.Уо	мд,%
Рис. 35. Кривые равной прочности сплавов
системы AI—Сц—Mg {23 J:
й — в слежена каленном состояния: б — естест¬
венно состаренном состоянии; а — эффекта естест¬
венного старения
м / г 3	4	5
Мд,У.
При исследовании сплавов системы А1—Си—Mg при несколько
большем содержании меди, от 3 до 6,5% [15], были подтверждены
данные работы [23]. По данным работы [15], максимальные проч¬
ностные свойства в закаленном и естественно состаренном состоя¬
нии <т0 = 49—51 кПмм3 имеют сплавы, содержащие 4—6% Си
И 1,0—2,0% Mg.
На рис,. 36 представлено влияние меди и магния на упрочнение
сплавов при естественном старении [23].
Увеличение содержания магния с 0,5 до 1,2% в сплавах с 2% Си
повышает эффект естественного старения с 7 до 10,5 кПмм*, при
дальнейшем возрастании количества магния эффект старения
уменьшается. Увеличение меди с 2 до 3% при 0,5% Mg повышает
скорость старения и эффект старения с 7 до 11 кПмм* (см. рис. 35).
Повышение содержания магния до 1,2—1,5% несколько увели¬
чивает эффект старения, а в сплавах с 2% Mg уменьшает.
При содержании 4% Си максимальный эффект старения
12,5	кГІлш* у сплавов с 0,5% Mg.
Из анализа этих данных следует, что максимум эффекта старе¬
ния имеют сплавы, расположенные в области твердых растворов,
95

ближе к кривой максимальной растворимости (рис. 37) [191. На¬
личие в сплавах избытка меди и магния, не перешедших при на¬
греве под закалку в твердый раствор, понижает эффект старения.
N
1
5'
SO
«6
•w
I
г
S'
>V
1
/
Г+'1
+
n /Т
0
..X
--о-
J
\J
*
, /
lo°-
~ 73
j
L
Jy
&
"—“O
ІГЇЗО'
, Ж.
=*
/ ^
/
**•
If—V
41
l_jV
&
X
T
і
Ґ
■M
P—4-
—■4-
	4
і
i
4-'
	4
/
—сь
/
S'
І
cT
/
і
—О
■H
I
>тЛ
V
*
	і—
f
1 с
w
+ 9
A
*1
г
Т~Г
і£_
Г-’
/
/
—4'
J
•
-Xv*.
У
T4
-4
Г—f—
J
_+
-+
1
Г
Її/
pr
і
2^g
Si
C
* •
4
.r
1
f
>cF
. —о
/
/,
/
г-
/
p*
' В
tf
Г*
f—*
«iX>
r
/
.J
s
*X
*•-
17
1
j
/
t
'L
/
X
/
2
fr*
—B-
a
X
*****
1
+ /
1
Продолжительность старения, ч
Рис. 36. Влияппе содержания иедп я магния на упрочнение сплавов при
естественном старения [22, 23]:
в - 0,6% Мд; 6 — 1,3% Mg; « - 2% Mg; I - 2% Си; 2 — 3% Си; 3 — 4% Си
На рис. 38 показано изменение механических свойств закален¬
ных и естественно состаренных прутков из сплавов системы А1—
Си—Mg в зависимости'от содержания легирующих элементов
[16, с. 251.
Ряс. 37. Пояитерма растворимости меди я магния в алюминия [19]
96

Как уже отмечалось выше, сплавы системы А1—Си—Mg от¬
личаются повышенной жаропрочностью.
На рис. 39 представлены кривые длительной прочности спла¬
вов с различным содержанием меди и магния и с 0,6% Мл [15].
Кривые получены по испытаниям листовых образцов при темпера-
Рис. 38. Влияние содержания магния н марганца на механические
свойства прутков из сплава AI + 3,8% Си (а) н А1+ 4,8% Си (б) в за¬
каленном и естественно состаренном состоянии [16, с. 258]:
І ~ бо» Мп; 2 - 0.2% Мп; 2 - 0.4% Мп; 4 - 0,6% Мп; S — 0,9% Ми
туре 200° С и напряжении 16 кПмма. Наибольшее время до раз¬
рушения имеют сплавы, содержащие 3,5—6% Си н 1,2—2% Mg,
т. е. расположенные на квазибииарном разрезе Al—S или вблизи
его с обеих сторон. Отклонение от квазнбинарного разреза (менее
1|2% Mg и больше 2% Mg) приводит к уменьшению длительной
прочности. Особенно быстро понижается длительная прочность
у сплавов, содержащих повышенные количества магния — 3% и
более.
Аналогичные закономерности получены при испытаниях при
250е С и напряжении 10 к/7лша. Эти результаты подтверждают
7 Алкпгаимгаые сплавы	07

данные М. X. Рабиновича *. В его работе максимальные зна¬
чения длительной прочности при температуре 300° С имеют сплавы
с несколько большим содержанием магния, т. е. находящиеся
в области a -f S, правее квазибинарного разреза. AI—S. По-ви¬
димому, это связано с условиями испытания (более высокая тем¬
пература и малые напряжения).
На механические свойства сплавов системы А1—Си—Mg боль¬
шое влияние оказывает присутствующий в этих сплавах марганец.
Рис. 39. Кривые близких значений длительной прочности сплавов
системы А1—Си—Mg—Ain [IS]
Наличие в сплавах марганца повышает температуру рекристал¬
лизации, измельчает структуру холоднодеформированного ма¬
териала, повышает прочностные свойства при комнаткой темпера¬
туре, а также значительно увеличивает жаропрочность.
Склонность к образованию трещин при сварке плавлением
Известно, что промышленные сплавы типа дуралюмин ДІ, Д16,
Д18, широко применяемые в различных областях народного хо¬
зяйства, практически не свариваются плавлением.
• Рабниопич М. X. Автореферат диссертации, МАТИ, 1949.
98

Склонность к трещинообраэованию К при сварке плавлением
сплавов системы А1—Си—Mg без марганца и с 0,6% Мл, пред¬
ставлена на рис. 40. В алюминиевом углу концентраци¬
онного треугольника А1—Си—Mg нанесено расположение иссле¬
дованных сплавов и цифрами около них величина К. Кривая 3
А1 і г 3 Ь 5 В
Mg,V.
Рис. 40. Диаграмма состав — склонность к трещииообразо-
ванию сплавов А1—Са—Mg и алюминий—медь—магний—
марганец [151:
і — для сплавов системы АІ—СП—Mg (данные авторов):
2 — Al~-Cu— Mg— Мп (данные авторов); J — Al— Си—Mg [24 J
построена по данным кольцевой пробы. Сплавы, лежащие справа
от этих кривых, отличаются пониженной (К ^20%); а сплавы,
расположенные слева от кривых, — повышенной склонностью
к образованию кристаллизационных трещин (К до 95%).
Двойные сплавы А1—Си (до 5% Си) н тройные сплавы А1—
Си—Mg, содержащие 2—5% Си и 0,2—2% Mg или 3% Си и 2,5—
3% Mg или 2—3% Си н 4% Mg, характеризуются высокой склон¬
ностью к трещинообразоаанию. В эти составы вписываются про¬
мышленные сплавы Д18, В65, Д1, Діб, Д19П и ВД17. Из тройных
сплавов, имеющих пониженные значения К, можно выделить
7*	И

сплавы с 3,5—5% Сии2,5—4% Mg. Добавка0(6% Мпзначительно
уменьшает склонность сплавов к образованию кристаллизацион¬
ных трещин и поэтому кривая 2 лежит левее кривой 1. Сплавы,
содержащие 3,5—6% Си, 2—3% Mg и 0,6% Мп, отличаются удо¬
влетворительной склонностью к трещинообразованию (/С	20%).
В этой области находится сплав ВАД-1 и частично сплав Д19.
Коррозионная стойкость сплавов системы AL—Си—Mg
Коррозионная стойкость двойных сплавов системы А1—Си,
содержащих 3—5% Си в закаленном и естественно состаренном
состоянии, невысокая и практически одинаковая. Добавка магния
в эти сплавы способствует понижению относительного удлинения •
после коррозии. При этом довольно значительное понижение удли¬
нения происходит у сплавов, содержащих ^ 1 % Mg. Такое влия¬
ние магния связано с усилением местного характера коррозии.
Введение магния в сплавы системы А1—Си понижает раствори¬
мость меди в алюминии. Поэтому сплавы, содержащие более 4% Си
н более 1 % Mg, в закаленном состоянии имеют нерастворившиеся
фазы CuAIa и S, наличие которых усиливает местный характер
коррозии. Коррозионная стойкость сплавов, содержащих 3—5% Си
и 1—4% Mg, в закаленном и естественно состаренном состоянии
практически одинаковая, т. е. не зависит от фазового состава
сплавов [15J.
Совсем иная картина наблюдается при испытании сварных со¬
единений этих сплавов (в случае сварки плавлением). Уже при
содержании более 3% Си происходит резкое ухудшение коррозион¬
ной стойкости. У сплава с 4% Си потери ов составляют 60%^,
а образцы сплавов с 5—6% Си разрушаются в процессе испытаний
в течение 1—1,5 месяцев (потери о. — 100%) 1151.
Введение магния в двойные сплавы существенно повышает их
коррозионную стойкость — сильно при содержании магния до
2% и незначительно при дальнейшем повышении до 4%.
Таким образом, фазовый состав сплавов' значительно влияет
иа коррозионную стойкость сварных соединений. Сплавы, распо¬
ложенные в фазовой области А1—S, характеризуются значительно
большей коррозионной стойкостью, чем сплавы, находящиеся
в области А1—СиА12—S. Во всех сварных образцах выявляется
межкристаллитный характер коррозии, но с совершенно ощути¬
тельной различной интенсивностью в зависимости от содержания
в сплаве только меди или меди и магния.
Межкристаллитный характер коррозии сварных соединений,
выполненных плавлением, сплавов систем А1—Си и А1—Си—Mg
связан со структурными изменениями, происходящими в основ¬
ном материале в процессе быстрого местного нагрева при
сварке.
Наибольшей межкристаллитной коррозии подвергается зона,
расположенная на расстоянии 10—12 мм от шва. Эта зона в про-
100

цессе сварки подвергается секундному нагреву при температурах
230—350 С,
Таким образом, появление склонности к межкристаллптной
коррозии у закаленных и естественно состаренных сплавов си¬
стемы А1—Си—uMg в связи с нагревами зависит от их фазового
состава.
Менее склонны к межкристаллитиой коррозии после нагрева
сплавы, находящиеся в области А1—S (Д19, Д19П, ВД17, ВАД-1),
чем в области Al—CuAla—S (В65, Д18, ДІ, Діб).
Влияние примесей железа, кремния, цинка, никеля,
титана, циркония, бериллия и др.
В алюминиевых сплавах, кроме основных легирующих эле¬
ментов, присутствуют небольшие количества примесей. Некоторые
из них (железо и кремний) имеются в исходном алюминии, другие
(цинк и никель) попадают в сплавы при переплаве отходов, третьи
(бериллий, титан и цирконий) вводят специально в качестве тех¬
нологических добавок.
Рассмотрим отдельно влияние каждой примеси на свойства
сплавов типа дуралюмин.
Влияние кремния. Кремний (до 0,05%) в сплавах дуралюмин
с малым содержанием магния, до 1%, повышает прочностные
характеристики сплавов при искусственном старении, при этом
сплавы сохраняют способность к естественному старению [12, 251.
Увеличение прочности сплава Д. А. Петров объясняет выделением
фазы Mg4Si [19],
При более высоком содержании магния (1,5%) количество крем¬
ния должно быть минимальным, так как после естественного и
искусственного старения прочность понижается. Кроме того, крем¬
ний в этих сплавах увеличивает склонность к трещииообразова-
нию при литье (в сплавах Діб, Д19) и сварке (сплав ВАД-1),
а также понижает пластичность заклепок из всех сплавов. В рас¬
смотренных сплавах содержание кремния более 0,1—0,15% будет
нежелательным.
Влияние железа. Железо образует соединение FeAls, практи¬
чески не растворимое в твердом алюминии н выпадающее в виде
грубой фазы. Железо также входит в состав нерастворимых соеди¬
нений со многими присутствующими в сплаве элементами (медью,
марганцем, кремнием). Эти грубые составляющие понижают пла¬
стичность и способствуют растрескиванию полуфабрикатов при
деформации [25]..
Небольшие количества железа, 0,2—0,25%, в присутствии
кремния не оказывают отрицательного влияния на механические
свойства сплавов, значительно уменьшают склонность к трещино-
образованию при литье и сварке.
Для нейтрализации вредного влияния кремния при литье и
сварке содержание железа в сплавах должно быть в 1,1—1,5 раза
101

больше, чем кремния І12]. Более высокое количество железа по¬
нижает прочностные свойства сплавов при комнатной температуре
благодаря образованию нерастворимых фаз с медью: CuaFeAl,
либо (CuFe) А17 в сплавах без марганца, или фазы AlCuFeMn,
AlCuFeSiMn при наличии марганца, и тем самым уменьшает ко¬
личество растворимой меди, принимающей участие в упрочнении
при термической обработке. При этом увеличение количества не¬
растворимых фаз обусловливает снижение пластичности.
Для получения высокой пластичности литого и деформирован¬
ного материала содержание железа и кремния должно быть мини¬
мальным.
Влияние никеля. Никель образует нерастворимые фазы с медью
и железом, уменьшает пластичность и прочность термически об¬
рабатываемых сплавов, улучшает твердость и прочность при повы¬
шенных температурах и понижает коэффициент линейного рас¬
ширения.
Совместное присутствие железа и никеля в сплавах системы
Al~Cu—Mg обеспечивает повышение механических свойств
при комнатной и повышенных температурах по сравнению
со сплавами, содержащими либо железо, либо только ни¬
кель [14].
Положительное влияние совместного содержания железа и
никеля связано с образованием нерастворимой фазы FeNiAU,
не включающей медь.
В сплавах системы А1—Си—Mg—Мп (Діб, Д1 и др.), содержа¬
щих железо и кремний в виде примесей, при введении никеля
фаза FeNiAJg не образуется. Присутствующее в сплаве железо
входит в соединение AlFeMnSi.
Добавление никеля понижает прочность сплава Діб (Д1, Д19),
вследствие образования нерастворимого соединения типа AICuNj.
Таким образом, в сплавах типа дуралюмин никель ведет себя
так же, как железо, поэтому сумма железо -f- никель не должна
превышать допустимые пределы по железу,
Влияние цинка. Небольшие количества цинка 0,1—0,5% не
влияют на механические свойства рассматриваемых сплавов при
комнатной температуре и значительна понижают их жаропроч¬
ность [141. Примесь цинка (0,1— 0,3%) увеличивает склонность
к трещинообразовакию при литье и сварке, поэтому она является
вредной в сплавах данной системы [121.
Влияние бериллия. Небольшие добавки бериллия (до 0,1%)
не влияют на механические свойства сплавов как при комнаткой,
так н при повышенных температурах. Не действует бериллий и
на склонность к трещннообразованию. Вместе с тем небольшие
добавки бериллия в сплавах с повышенным содержанием магния
0,5% и более) весьма полезны. Введение бериллия порядка
0,005% предохраняет сплавы от окисления при литье и термичес¬
кой обработке. Природа влияния бериллия на эти сплавы описана
в работе [I8J.
юг

Авторы І18] установили, что бериллий входит в состав окпс-
ной пленки, состоящей в этих сплавах главным образом из окиси
магния, способствует ее упрочнению и тем самым уменьшает даль¬
нейшее окисление сплава.
Более высокое содержание в сплавах бериллия (0,1—0,596)
требует особых мер предосторожности при плавке и литье из-за
его токсичности.
Влияние лития. Литий сильно повышает скорость окисления
расплавленного алюминия. Добавка лития к сплавам системы А1—
Си увеличивает прочность при повышенных температурах, пони¬
жает плотность и увеличивает модуль упругости.
В присутствии матния упрочняющего действия лития не наб¬
людается.
В сплавах типа дуралюминия литий нежелателен.
Влияние хрома. Хром образует соединение СгА1„ выпадающее
в виде грубых составляющих. Образование этих составляющих
усиливается в присутствии марганца, железа и титана [251-
Влияние хрома на сплавы типа дуралюмвны аналогично влиянию
марганца, поэтому в промышленных сплавах этого типа хром не
применяют.
Влияние титана. Титан в алюминиевых сплавах применяется
в основном для измельчения зерна литого металла. Это свойство
титана широко используется при разработке свариваемых сплавов
и присадочных материалов.
Добавка титана во всех случаях значительно уменьшает
склонность к трещинообразованню этих сплавов [24].
Влияние небольших количеств титана обнаружено и при литье
слитков. Эффект измельчения зерна одного титана уменьшается
с увеличением времени выдержки расплава и с частотой пере¬
плава.
Если в сплаве, кроме титана, присутствует бор, эффект
измельчения сохраняется при продолжительных выдержках рас¬
плава, а также при повторном переплаве.
Природу способности титана измельчать литое зерно объясняют
по-разному [26, с. 295, 321; 27; 18, с. 273], но общим в этих рабо¬
тах является то, что титан образует в расплаве зародыши, служа¬
щие центрами кристаллизации. По одним данным, эти зародыши—
алюмииид титана, [£6,181; по другим—карбид титана [27]. В при¬
сутствии бора этими зародышами будут частички борнда
титана.
В работе [28] высокая модифицирующая способность титана
и других переходных металлов объясняется наличием недостроен¬
ных электронных оболочек и зависит от числа и энергетического
состояния электронов на недостроенных оболочках изолирован¬
ных атомов этих металлов.
Влияние циркония. В небольших количествах цирконий, так
же к2к и титан, эффективно измельчает зерно в алюминии п алю¬
миниевых сплавах [18, 15, с. 54].
103

Измельчение литой структуры обеспечивает уменьшение
склонности к образованию трещин при литье и сварке и значи¬
тельное повышение пластичности слитков и сварных соедине¬
ний.
Добавка циркония практически не оказывает влияния на проч¬
ностные свойства холоднодеформированных полуфабрикатов из
сплавов, содержащих марганец, и несколько повышает их у спла¬
вов без марганца [16, с. 251J. Цирконий аналогично марганцу, но
при значительно меньшем содержании, повышает температуру
рекристаллизации сплава, что способствует получению нере-
крнсталлизованной структуры и высокой прочности горячепрес¬
сованных полуфабрикатов [14; 15, с. 78]. В отличие от марганца
цирконий повышает устойчивость твердого раствора алюминиевых
сплавов к улучшает прокалнваемость крупных полуфабрикатов.
В с ложколегированных сплавах, содержащих марганец и примесь
железа, добавка циркония способствует образованию крупных
Ннтерметаллидов.
Влияние бора. Небольшие количества (0,005—0,01%) бора
измельчают зерно алюминия н его сплавов. Эффект модифициро¬
вания увеличивается в присутствии небольших количеств титана
(0,01%). Эти два элемента образуют соединение TiB2.
Термическая обработка
Отжиг. Холоднодеформированная структура менее стабильна,
чем структура, свойственная отожженному состоянию.
В зависимости от температуры и продолжительности нагрева
в холоднодеформированном металле протекают разные структур¬
ные изменения, которые подразделяют на.процессы возврата и
процессы рекристаллизации. У сплавов, упрочняемых термичес¬
кой обработкой, при нагреве происходят также процессы распада
и коагуляции продуктов распада, сопровождающиеся разупроч¬
нением.
При сравнительно низких температурах (для рассматривае¬
мых сплавов '-•200—300° С) происходит возврат, при котором
форма и размеры зерен не изменяются, но происходит изменение
некоторых свойств металла: понижается прочность, повышается
пластичность и электропроводность [29 J.
Полный возврат всех свойств наступает только при рекристал¬
лизации, которая происходит при более высокой температуре или
при более высокой продолжительности выдержки, чем воз¬
врат.
Рекристаллизация характеризуется постепенным образова¬
нием и появлением микроскопически видимой зернистой струк¬
туры. Новая структура свободна от напряжений, имеется немного
дислокаций внутри зерен, но нет их скоплений по границам
12о, с. 92 ].
104

Рекристаллизация зависит от температуры и времени. Боль¬
шое влияние на температуру рекристаллизации оказывают преды¬
дущая обработка материала. Высокая степень предварительной
холодной деформации уменьшает время к температуру рекристал¬
лизации.
Сплавы, деформированные при температурах более 350—
400° С, обычно трудно рекристаллизуются. На температуру
рекристаллизации оказывает также влияние химический состав
сплава.
Большое влияние на свойства рекристаллизованного металла
оказывает размер полученного зерна, который определяется глав¬
ным образом степенью холодной деформации. Имеется малая де¬
формация, ниже которой рекристаллизация не проходит. Эта кри¬
тическая деформация в обычных условиях отжига способствует
значительному росту зерна. При малой деформации велпчина зер¬
на получается относительно большой.
На размер зерна также влияет скорость и температура нагрева
пря отжиге. При медленном нагреве величина зерна получается
крупнее, чем при быстром, более высокая температура отжига
понижает критическую деформацию и увеличивает размер
зерна.
Для термически упрочняемых сплавов типа дуралюмин суще¬
ствует три типа отжига: 1) отжиг-возврат для частичного снятия
наклепа, 2) рекристаллизационный отжиг для полного снятия на¬
клепа предварительно деформированных полуфабрикатов, 3) от¬
жиг полуфабрикатов, предварительно упрочненных термической
обработкой — закалкой и старением.
Для этих сплавов температура отжига и скорость охлаждения
должны более строго контролироваться с целью предупреждения
возможной частичной закалки.
При холодной деформации деталей из отожженного материала
иногда требуется промежуточный отжиг. В этих условиях
в самом процессе деформации происходит интенсивный распад и
коагуляция упрочняющих фаз, так что при последующем про¬
межуточном отжиге будет происходить только снятие напряжений.
Этот нагрев можно осуществлять при температуре 300—320° и
с очень малой выдержкой, достаточной только для полного про¬
грева детали. Скорость нагрева и охлаждения при этом можно не
контролировать, хотя предпочтительно нагревать быстро с целью
уменьшения роста зерна. Отжиг предварительно термически упроч¬
ненных полуфабрикатов должен привести к разупрочнению, т. е.
к распаду и коагуляции упрочняющих фаз. В этом случае нагрев
следует производить при температурах 400—420“ С с последую¬
щим охлаждением со скоростью не более 10 град/ч: Цель этого
отжига — максимальное выведение из твердого раствора меди и
магния.
И все-таки, несмотря на такой интенсивный отжиг, полу¬
фабрикаты, отожженные из термообработанного состояния, обычно
105

хуже деформируются, чем отожженные полуфабрикаты, не под¬
вергавшиеся упрочняющей термообработке [25, с. 92* 301.
Рекомендуемые режимы отжига полуфабрикатов
кз сплавов топа дуралюмин ДІ8, ВАЗ, Д1, Діб, Д19 ВАД
і, ”С
Отжиг закаленного и состаренпого ма¬
териала  		 380—420
Рекристаллизациоиный отжиг дефор¬
мированного материала .....	350—100
Отжиг-воэпрат для частичного снятия
наклепа		 250—280
т, «
10—бОжии *1.**
1—2 н •*. **
0.5
Упрочняющая термообработка {закалка и старение)
Все рассматриваемые в данной главе сплавы относятся к спла¬
вам типа твердых растворов, они упрочняются термической обра¬
боткой — закалкой и старением. Температура нагрева под за¬
калку на 5—8 град ниже температуры плавления эвтектики, по¬
этому необходим очень тщательный контроль равномерности тем¬
пературы по всему нагревательному пространству.
Продолжительность выдержки при температуре закалки зави¬
сит от химического состава сплава, типа полуфабриката и толщины
сечения.
Сплавы типа дуралюмин интенсивно упрочняются при есте¬
ственном старении.
С увеличением легированности твердого раствора скорость
упрочнения при естественном старении повышается.
По возрастании скорости естественного старения сплавы можно
расположить в ряд: Д18, ВД17, В65, ВАД-1, ДІ9, Д1, Д16.
Упрочнение при естественном старении можно ускорить или
замедлить изменением температуры вылеживания.
В интервале температур — 10-*-4-25° С скорость старения уве¬
личивается в два раза при повышении температуры на 5 град 127].
Скорость старения значительно возрастает при повышении темпе¬
ратуры до 40 и особенно до 100° С.
Рекомендуемые режимы термической обработки — закалки
н старения и средняя температура начала плавления сплавов
(температура пережога) приведены в табл. 19. Температура пере¬
жога сплава зависит от его химического состава, для одного и того
же сплава эта температура колеблется в широких пределах в за¬
висимости от содержания легирующих элементов, главным об¬
разом тех, которые входят в состав легкоплавких эвтектик. Так,
*1 Для плакированных листов время нагрева следует выбирать меньше,
чем для [«плакированных полуфабрикатов.
42 Охлаждение со скоростью не более 10 град/'і до 280° С, затем на воз¬
духе.
•* Охлаждение оо скоростью не более 30 градЫ до 280° С, затем на воздухе.
100

РЕЖИМЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
ПРОМЫШЛЕННЫХ СИЛАСОВ ТИПА ДУРАЛЮМНН
ТАБЛИЦА t§
Марка
сплава
Температура
закалки* °С
Старекие
Температуро
начала
ЛЛ8ДЛЄЛнл
°С
температура, *С
і
j прем», я
1
Д18
495—505
Комнатная
96
560
В65
520-530
75^5 --
24
550
Д1
495—510
Комнатная
96
514
дш
495—505
Комнатная1
96
514
Діб
495-505
Комнатная
96
503
188—193
11—13
485-503
Комнатная
96
188—193
6-8
ДІ6П
490-500
Комнатная 1
96
503
Д19
500-510
Комнатная
120—240
185-195
12—14
510
495—505
Комнатная
120—240
185-195
8—10
Д19П
503-508
Комнатная3
і
120—240
512
ВАДІ
503—508
Комнатная
120-240 |
[ 511
185—195
12-14
ВДІ7
495-505
165—175
15-17 I
510
1 Заклепки ставятся а конструкцию а сае жезл к але илом Соетаип пи.
* Заклепки сплава Д19Л проверяются на среа после старения при 100* С в тече¬
ние 3 ч.
для сплава Д16 температура пережога колеблется в пределах
от 503—505 до 520—525° С при изменении содержания легирующих
элементов в пределах требований ГОСТа [131.
Технологические свойства
Сплавы Д18 и В65 имеют высокую пластичность в горячем со¬
стоянии и удовлетворительную в холодном.
Сплав Д1 отличается хорошей пластичностью в горячем состоя¬
нии и удовлетворительной после отжига и закалки. В состарен-
ном состоянии пластичность пониженная. Температура ковки
470—420° С (на прессе) и 450—380® С (под молотом).
Сплавы Д16 и Д19 имеют удовлетворительную пластичность
в горячем состоянии и в холодном состоянии после отжига или
закалки.. В естественно состаренном состоянии пластичность шжи-
107

женная, еше более низкая пластичность у этих сплавов наблю¬
дается в искусственно состаренном состоянии.
Сплав ВД17 хорошо деформируется в горячем состоянии. Тем¬
пература ковки 470—400° С (на прессе) и 450—380е С (под моло¬
том), температура вагрева под деформацию 470—420° С. Допусти¬
мая деформация за один нагрев составляет 80% (на прессе) и
60% (под молотом).
Сплав ВАД-1 характеризуется хорошей пластичностью в горя¬
чем состоянии. Температура ковки 470—380° С. Температура на¬
грева слитка 470—420° С. Допустимая деформация 80% (на прессе)
и 60% (под молотом). Пластичность в холодном состоянии после
отжига пли закалки удовлетворительная.
Все сплавы типа дуралюмин удовлетворительно обрабатываются
резанием в закаленном к состаренном состоянии и плохо в отож¬
женном состоянии. Эти сплавы удовлетворительно обрабатываются
химическим фрезерованием (размерным травлением). Если на
деталях образуется грубая поверхность, их следует подвергать
механической обработке.
Механические свойства
Типичные механические свойства полуфабрикатов из сплавов
типа дуралюмин приведены в табл. 20—22.
таблица го
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПЛАКИРОВАННЫХ ЗАКАЛЕННЫХ
Н ЕСТЕСТВЕННО СОСТАРЕННЫХ
ЛИСТОВ ИЗ СПЛАВОВ ДІВ,
ді», вал-1 при го* с
Марк*
сплаві
°я
kTJmm*
Ль
Д*
ли»
44
29
19
Д19
44
30
20
ВАД-1
44
28
18
• Лр* I» — 11,3 J F, где 1л — расчет*
вал длина, г — площадь поперечного сече-
в*я.
ТАБЛИЦА 21
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРЕССОВАННЫХ ЗАКАЛЕННЫХ
И ЕСТЕСТВЕННО СОСТАРЕННЫХ
ИЗДЕЛИЙ ИЗ СПЛАВОВ
ДІВ, ДІВ, ВАД-1 ПРИ 10* С
Марка
сплава
%
кГ/ммж
кГ°/2м*
*
Діб
49—53
3d—39
10—12
Д19
48—52
35—37
12—13
ВАД-1
48—50
34—36
12—13
ТАБЛИЦА 22
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРОВОЛОКИ ДИАМЕТРОМ Я мм,
ЗАКАЛЕННОЙ И ЕСТЕСТВЕННО СОСТАРЕННОЙ ПРИ 20° С
Марка
сплава
кГ/мм‘
Vi
кГ/им*
д
%
S
тср
кГ/jkjk*
Д1Ш
30,0
п
24
60
21
В05
40,0
—
20
50
26
ДІ9П
4$
28
23
42
29
105

Применение
Сплавы типа дуралюмнн широко применяются во всех областях
народного хозяйства, особенно в авиации. Наименее легирован*
ные высокопластнчние сплавы Д18 н В65 применяются для закле¬
пок, которые ставят в конструкцию в термически обработанном
состоянии без ограничения времени. Сплав В65 в настоящее вре¬
мя — основной заклепочный сплав. Заклепки также делают из
сплавов марок Д1П, Д16П и Д19П. Заклепочные сплавы (с бук¬
вой П) отличаются от тех же сплавов без буквы «ТТ» более узкими
пределами содержания основных легирующих элементов н мень¬
шим количеством допустимых примесей, что способствует по¬
вышению пластичности.
Сплавы Д1П, ДІ6П к Д19П имеют пониженную технологичес¬
кую пластичность по сравнению со сплавами Д18 и В65, поэтому
их применение ограниченно и имеет место в тех случаях, когда
необходима повышенная прочность на срез при комнатной пли
повышенной температурах. Сплавы Діб, ДІ9, ВДІ7 исполь¬
зуются для работы при повышенных температурах. Наиболее
прочный сплав Д16 в виде листов и прессованных полуфабрикатов
служит основным конструкционным материалом для силовых эле¬
ментов изделий ответственного назначения. Из него изготавли¬
вают детали каркаса обшивки, шпангоуты, нервюры, лонжероны,
тяги управления самолетов, а также другие нагруженные детали
летательных аппаратов и конструкций.
Сплав Д19 применяется для тех же деталей, что н сплав Д16,
но в условиях разогрева до температуры 200—250° С.
Из сплава Д1 — нормального дуралюмнна в настоящее время
делают главным образом штамповку лопастей воздушных винтов,
а также различные узлы крепления, болты и другие детали. Про¬
изводство листов и прессованных изделий пз сплавов Д1 непре¬
рывно сокращается вследствие замены его более прочным сплавом
Д16.
Основное назначение сплава ВД17 — лопатки компрессора
двигателей, работающих при температурах до 250° С. Другого
применения этот сплав не нашел.
Свариваемый сплав ВАДІ применяют для сварных конструк¬
ций, работающих как при комнатной, так и при повышенных тем¬
пературах (до 2—3 ч при 250° С, длительно в течение сотен часов
при 175° С).
2.	Жаропрочные сплавы АК2, АК4, АК4-1 *
Обитая характеристика сплавов
Жаропрочные алюмпнпевые сплавы АК2, АК4 и АК4-1 по
своему химическому и фазовому составам весьма близки к спла¬
вам типа дуралюмин, однако имеются и существенные различия:
* Автор О. А. Романова.
109

как сплавы АК2, АК4, АК4-1, так н сплавы дуралгамии основаны
на системе А!—Си—Mg н основными упрочняющими фазами при
термической обработке служат фазы S—AlaCuMg и CuAI3 [191.
Отличие заключается в том, что вместо марганца в сплавах АК2,
АК4 и АК4-1 в качестве легирующих элементов в значительных
количествах содержатся железо, някель и кремний. Сплавы АК4
и АК.4-1 менее легированы по меди. Эти отличительные факторы во
многом определяют изменение структуры и свойств при комнатной
и повышенных температурах. Сплав АК2 — один из первых жаро¬
прочных сплавов этой группы, долгое время его применяли для
деталей авиационных двигателей. В настоящее время он практи¬
чески вытеснен сплавами АК4 и АК4-1. Сплавы АК4 и АК4-1
более жаропрочные, чем сплав АК2. По своим механическим свой¬
ствам сплавы АК4 и АК4-1 довольно близки. Сплав АК4-1 яв¬
ляется модификацией сплава АК4, в котором кремния содержится
в качестве примеси не более 0,35% или в пределах 0,10—
0,25%.
Основное различие сплавов АК4 н АК4-1 заключается в их
технологических свойствах. Сплав АК4-1 отличается более высо¬
кими технологическими свойствами при литье и обработке давле¬
нием (ковке, штамповке, прессованию, прокатке) и поэтому
он почти полностью заменяет сплав АК4 для производства поковок
и штамповок.
Химический состав сплавов АК2, АК4 и АК4-1 приведен
в табл. 23.
таблица а
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ СПЛАВОВ АК2, АК4 И АК4-1 ♦, %
Марка
сплела
Си
Mjf
Fe
NI
sr
ТІ
АК2
АКА
AK4-I
3,5-4,5
1.9—	2,5
1.9-	2,5
0,4-0,8
1.4—	1,8
1.4-	1,8
0,5-1,0
0,8—1,3
0,8-1,3
1,8-2,3
0,8-1,3
0.8-1,3
0,5—1,0
0,5—1.2
0,35
0,02—0,1
• Все «арксплава содержат следующие примеси; 0,3% Zn, 0,2% Мп, 0,1% nptwie
прітеся.
Сплав АК2 по содержанию меди и магния близок к сплаву
Д1 и в системе А1—Си—Mg располагается в тройной фазовой
области a 4-GiAlj -j-S.
Сплавы АК4 и АК4-1 аналогичны по концентрации меди и маг¬
нию и в системе А1—Си—Mg попадают в двухфазную область a-j-S,
а избыточный магний дополнительно насыщает a-твердый раствор.
В зависимости от присутствия железа, никеля п кремния фазовый
состав сплавов может существенно различаться, что приводит
к изменению и характера упрочнения,
но

Были проведены весьма обстоятельные исследования по изуче¬
нию фазовой природы этих сплавов, в результате которых установ¬
лено влияние железа, никеля и кремния и изучена тонкая струк¬
тура этих сплавов 131—34].
Влияние легирующих элементов и примесей
на структуру и свойства сплава
Влияние железа. При добавке железа к сплаву А1—2,2% Си—
1,6% Mg прочностные свойства в закаленном и состаренном со¬
стояниях резко снижаются. Металлографические исследования
показывают, что железо образует с медью нерастворимое иптер-
металлическое соединение Cu2FeAl7, снижающее концентрацию
меди в твердом растворе и тем самым уменьшающее эффект уп¬
рочнения. Снижение содержания меди в твердом растворе хо¬
рошо подтверждается рентгенографическими исследованиями. Па¬
раметр решетки в этом случае увеличивается 131, 32].
Влияние никеля. При добавке никеля к сплавам механические
свойства изменяются, как и при добавке железа. Никель также
образует практически нерастворимую тройную с медью фазу
AljQijNi, приводящую к снижению концентрации меди в твердом
растворе. Параметр решетки с повышением содержания никеля
увеличивается, что указывает на уменьшение концентрации меди
в твердом растворе [31, 32].
Совместное влияние железа и никеля. При одновременном вне-:
дении железа и никеля в сплавы картина изменения механических
свойств совершенно иная. При добавлении железа (до 2,5%) при
постоянном содержании никеля (1,6%) прочностные свойства резко
повышаются в закаленном и состаренном состояниях и достигают
максимальных значений при содержании железа 1,6%. При дру¬
гих концентрациях железа и никеля максимальные значения проч¬
ностных свойств, как правило, обиаруживаются при соотношении
железа и никеля, равном примерно 1 : 1. Железо и никель обра¬
зуют тройное соединение FeNi'Alj, в котором железо и никель
содержатся примерно' в равных весовых соотношениях. Появле¬
ние фазы FeNiAIe уменьшает возможность образования нерас¬
творимых соединении типа AlCuFe и А1Си№,что увеличивает кон¬
центрацию меди в твердом растворе. Параметр решетки при добав¬
ках железа при одновременном присутствии никеля уменьшается
и имеет минимальное значение при соотношении Fe: №=1:1.
Уменьшение параметра решетки свидетельствует о повышении
концентрации меди в твердом растворе, минимальный параметр
соответствует максимальному количеству меди, перешедшему
в твердый раствор [31, 32]. С увеличением образования фазы
FeNiAlg в сплаве повышаются эффекты термической обработки
(рис. 41). Особенно возрастает эффект закалки, который при кон¬
центрации фазы Fe КЇА1», равной 1,5%, имеет максимальное зна¬
чение.. Увеличение эффекта закалки сплава, очевидно, можно
Ш

объяснить тем, что нерастворимые частицы фазы FeNiAla служат
весьма эффективными барьерами для прохождения дислокаций.
Фаза FeNiAls улучшает также механические свойства при повы¬
шенных температурах и жаропрочность сплава. Так, при кратко¬
временном растяжении при І50 и 175° С (без предварительной вы¬
держки и после выдержки в течение 100 ч) предел прочности повы¬
шается в зависимости от содержания фазы FeNiAlj. Длительная
прочность при 175° С резко возрастает с увеличением концентра¬
ции фазы FeNiAl0 с образованием
максимума (рис. 42). Таким образом,
фаза FeNiAltoiy«HT также хорошим
препятствием для деформации при
Рис. 42. Влияние содер¬
жания фазы FeNiAla на
длительную прочность
сплава АК4-1 при 175° С
и напряжении 26 кі'їмм2'.
1 — максимальные значе¬
ния; 2 — мкннмальтше зна¬
чення
Влияние кремния. Добавки кремния до 0,4% повышают проч¬
ностные свойства сплавов АК4 и АК4-1. Наибольшие значения
установлены при содержании до 0,25—0,3% Si [351 (рис. 43).
Кремний в этих концентрациях эффективно улучшает и жаропроч¬
ные свойства сплавов. Так, максимальные значения длительной
прочности при температуре 200° С и кратковременной прочности
при температурах вплоть до 300° С имеют место при содержании
кремния в интервале 0,3—0,35% (рис. 44).
Небольшие концентрации кремния снижают количество и раз¬
мер вакансий и дислокационных петель, 'а также уменьшают ско¬
рость образования зон Гинье—Престона—Багаряцкого и мета-
стабильных модификаций S-фазы [341. Снижение жаропрочных
свойств с повышением содержания кремния связано с увеличением
количества фазы Mg2Si, малорастворимой при избытке магния
(141. Однако в исследованиях [14] показано, что при значительных
содержаниях кремния, свыше 0,6—0,8%, длительная прочность
и сопротивление ползучести при 300° С снова повышаются и при
концентрациях кремния —1,6% имеют максимальные значения,
112
повышенных температурах.
I
<сГ
/
/ ,
-—
ь- — -
V
о ns w fts
ГМАЦЛ
Рис. 41, Влияние содержания
фазы FeNiAlp на аффекты тер¬
мической обработки сплава
AK4-I:
7 — Эффект* старели я; 2 — эффект
за кз л к 11
Сядсржам? (разы
геШ19л%

что связано с появлением жаропрочной четверной фазы
W (AljCuMgjSiJ и уменьшением количества фазы Mg2Si. Макси¬
мальная жаропрочность сплавов установлена в сравнительно уз¬
кой фазовой области a -j-S -f- W.
Малые концентрация кремния, до 0,20—0,25%, практически
не оказывают влияния на коррозионную стойкость сплава АК4-1.
Большая концентрация кремния делает сплав чувствительным
к межкристаллитной коррозии, появляется склонность к корро¬
зии под напряжением. Поэтому для получения оптимальных ыеха-
при различных режимах старения:
/ — і 90* С: 1 — 195е С; S — EDO* С
нических свойств и высоком
коррозионной стойкости содер¬
жание кремния в сплаве АК4-1
целесообразно поддерживать
в пределах 0,15—0,25%.
Рііс, 44. Влияние кремния на
длительную прочность сплава
АК4-1:
1	—200® С (кипряжение 18*Г/-імі1)ї
2	— 270° С {напряжение 8 к Г/мм*)
Фазовый состав сплавов АК.4, АК4-1 и АК 2
Фазовый состав сплава АК4-1 следующий. Основная упроч¬
няющая фаза при термической обработке — S-фаза и ее мета-
стабильные модификации. Железо и никель связываются в основ¬
ном в тройную фазу с алюминием FeI^iAl0; в зависимости от
избытка железа или никеля против соотношения 1: 1 могут быть
соответственно фазы Cu4FeAl7 и AI0Cu3Ni; кремнпй с магнием
образует фазу Mg3Si. Присутствие фаз Cu3FeAlT, Al0CuaNj и
MgaSi снижает механические свойства сплавов. Фазовый состав
сплава АК.4 аналогичен составу сплава АК4-1 с той лишь разни¬
цей, что фазы Mg2Si значительно больше и может присутствовать
четверная W-фаза.
Основные упрочняющие фазы сплава АК2 — фазы CuAl3 и S.
Никель большей частью связывается с медью и образует фазу
8 А^юмтшсяыс сплавы	из

Al#CUjNi за счет избыточных фаз СиА1а и S, не перешедших в твер-
дый раствор при нагреве под закалку, Железо и кремний образуют
тройную фазу a (AIFeSi), кремний с магнием может образовать
также фазу MgjSI. Высокая жаропрочность сплавов АК4 и АК4-1
определяется прежде всего их фазовым составом, наличием упроч¬
няющей жаропрочной фазы S (Al2CuMg), достаточно устойчивой
п менее склонной к коагуляции при повышенных температурах.
Доказано также положительное влияние тройной фазы FeNiAl»
на жаропрочвосгь сплава. Меньшая легнрованность твердого рас¬
твора сплавов АК4 и AK4-I способствует меньшей скорости его
распада, а следовательно, получению структуры с более тонким
строением, обеспечивающей высокие механические свойства при
повышенных температурах 1191. Более низкая скорость распада
малолегироааниото твердого раствора, чем у дуралюминов, по¬
зволяет таже сохранить большую концентрацию остаточного
твердого раствора.
Термическая обработка сплавов
Режимы термической обработки сплавов АК2, АК4 и АК4-1
приведены в табл. 24.
Повышенные температуры искусственного старения обеспечи¬
вают более высокий предел текучести при пониженной пластич¬
ности и удовлетворительную коррозионную стойкость сплавов.
Для снижения коробления и поводок деталей сложной конфигу¬
рации с толщиной стенки до 80 мм при термической и последующей
механической обработке охлаждение при закалке можно про¬
водить в кипящей воде, при этом механические свойства сплавов
практически не изменяются (371.
На рнс. 45 я 46 приведены кинетические кривые старения и из¬
менения электросопротивления сплава АК4-1 как основного пред¬
ставителя этой группы сплавов.
Анализируя эти данные в свете положений, развиваемых
И. Н. Фридляндером (36, с. 316], необходимо отметить следующее:
кривые старения при температурах 100,120,130° С после выдержек
начиная січи кончая 7 сутками характеризуются весьма слабым
повышением предела прочности и предела текучести и практи¬
чески не меняющимся относительным удлинением. Отношение
a0ll/u, = 0,6—0,65 имеет сравнительно низкие значения и харак¬
терно для зонной стадии старения.
Однако на электронных микрофотографиях, полученных при
130° С, видны следы выделений по границам зерен и но отдель¬
ным зернам в виде точек (рис. 47, а). Следовательно при этих
температурах имеет место и фазовое старение, которое, по-види¬
мому, играет меньшую роль в упрочнении сплава по сравнению
с зонной стадией.
При температурах 150, 160 и 170° С за время старения от 1 д0
96 ч наблюдается постепенное повышение прочностных свойств
114

ТА блиц A U
РЕЖИМЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СПЛАВОВ АК2,
АК4 И AK4-I
Температура
пагрсаа под
ззкалну, °С
Режим старения
Марка
сплава
Вид полуфабриката
температура
°С
эрсня, V
А1С2
515—530
Прессованные прутки
Штамповки, поковки
1S0—170
165—180
4—15
6—16
АК4
525—535
Прессованные полуфэб*
рикаты
Поковки и штамповки:
I режим
II »
155—180
165—180
190—200
10-16
10—16
8—12
АК4-1
525-535
Листы плакированные:
I режим
II в
Прессованные профили:
I режим
11 »
185-195
185-195
190—200
190—200
9—12
24
12—14
[36, с, 264]
24
[36, с, 272]
АК4-1
525—535
Шиты горячекатаные;
I режим
II >
Поковки, штамповки:
I режим
II >
190—200
190-200
185—195
195—200
7—	9
24
8-	12
24
без достижения максимальных значений и некоторое снижение от¬
носительного удлинения.
Отношение аа>г(а0 возрастает и становится равным 0,7. Удель¬
ное электросопротивление несколько снижается. Распад твердого
раствора становится более интенсивным, что указывает на даль¬
нейшее развитие фазового старения (рис. 47, б). Однако при тем*
пературах 150—170° С сохраняется неравномерность распада, т. е.
он охватывает не все зерна, а отдельные, очевидно, с более благо¬
приятными энергетическими условиями.
При старении при 180, 195,- 200, 210 л 220° С достигаются
максимальные значения пределов прочности и текучести и мини¬
мальная пластичность. Поэтому отношение <тол/<т„ — 9 имеет
максимальные значения. Электросопротивление резко падает,
что указывает на интенсивный процесс выделения метастабиль-
кой фазы из твердого раствора. Электронномикроскопическне
исследования показывают, что распад твердого раствора при этих
температурах протекает с охватом всех зерен и с выделением фазы
в виде пластинок* (рис. 47, в).
* Электролпошкроскопическне исследования выполнены И. П. ЖепшоСі.
8*	115

На нисходящей ветви кривой зависимости пределов прочности
и текучести от времени выдержки (см. рис. 5) имеет место коагу¬
ляция продуктов распада (рис. 47, г). О. А. Романовой и В. С. Ко¬
миссаровой было изучено изменение коррозионной стойкости под
Рис. 45. Кинетические кривые старения сплава АК4-):
/ — 1М* С; г—120» С; 3 — 1 ЗО* С; 4 — 150* С; в — 160* С; 5 — 170* С;
7 — 189» С; в — 195* С; 9 — 200* С; /0 — 210» С; П — 220» С
напряжением сплава АК4-1 в зависимости от режима старения
(табл. 25).
При режимах старения, не обеспечивающих максимальных
значений пределов прочности и текучести, коррозионная стой¬
кость под напряжением сплава АК4-1 будет низкой, а на макси¬
муме и при переходе за него (см. рис. 5) — высокой. Это легко
можно объяснить, используя результаты электронкомикроскопи-
ческих исследований. Низкая коррозионная стойкость сплава
не

обусловлена неравномерным распадом твердого раствора при ста¬
рении, а высокая коррозионная стойкость достигается, когда рас¬
пад твердого раствора имеет место не только по границам зерен,
НО и ПО всему объему зеренр
Рис. 46* Изменение удельного электросопротивления сплава AK4-I ттрн
различшх режимах старения;
/ — 100, m° С; 2 — 130° С; 3 — 150е С; 4 — 160° С; J — 170* С; 5 — 180е С;
7 — 195* С; в — 200“ С; J — 210* С; 10 —220* С
ТАБЛИЦА 25
КОРРОЗИОННАЯ СТОЙКОСТЬ ПОД НАПРЯЖЕНИЕМ СПЛАВА AK4-I
ПРИ РАЗНЫХ РЕЖИМАХ СТАРЕНИЯ
Режим старения
Бремя
до разру¬
шения
образное,
сутки |
I Режим старения
Бремя
до разрух
шенкя
образцов,
сутки
темпера¬
туре, °с
время, ч
темпера¬
тура, *С
время, ч
170 10
16
5
6
195
ъ
16
24
61
>90
>90
і 85 10
16
24
8
5
>90
200
5
10
16
24
И
>90
>90
>90
П7

Рис. 47. Злеісгрон-
яые микрофотогра¬
фии сплава АК4-1.
X 9000:
а — старение гри
Ш’ С — 10 ч: 6 -
старение при 170* С
— 96 ч: 9 — старение
при 19fie С «— 16 ч;
в — старение при
210® С — 24 ч
m

Механические свойства сплавов А К2, АК4 и АК4-1
Сплавы АК4 и АК4-1 по механическим свойствам при комнат¬
ной температуре уступают сплаву Д16 и превосходят последний
по жаропрочности вплоть до 300° С. Благодаря отсутствию в спла¬
вах марганца сплавы не обладают прессэффектом. Механические
свойства прессованных, кованых и катаных полуфабрикатов до¬
вольно близки. Типичные механические свойства различных,
полуфабрикатов из сплава AK4-I приведены в табл. 26.
ТАБЛИЦА 2S
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПОЛУФАБРИКАТОВ
ИЗ СПЛАВОВ АК2, АК4 И АК4-1
Марка
сплава
Вид полуфабриката
а1Г
к Г /мм9
*г/.£н‘
%
АК2
Штамповки, поковки
40
30
9
Прессованные прутки
40
29
7
АК4
Штамповки* поковки
44
32
7
Прессованные прутки
44
33
6
АК4-1
Штамповки, поковки
42
32
8
Листы плакированные
40
30
8
Прессованные
42
33
9
Ковано-катаные плиты
43
34
8
На рас. 48 приведены механические свойства ковано-катаных
плит из сплава AK4-I при комнатной и повышенных температурах
в зависимости от продолжительности нагрева. Видно, что проч¬
ностные свойства плит не снижаются после нагрева в течение
20 000 ч при 125° С. Нагрев при температурах 150 и 175° С пони¬
жает прочностные характеристики полуфабрикатов на 8—10 и
20% соответственно.
Значения пределов ползучести ковано-катаных плит, поковок,
штамповок и массивных профилей из сплава АК4-1 на 15—20%
больше, чем у листов.
Деформация, производимая после закалки и искусственного
старения сплава АК4-1, повышает пределы прочности и текучести,
снижает относительное удлинение и сопротивление ползучести.
Поэтому деформация при изготовлении изделий из этого сплава,
работающих при повышенных температурах, должка быть мини¬
мальной или ее влияние необходимо учитывать при расчете рабо¬
чих нагрузок на деталях (табл. 27).
U9

Выносливость гладких образцов всех видов полуфабрикатов
из сплава АК.4-1 ие ниже выносливости аналогичных полуфабрика¬
тов из сплава Д16 (табл. 28).
Рис. 48. Влияние длительных выдержек при повышенных темпера¬
турах на механические свойства плит нэ сплава AK4-I:
а — при 20* С (поперечное непраоленпе); б — при температурах нагрева
125* С </); ISO* С <2): 175* С (0); 196* С М)
Способность к торможению разрушения у сплава АК4-1 на
25—40% больше, чем у сплавоаДІбТІ и В95Т1, но на 30—40%
меньше, чем у сплава ДІ6 в естественно состаренном состоянии
(табл. 29).
120

ТАБЛИЦА її
ВЛИЯНИЕ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ
СВОЙСТВА СПЛАВА АК4-1
Вид
полу¬
фабриката
Степень
деформации
л осле
закалки
н искусст¬
венного
старения, %
e».i>,
к Г/мм1
*в.
«Г/лм1
%
Напря¬
жение,
к Г/мм*
Остаточная
деформация. %
при ползучести
17 S’ Сф
100 ч
150я С,
woo «
Листы
0
36,5
41,5
7,5
13
0,170
0,140
1
40,5
42,0
7,0
18
0,330
—
2
41,0
42,5
7,0
18
0,350
0,340
з
42,0
43,5
5,5
18
*—
—
Плиты
0
28,0
40,5
14
21
0,080
_
0,5
—.
41,0
12
21
—
—
1
35,5
41,5
П
21
0,170
—
2
38,0
42,5
І0
21
0,320
ТАБЛИЦА 2а
ПРЕДЕЛ ВЫНОСЛИВОСТИ <7_, РАЗЛИЧНЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ
ИЗ СПЛАВА АК4-1 ПО ДАННЫМ Э. М. РАДЕЦКОЙ
Вид
полуфабриката
Вид
нагружения
1
форма
образца
(J_t, кГ/м.ч*ч
на базе испытаннЛ
2-Ю*
2-Ю»
6-Ій»
Массивный
профиль *
Консольный
изгиб
Гладкий
15,0
12,0
10,0
С надрезом, '
ок= 2,2
I 10.0
8,0
7,0
Шита ко'
вано-катана я
Консольный
изгиб
Гладкий
15,0
13,0
—
Чистый изгиб 1
Гладкий
14,0
13,0
—
С надрезом,
ок — 2,2
8,5
7,0
—
Лист пла¬
кированный
Пульсирую¬
щее растяже¬
ние
Гладкий
11,0
10,5
10,0
С отверстием,
Ый= 5,
ах=2,3**
8,0
7,5
7.0
• Предел выносливости на базе 10* равен tO.O ке/мнК
•• Ь — ширина образца, жл; d — диаметр отверстия; aR — теоретически Л коэффиц¬
иент КОІ[Центрицин.
121

ТАБЛИЦА 29
СПОСОБНОСТЬ К ТОРМОЖЕНИЮ РАЗРУШЕНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ
СПЛАВОВ И СПЛАВА АК4-1
(по данным Т. к. ЗиловоЙ, Б* А. Дроздовского
и Н. И, Новосильцевой)
Марк*
сплат
Состояние
»
д
5
к
•
>>
ъ*
Осеиое растя же л ire образ-
до* ширші ой 200 мм
с центральной трещиной
однократное
я1?
О.Щ
в£
о*
25;
Пч
в
о
Pt> £
н
V?
ь *
Р
V ш
Хч
***%
«1 и
О***
е> <
В&5
Закаленное и искусственно
состаренное
0,30
38
0,8
4
I860
Д1611
То же
0,45
34
0,85
4.5
1880
Закаленное и естественно со¬
старенное
1.0
34
1,1
4,2
6850
АК4-І
Закаленное и искусственно со*
старенное
0,60
34
0,9
10,5
2600
Закаленное, нагартовантюе
на 5—6%, искусственно соста¬
ренное
0,53
34
0,9
10,0
2600
•I дт у — удельная работе разрушения при испытания на ударный изгиб-
^иетто —р разрушающее напряжение п сечен ил нетто*
ФІ Д/с — критическая длина трещины, соответствующая максимальной длине тре¬
щины, при контролируемом (не произвольном) разрушении & момент переходе к само¬
разрушению образца за счет и а коплен но А в процессе деформации упругой энергии.
■ Л”» 4-П — число циклов от получения трещины 2 мм в каждую сторону ДО под*
ного разрушения.
Технологические свойства
Сплавы АК2, АК4 я АК4-1 при литье склонны к образованию
грубых первичных выделений фаз, содержащих железо и никель
и имеющих форму игл л пластинок. Попадание такой структуры
в готовые изделия приводит, как правило, при механической об¬
работке к выкрашиванию поверхности., Во избежание образования
первичных фаз температуру литья поддерживают не ниже 720—
730е С, причем подогревают весь литейный инструмент.
Сплавы АК2, АК4 и АК4-1 отличаются хорошей пластичностью
при горячей обработке давлением (ковке, штамповке, прокатке,
прессовании). Температурный интервал горячей деформации спла¬
вов АК2 и АК4 450—350® С; для сплава АК4-1 470—350° С. Ковка
и штамповка сплавов могут производиться как под молотами, так
122

и прессами; допустимая деформация за один нагрев при деформации
под молотами составляет 50%, а под прессами 70—60%.
Сплавы АК4 и АК4-1 характеризуются низкими степенями
критических деформаций (2—4%). Поэтому для предотвращения
образования крупнозернистой структуры следует избегать этих
деформаций за один нагрев. Полуфабрикаты из этих сплавов
можно сваривать точечной и роликовой сваркой. Сплавы хорошо
поддаются обработке резанием. Коррозионная стойкость сплавов
удовлетворительная. Для повышения защиты от коррозии детали
в конструкциях из сплавов АК2, АК4 и АК4-1 подвергаются ано¬
дированию, оксидированию и лакокрасочным покрытиям.
Применение
Благодаря избыточному количеству твердых фаз, содержащих
железо, никель, сплавы АК2, АК4 и АК4-1 имеют низкий коэффи¬
циент трения и поэтому хорошо работают на износоустойчивость.
Из этих сплавов делают детали двигателей внутреннего сгорания.
Такие детали, как поршни, сепараторы и др., изготавляемые ранее
из сплава АК2, в настоящее время делают из сплава АК4, как
из наиболее жаропрочного. Сплав АК4 применяется для поршней
двигателей внутреннего сгорания. Сплав AK4-I в виде поковок и
штамповок широко используется для деталей реактивных двига¬
телей (крыльчатки колеса, компрессора, заборники, диски, ло¬
патки). Вместе с тем сплав АК4-1 находит значительное примене¬
ние в самолетостроении для новых сверхзвуковых ыашян как
основной конструкционный материал (в виде плит, листов, поко¬
вок н штамповок, а также прессованных профилей) [62).=
3.	Жаропрочный сплав М40 *1« **
Алюминиевый деформируемый сплав М40 относится к группе
высоколегированных термически упрочняемых, жаропрочных и
свариваемых материалов. Высокая легированность сплава М40
приводит к образованию при литье большого количества избыточ¬
ных фаз, которые присутствуют в структуре даже после деформа¬
ции и высокотемпературных нагревов, к.пересыщению твердого
раствора атомами легирующих элементов, имеющими высокую
энергию связи с несовершенствами кристаллической решетки, что
значительно затормаживает диффузионные процессы [33, 34,40,
41, с. 59]. Последнее и определяет его поведение при технологи¬
ческих процессах, связанных с термообработкой и деформацией.
Для сплава М40 требуется длительный гомогенизациоиный отжиг
п Автор Е. Ф, Чирков.
•* Автор благодарен проф. докт. техн. наук О. С. Бочвар, проф. докт. техн.
наук И, Н. Фридляндеру и доц. канд. техн. паук К. С. Походаеву за консуль¬
тации и советы при проведении работ по сплаву M4Q ц написании статьи.
.из

{48 ч при 480—500° С), неполная гомогенизация ухудшает его
технологичность и может снизить прочностные н коррозионные
свойства. Механические свойства сплава приведены в табл. 30.
Закаленный сплав М40 способен упрочняться за счет распада
пересыщенного твердого раствора. Однако н отличие от других
сплавов системы А1—-Си—Mg [41, с. 63; 42] в производственных
условиях повышать прочностные характеристики полуфабрика¬
тов из этого сплава естественным старением не представляется
Рис. 49, Зависимость механических свойств и электропроводности
сплава M4Q от длительности вылеживания лрн 20’ С (профиля
толщиной 3,0 мм)'.
1 — деформация прж правке 3,6%; і — 2,0%
возможным, так как при комнатной температуре процессы зон¬
ного распада твердого р аствора в сплаве,приводящие к упрочнению,
продолжаются до 6 месяцев (рис. 49). Это позволяет проводить
с материалом операции холодной деформации в течение длительного
времени после закалки: при отжиге не требуется охлаждения садки
с печью. Продолжительность зонной стадии распада сплава М40
[17, с. 165; 41, с. 63; 43—45] можно сократить, нагревая его при
130—175° С, при этом продолжительность выдержки уменьшается
с возрастанием температуры.. Например, 20-ч выдержка при 175°С
позволяет получить прочностные характеристики, соответствую¬
щие длительному зонному старению при 20“ С, однако это не озна¬
чает тождественности процессов в сплаве при естественном и ус¬
коренном (температурном) старении.
В результате зонного старения (по сравнению со свежезака¬
ленным состоянием) сга повышается на 5—6 кГ1мма7 a0i л — на
8—9 кГІлім* при весьма незначительных уменьшениях относитель-
124

ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА МАО ПРИ ТЕМПЕРАТУРАХ 20, 150, 200 и 260° С
% ‘д
o oo
о
о
I g 22
cO
**
і
и
•""U*
(w oo
of ctfcf
M ♦—*
о
о
Ь
л\
О
<*Г
|
ю
сч
СЧ
ttar/jx
О oo
о
о
ІЛ
•°л
1 N ofcf
<N CN СЧ
cf
СЧ
S
и?
сч
% ‘д
Ю o o
О
о
[ <7> О
оГ
оГ
1
и
«Wir/jSf
^°Х>
lO о Щ
о
о
а
cd* tfof
<сГ
1
ё
СЧ СЧ СЧ
04
СЧ
Ю oo
<s?
О
о
о
1
ОТ
n
to
8Г
% 'д
. О о о
о
<0
о
1 t4^ of of
a
1
__г
1
ІГ
I
a
о
к
.«•ол
ЇГ
0)
1
32.0
24.0
26.0
1
?
г
о
СП
сч
8
■5
1
iJiw/j*
о
c:
o oo
1 erf lrfuf
г
%
1
1
о
■g
ао
<вл
a
C3
[
іі5“
о
■>*
—ч
s-
CO coo
C
г
со
-с.
со
S’
<4
%
I
at
О О О О
С> ~ of СП
СЧ —•
a?
a?
С»
0*ЕІ
3
*
1 °‘6 1
8
af
ае
1
а
«L
-ти*
5
О О ІО о
ссГгоГ frfoT
««•
О
еГ
*
і
о
оГ
»)
1
8
о
*o
—* со 04 СМ
x
■Є-
1
СО
1
со
g
,imr/jw
■On
i?
о о о о
ctfrf ~cf
О
•-*
■-Ч
о
#»Г
■?
О
of
0
>4
со ^ та*та*
3
a;
та*
со
і
О *
т ш + »
5 •
л щ « »
8
<и •
«і
«X
у'
'5'
о
В ‘
#«>%»•
о
о
OJ “
g
сч
v~«
О*
Я
гіґ) S % ♦
у
а
та •
6 •
«?
—1 Б
о
о
5
V
• я '
IO
О
и •
X
о.
. н о . *
г-
О
сч
«Г "
»
8е . -
о •
я
2
и
X
Б
Б
О
Н
и
8 . -
«11 ■ ■
II Й ft ' '
+1 о-2
^ 2 С • ■
О л 5 a* »
боо
о sf зГ01-*
as a: xUy
0J
о
X
г
in-
та
и
о
V
аГ
о
X
(О
Q
X
V
а.
та
1-
и
8
«г
О
X
та
я »
&Я
та
SF
*г£
х
e x л
X
X
X ^
0J 0J <u^o
S5Sg§
о
*;
та
X
<У
ч
га
X
« X
5 16
3 о-
* га
та
я
та а
cocnco
<0
СО
<0 и
125

його удлинения (иа 1,0—2,0%), ударной вязкости, чувствитель¬
ности к развитию трещины при ударе и электропроводности.
При нагреве на 175“ С закаленного материала, прошедшего
предварительное длительное вылеживание, наблюдается явле¬
ние частичного возврата. В этом случае также сказывается
длительность вылеживания. После б месяцев и последующего пя¬
тичасового нагрева о, и <т0,а снижаются на 1,5—2,0 кЛмм*,
а после 3 лет и нагрева 1 «і — на 4,0 кГІлш2.
Рис. 60. Изменение иеханнчесхих свойств листа
толщиной 3,0 мм из сплава М40 при 20° G после
длительных нагревов при температурах 175 и 200°С:
/ —■ М40Т после нагревов пре I7S® С; 2 —« М40ТН после
Пвгреоо* при 17Б* С; 3 — М40Т после нагревов при 200° С
Выдержки свыше 15 ч при температуре 175° С и особенно
3—5 ч при 200" С стимулируют образование фазовых выделений
различного стехиометрического состава. Так, нагрев при 200“ С
в течение 5 ч (рис. 50) повышает (по сравнению со свежезакален¬
ным состоянием) о,,, г на 11,0—12,0 кПмм2, электропроводность
на 15—20%, снижает 5 в 2,0—2,5 раза, ударную вязкость и чув¬
ствительность к развитию трещины при ударе на 40%, ав на
2,0—3,0 кПммй 141, с. 63].
Эффект любого высокотемпературного старения повышается
при проведении старения спустя 10—15 суток после закалки, за
время которых происходят подготовительные процессы начальной
стадии предвыделения, влияющие на последующий распад твер¬
дого раствора при повышенных температурах [41, с/63; 44, 45].
Применение зонного (при 20° С) и ускоренного (175° С, 20 ч)
старений позволяет получить относительно высокие значения cr0i2;
120

І о„ ** 0,65—0,70 и 6 (41, с- 631, что согласуется с указанными 8
литературе [17, с. 5; 36, с. 316; 46; 47] закономерностями. Материал
с таким отношением прочностных характеристик может подвер¬
гаться операциям холодной деформации. В результате фазового
старения, а также нагартовки сплав М40 приобретает высокие проч¬
ностные характеристики {(Т0(4 : ая ^ 0,80) с одновременным сни¬
жением запаса пластичности.' В этих состояниях сплав мало при¬
годен для холодной деформации.
Холодная деформация закаленного материала вызывает ин¬
тенсивный распад пересыщенного твердого раствора сплава М40,
при этом продукты распада взаимодействуют с возникающими де-
Рнс. 51, Значение длительной прочности прессованной панели, состаренной при
175°С в течение 20 ч (а), и ползучесть той же лзиелк (испытание при 200° С),соета-
решюй при 150е С, 10 ч (б):
I — 176® С; І — 200" С; 3 — 250® С; 4 — 300® С; S — 10 кГ/мм*-, в — 9 кГ{мм*
фектами кристаллической структуры и блокируют их [36, с. 264,
272; 40; 41, с. 63; 44; 45 ], в результате пего значительно возрастают
пределы прочности и текучести, снижаются относительное удлине¬
ние, электропроводность и ударная вязкость. Из этого следует,
что сплав М40 склонен к деформационному старению [17, с. 165;
45]. Применение нагартовки сокращает длительность зонного ста¬
рения. Так, фазовый распад твердого раствора листов, нагарто-
ваиных на 15%, может наблюдаться даже после выдержки 1—3 ч
при 175° С [17, с. 165].
Сплав М40—жаропрочный материал (рис. 51 и табл. 30). На¬
чальные стадии нагревов до температуры 250° С оказывают не¬
большое влияние на прочностные свойства [36, с. 264,272] сплава,
так как в этот период увеличивается степень распада пересыщен¬
ного твердого раствора, приводящая к упрочнению. Дальнейшее
длительное воздействие температур, особенно выше 250е С, значи¬
тельно снижает прочностные характеристики сплава (см. табл. 30).
Микроструктура сплава М40 приведена на рис. 52.
Полуфабрикаты из сплава М40 хорошо свариваются точечной
электросваркой (ТЭС) и аргоно-дуговой сваркой (АрДЭС), при
этом соединения, полученные ТЭС, выдерживают примерно в 1,5
127

раза большую нагрузку при срезе, чем другие алюминиевые сплавы
139]. Прочностные свойства (см. табл. 30) при 20° С сварных соеди¬
нений толщиной до 5,0 мм, полученных АрДЭС с присадкой М40,
составляют 80—90%, а толщиной свыше 6,0 мм 70% от сгв основ¬
ного материала. Прн повышенных температурах сварные соеди¬
нения равнопрочны с основным материалом. Сплав М40 мало скло¬
нен к поро- н трещинообразованию. Так, коэффициент склонности
Рис. 52. Микроструктура листа толщиной 3,0 мм из сплава М40:
а — ocjiooitofl потерна л после эакллкн и старения при 175е С и течение 20 чХ
X4DQ; 6 — свэрлоЛ шов. X 400; в — оснотюЛ материал после закалки и старе¬
ния прн 175е С е течение 20 ч. х 20 ООО: д осиоішоЛ материал росле закалки
и старения при 200е См 15 ч, X 30000
к развитию трещин (проба МВТУ) А = 2,1—2,8 мімин, а коэффи¬
циент трещинообразоваиия (крестовая гроба) К = 5—12%.
Угол загиба сварных АрДС соединений толщиной 3,0 мм в случае
применения сварочной проволоки сплава М40 составляет а =
— 45—55 град,, а при использовании проволоки сплава АМгб а =
=60—70 град. 148—49;54 ]. Однако применение в качестве присадки
проволоки АМгб повышает склонность сварных соединений листа
толщиной 3,0 мм сплава М40 к образованию и развитию горячих
трещин {К =40—50%; А 1,6 мімин), не изменяя их прочност¬
ных характеристик. Подобное влияние присадочной проволоки
сплава АМгб объясняется значительным снижением содержания
эвтектики в сварном шве, увеличением температурного интервала
кристаллизации (в сравнении со сплавом М40) и изменением самого
темпа кристаллизации 150—52].
128

Сплав М40 из-за большей гетерогенности несколько чувстви¬
тельнее к тепловому воздействию сварочного цикла, чем сплавы
типа АМгб, что может приводить к некоторому снижению прочност¬
ных и пластических характеристик сварного соединения.
Для получения высоких и стабильных значений прочности и
угла загиба сварных соединений сплава М40 необходимо применять
минимально допустимые значения погонной энергии сварочной
дуги и средние скорости подачи присадочной проволоки с использо¬
ванием стальной теплоотводящей подкладки [52—55]. Аналогично
при ТЭС необходимо применять «жесткие» режимы и при этом
устанавливать высокое соотношение (примерно 1 : 5) между сва¬
рочными ковочным давлением на электроды 139], Так как в сплаве
М40 диффузионные процессы замедлены и при сварке твердый рас¬
твор весьма мало разупрочняется (потеря прочности при сварке
главным образом происходит в результате охрупчивания при
оплавлении)/ поэтому детали подвергают полной термической
обработке до сварки, после которой не требуется повторных тер¬
мообработок.
Наибольшее значение конструктивной прочности [52, с. 19, 34;
56—58] и разрушающего давления при двухосном нагружении
сварных бачков (табл. 31) наблюдается в случае применения тер¬
мически обработанного основного материала с отношением а0|1:
: ся не выше 0,6—0,7. Использование материала с отношением
а0>2: а, 5» 0,80 вызывает хрупкое разрушение сварной конструк¬
ции и снижение конструктивной прочности; в этом случае необ¬
ходимо применять размерное травление свариваемых детален иа
глубину 30% от первоначальной толщины.
Сплав М40 обладает хорошей коррозионной стойкостью как
в обычных, так и в некоторых специальных средах. При этом на¬
гревы при повышенных температурах большой продолжительности
не ухудшают его сопротивления коррозии. Сплав не склонен к кор¬
розии под напряжением и к межкрнсталлнтной коррозии (табл. 32),
ТАБЛИЦА 31
ЗАВИСИМОСТЬ КОНСТРУКТИВНОЙ ПРОЧНОСТИ СВАРНЫХ БАЧКОВ
ИЗ СПЛАВА М40 ОТ СОСТОЯНИЯ СВАРИВАЕМЫХ ЛИСТОВ
Состояние
Механические свойства обечаЛкк
Коист-
руктни-
нац строй¬
спариваемого материала
к Г/мм9
кГ/мм*
». %
вм/®г
%
ность
бачка ок,
кГ/ли1
Закаленный и состаренный
по режиму:
175° С, 25 ч
43,0
42,8
28.5
15,0
66,5
32,0
2G0* С, 10 ч
33,0
9,0
77,0
28,0
Закаленный! ыагартоваиный
на 15% и состаренный по
режиму 175* С, 20 4 . . . *
47,0
38,7
11,0
82,5
23,0
9 Алюминиевые сплавы
129

ТАБЛИЦА J2
СОПРОТИВЛЕНИЕ КОРРОЗИИ ПОД НАПРЯЖЕНИЕМ ЛИСТОВ
ТОЛЩИНОЙ Э,0 мм ИЗ СПЛАВА М40 В ЗАВИСИМОСТИ
ОТ РЕЖИМОВ СТАРЕНИЯ И ДОПОЛНИТЕЛЬНЫХ НАГРЕВОВ
(испытания проводились в 3%-ном NaCl
при переменном погружении в течение 90 суток) *
Вслнчнна
яагартоаки
листов
Режим иску с стаек ного
старении
Режимы дополнительных
нагревов
после
аакилкн,
тсипсрэ-
время,
темпера^
время,
%
тур», *С
и
тура* ’С
V
Количество
разрушенных
образцов,
%
Основной лттериал
^15
175
20
0
25
0
Без нагар-
175
1
0
ТОВКН
5
0
10
20
Без нагрева
0
0
200
1
0
5
0
20
.
0
175
20
70
1000
0
20
70
3000
0
20
150
100
0
20
150
500
0
200
10
70
1000
0
10
70
3000
0
10
150
100
0
10
150
500
0
20
8 месяцев
70
1000
0
& >
70
3000
0
Сварные образцы
Без иагар-
175
20
70
500
0
товкн
20
70
1000
0
20
70
3000
0
* Испытан ни лрошдеиы С М. Амбарцумян.
130

Подобное коррозионное поведение сплава М40 является резуль¬
татом образования выделений при распаде твердого раствора не
только по границам зерен, но и равномерно по объему всего зерна,
при этом не образуются зоны, свободные от выделений, вблизи
границ микро- и субзерен [16, с. 331; 59, 60]. Все это уменьшает
химическую контрастность между твердым раствором н фазовыми
включеннями. Однако наличие в структуре отдельных первичных
крупных включений ннтерметаллпдных фаз может вызвать мест¬
ную очаговую коррозию, что наблюдается, в частности, при кор¬
розии сварных швов. В качестве защиты сплава М40 от коррозии
применяются стандартные средства, разработанные для алюми¬
ниевых сплавов.
В настоящее время из сплава М40 получены все основные виды
промышленных полуфабрикатов: фольга толщиной до 50 мкм,
листы, прессованные полуфабрикаты 161, с. 331], поковки (в том
числе кольца диаметром до 2000 мм), штамповки и т. д. При
изготовлении этих полуфабрикатов выявляются некоторые осо¬
бенности сплава, обусловленные его природой. Так, в процессе
деформации (особенно холодной) сплав быстро упрочняется, что
приводит к увеличению числа промежуточных отжигов. При про¬
ведении прессования, ковки, штамповки и других операций тре¬
буются повышенные усилия деформации. Не желателен нагрев
металла перед деформацией выше 440° С, так как это уменьшает
степень дробления литых фаз, присутствующих в сплаве в боль¬
шом количестве, что может ухудшить качество полуфабрикатов.
Для получения хорошей поверхности полуфабрикатов необходимо
применение пониженных скоростей горячей деформации (подобно
сплаву АМгб). В этом случае в процессе горячей деформации в ме¬
талле успевает пройти частичный отжиг, способствующий исчез¬
новению части образовавшихся несовершенств кристаллической
решетки, что повышает пластичность металла. Так, например, при
ковке на прессе литой нагретой заготовки первая осадка осу¬
ществляется с умеренной скоростью, при этом после небольшой
осадки по высоте заготовки делается непродолжительная
остановка (происходит частичный отжиг), после чего дефор¬
мация продолжается. Для более полного дробления литых интер-
металлндных фаз при ковке деформацию проводят с тройной сме¬
ной осей (не менее), но уже при второй и более осадках увеличивают
процент деформации до обычного. Отличительная особенность
полуфабрикатов и слитков сплава М40 — наличие мелкозернистой
структуры. Изменение температурного режима н степени дефор¬
мации, а также проведение нагревов полуфабрикатов при высоких
температурах незначительно изменяют размеры зерен.
Сплав М40 может быть использован как конструкционный
материал для сварных изделий, работающих в условиях нагревов
до 250° С и кратковременных нагревов до 350° С.
9*
13)

литература
1.	Буталов В. А, Вестник металлопрсмьпилешіости. J924, Ns І—3
с. 109—128.
2.	Сидори н И* И* Труды ЦАГИ, 1925, Ns 15,
3.	М у з а л е d с к и й 10, Г. и др. Технический бюллетень завода им, Пек
сшшева, 1933, Ns 3.
4.	В о р о м о е С, М., Г р а д у с о в П. И, Справочник по свойствам д
применению цветных металлов и их сплавов, вып. Ill, ОНТИ, 1935,
5- Воронов С, М. Техника воздушного флота, 1929, Ns 8—9,
6.	Акимов Г. В.( К Р в н и г В. О. Исследование алкледа ОНТИ,
1932,
7.	Техника воздушного флота, 1933. № I.
8.	К р е н и г В, О, Техника воздушного флата, 1936, № 7.
9.	В ор о и о в С. M# Избранные труды по легким сплавам. Оборонно,
10.	Ливанов В. А, Сборник трудов технологической конференции
металлургических заводов, Оборонгнэ, 1945.
П.Добаткип В, И, Непрерывное литье к литейные свойства сплавов,
Оборонгнэ, 1948.
12.	Ливанов В. А. В сб. «Алюминиевые сплавы». Оборонгнэ, 1955,
с. 128-168.
13.	Ш ил ова Е. И, и др. Технология легких сплавов, 1966, Ns 6, с. 7,
14.	Луж инков Л. П, Деформируемые алюминиевые сплавы для работы
при повышенных температурах. Изд-во «Металлургия», 1965.
15.	IU и л о в а Е. И. и др. В сб. «Металловедение легких сплавов». Иэд-во
«Наука», 1965, с. 78—87.
16.	Сб. «Алюминиевые сплавы. Деформируемые сплавы», вып. 3, Иэд-во*Ма*
шнностросине», 1964, с. 237, 251.
17.	Сб, «Алюминиевые сплавы. Свариваемые сплавы», вып. 6. Иэд-во «Ме¬
таллургия», 1969.
18.	Ч и с т я к о в Ю, Дт| М а л ь ц е в М. В. 8 сб. «Легкие сплавы», Иэд-во
АН СССР, 1958, с. 289.
19.	Петров Д. А. Вопросы теории сплавов алюминия. Металлургнздат
1951,
20.	Phragmen С. J. J. Inst, of Metals, 1950, v. 77, Ns 6, p. 489—552.
21.	Mend о) fо L. Metallography of Aluminium Alloys, 1943, USA,
22.	Hansen At, und Dreier K. Z. Z. 1, M., 1938, 8d 30, № 2.
23.	Hansen M, und Dreier K.Z.Z.f. 14f 1939, Bd 30, Ns 6, S. 55-
58.
24.	Л а ш к о H. Ф., Л а ш к о - А в я к я н С. В. Свариваемые легкие
сплавы, Судпромгиз, I960,
25.	Dean W. A. Aluminium, VI ASM Metals Park, Onio, 1967, v. 1, p. 163.
26. E b or all M. Journal Inst, of Metals, 1949, v. 76,
27. В г e ss o n J.t Rcnourd M. «Technique de Sciense A eron antiques
et Spatiaces, Ns 3, 1963» p. 223—36.	. e
28.	Л a m и з о в Л. К, и Самсонов Д* А. ДАН, 1964, т. 156, Ms 1,
с. 61,
29.	Н о в и к о в И. И., Захаров М. В. Термическая обработка метал¬
лов н сплавов. Металлургмздат, 1962, с. 43—42.
30.	Л и в а н о в В. А. и др. Отжиг листового альклсда, 1940.
31.	Лужников Л. П., Романова О. А. В сб. «Труды ВИАМ».
Оборонгнэ, 1950, Ns 143.
32.	Л у ж н я к о в Л. П., Романова О. А. В сб. «Труды ВИАМ».
Оборонгнэ, 1952, Ns 166#
33.	\V і I son R. N., A1 oore D. M.f Forsyth P. I. E. J. Inst, of
Metals, 1967, v. 95, Ns 6, p. 177.
34. W II s о n R. N.. F о r s у t h P. I. E. J. Inst, of Metals, 1966, v. 94, N 8.
35. M а г t І n d H.f С о 1 v e t S., С о r n с у J. Revue de Metallurgie,
1961, v. 58, p. 9.
132

36.	Алюминиевые сплавы. Конструкционные сплавы, вып. 5. Аї., «Метал¬
лургия», 1968«
37.	Л о к т и о н о в я Н. А. Известия АН СССР, Металлургия и горное
дело* 1964, J№ 1, С, 85—91.
38.	Фридлякдер И. Н. МиТОМ, 1966, № 8, с* И.
39.	П у г а ч е в А, И, и др. В сб. «Деформируемые алюминиевые сплавы».
Оборонгиз, 1961, с. 164.
40.	Westmaooott К. Н. а. о, Phil. Mag., 1961, v. 6, р. 929.
41.	Сб. «Металловедение сплавов легких металлон», Изд-во «Наука», 1970.
42.	Si 1с ос k J. М. J. Inst, of, MeUU, I960—1961, v, 89, p. 203.
43.	Б о ч в я р О. С» К др, Известия АН СССР, Металлы, Иэд-во «Наука»,
1969, № I, с. 179.
44.	Kell у А. а. о. Precipitation Hardening. A. Pergamon Press. Book,
N. Y.p 1963 (Келли О, и др. Дисперснойное твердение. Изд-во «Металлургия»,
1966).
45.	G и і п 1 е г A. Heterogeneities in Solid solutions, Academic Press, N.—Y.,
1959 (Гинъе А. Неоднородные металлические твердые растворы. ИЛ, 1962).
46.	Фридляндер И, Н. МиТОМ, 1965, № 8, с.. 43.
47.	Ф р н Д л я нд ер И. Н. МяТОМ, 1966, № 8. с. И.
48.	Ч и р к о в Е, Ф. и др. Сварочное производство, 1966, № 6, с. 20.
49.	Я к у ш н н а Г. М. и др. Сварочное производство, 1962, Ns 4, с, 23.
50.	Б о ч в а р А. А. и др. Известия АН СССР, ОТН, 1945, Ns I—2, с. 3.
51.	Б о ч в а р А. А. и др. Сварочное производство, 1960, Хг 10, с. 3.
52.	Чирков Е. Ф. Сварочное производство, 1965, К* 7.
53.	Ч и р к о в Е. Ф. В сб, «Сварка в среде защитных н активных газов».
МДНТП, 1966, т. 2, с. 18.
54.	Б о ч в а р О. С. и др. В сб. «Вопросы металл свел ей и я», (Труды МАТИ).
Оборонгиз, 1961, вып. 50, с. 147; 156.
55.	S с h і 11 і п g е г D. Е. а. о. Welling Journal, 1963, v. 42t Ns 6, p. 269.
56.	Ч и p к о в E. Ф. В сб. «Сварка цветных металлов и сплавов», МДНТП,
1968, с. 48.
57.	Куркин С. А, и др. Сварочное производство, 1965, № 9,-с. 7.
58.	К у Р к и и С. А. к др. В сб, «Надежность сварных соединений и кон¬
струкции». Изд-во «Машиностроение», 1995, с. 23.
59.	S h о j о s h і d а а. о, J. Physic Society of Japan, 1963, v, 18, Ns 11,
p. 1590,
60.	Jo$hiharu Shlmomura a. o. J. Physic Society of Japan,
1965, v. 20, Ns 9, p. 1667.
61.	Чирков E. Ф. и др, В сб. «Алюминиевые сплавы. Жаропрочные
1! высокопрочные сплавы*. Изд-во «Металлургия», 1966, вып. 4, с. 331.
62.	Вестник АН СССР, 1968, № 18, с. 95—Ю6.
Глава IV
ВЫСОКОПРОЧНЫЕ СПЛАВЫ
АЛЮМИНИЯ
С МАГНИЕМ, ЦИНКОМ И МЕДЬЮ1
Общая характеристика сплавов
До 1945 г. самыми прочными алюминиевыми сплавами, широко
применявшимися в промышленности, были деформируемые
сплавы системы А1—Си—Mg и А1—Си—Mg—Si. Для получения
1 Авторы: И. Н. Фридляїідер, Е. И. Кутайцсва.
133

еще более прочных сплавов были подвергнуты исследованию новые
системы с большими потенциальными возможностями. Наиболее
перспективными являлись сплавы системы А1—Zn—Mg и А1—
Zn—Mg—Cu,
Историческая справка
В 1923—1926 гг, Зандер и Мзйскер [1,2] в Германии открыли, что сплавы
АЇ—Zn—Mg после закалки и старения имеют исключительную высокую проч¬
ность,
В СССР П, Я* Сальдлу и М. И. Замоторнным [3,4] в 1935—1936 гг, был раз¬
работан высокопрочный сплав ЦМ, содержащий в сумме 11% Zn и Mg, Испыта-
ння показалп, что образцы из сплава ЦМ разрушаются чрезвычайно быстро даже
в слабо агрессивной коррозионной среде. Большие работы по исследованию трой¬
ной системы AI—Zn—Mg были выполнены В, И, Михеевой [5J.
Учитывая положительное действие меди на коррозионные свойства сплавов
наряду с исследованием тройных AI—Zn—Mg сплавов подробно изучались чет¬
верные сплавы системы A!—Zn—Mg—Си.
В 1939 г. Б, Е* Воловик предложил отечественный высокопрочный сплав
системы AI—Zn—Mg—Си с 6% Zn; 2,5—3,5% Mg; 3,5—4,5% Си, По мнению
Б. Е. Воловика, имеющееся в тройной системе Си—Mg—Zn тройное хнлшчесхое
соединение Т (CujZn^Mgi или CuftZneMg(0) служит угтрочнителем в богатых алю¬
минием четверных сплавах AI—Zn—Mg—Си, Исходя из этого предположения,
В, Е, Воловик вводил в сплавы медь, магний и цинк пропорционально содержа¬
нию их в соединении Т (от 9 до 14% фазы Т),
Дальнейшие исследования, проведенные Д, А. Петровым и Н. Д. Нагор-
ской а также Г, В. Квлевич-Кнэелевич3 у нас в стране, и работы шкапы Юм-
Розерн [6J в Англин показали, что тройная фаза Т системы А1—Си—Mg к тройная
фаза Т системы AI—Си—Mg изоморфны и образуют в четверной системе непре¬
рывный ряд твердых растворов. Следовательно, предположение об упрочнении
алюминиевых сплавов системы AI—Zn— Mg—Си фазой CuoZn3M& и самый под¬
ход к подбору состава сплава, исходя из процентного содержания этого
соединения, не оправдались.
Используя другие предпосылки» И. Н. Фридляндер к Е. И, Кутайцева
предложили сплав В95, содержащий 5—7% Zn; 1,8—2,8% Mg; і,4—2,0% Си;
0,2—0,6% Mn; 0,1—0,25% Сг [7|. Этот сплав & послевоенный период нашел
широкое применение в промышленности.
Несмотря на определенные трудности со сплавами этого типа, продолжались
изыскания еще более прочных сплавов с большим содержанием легирующих эле¬
ментов. Появились сплавы В96 и В96ц (И. Н. Фридляндер, Е, И. Кутайцева [8],
Сплав В96ц, разработанный в СССР в 1956 г., отличается от остальных сплавов
этой системы, в том числе и зарубежных, наличием в кем циркония вместо мар¬
ганца и храма. Это первый промышленный алюминиевый сплав! в котором исполь¬
зован цирконий. Такая композиция позволяет повысить пластичность н улучшить
прокаливаемость высокопрочного сплава системы AI—Zn—Mg—Си.
Характерная особенность сплавов — высокий предел теку¬
чести, близкий по своему значенню к пределу прочности мате¬
риала, н пониженная пластичность. Указанные сплавы отличаются
чувствительпостью х надрезам и перекосам, что необходимо учи¬
тывать при обработке деталей и сборке конструкций из них. При
применении высокопрочных сплавов следует тщательно отраба¬
тывать конструктивные формы: выбирать формы с минимальной 11 Нагорская Н. Д. Диссертация, ІІОНХ, 1952.
1 Кмэелевич-Кслевнч Г, В. Диссертации, МАТИ, 1946,
134

концентрацией напряжений, с большей плавностью всех перехо¬
дов при изменении сечений деталей, уменьшать эксцентриситеты.
Наряду с высокой прочностью высокопрочные сплавы ука¬
занных систем характеризуются пониженной выносливостью при
повторно-статических нагружениях. Для экспериментальной про¬
верки эксплуатационной надежности конструкции из высокопроч¬
ных сплавов во всей совокупности конструктивных и технологи¬
ческих особенностей рекомендуется проводить испытания либо
целой конструкции, либо отдельных ответственных узлов на по¬
вторные нагрузки, соответствующие эксплуатационным. Высоко¬
прочные сплавы систем А1—Zn—Mg; AI—Zn—Mg—Си чувстви¬
тельны к коррозионному растрескиванию над напряжением;
они не теплопрочны н применять их можно при длительной экс¬
плуатации до температуры не выше 100—120° С.
Для последних лет характерно быстрое укрупнение деталей,
переход к массовым монолитным узлам, усложнение форм де¬
талей и т. д. В связи с этим большое значение приобрели свойства
в поперечном направлении и в особенности поперечная пластич¬
ность, т. е. пластичность образцов, вырезанных поперек волокон
или по ширине и толщине изделия, В 1957 г, в СССР был разрабо¬
тан сплав В93 (И. Н. Фридляндер, В. И. Добаткик, В. И. Холь-
нова І8]), который в отличие от всех других сплавов этого типа
не содержал в своем составе малые добавки Мл, Сг, Zr — элемен¬
тов, препятствующих рекристаллизации, усиливающих анизо¬
тропию свойств и ускоряющих распад пересыщенного твердого
раствора. Вместо этих элементов в состав сплава В93 введено
небольшое количество железа. Сплав В93 отличается высокой тех¬
нологичностью при литье, ковке, прессовании, хорошей прокалн-
ваемостыо, надежной коррозионной стойкостью и усталостной
прочностью. Сплав можно закаливать в горячей воде, что умень¬
шает склонность деталей к поводкам. Химический состав высоко¬
прочных сплавов системы А1—Zn—Mg—Си приведен в табл. 33.
В настоящее время большое внимание уделяется высокопроч¬
ным сплавам с более высокой стойкостью к коррозии под напряже¬
нием и повышенной пластичностью.
С этой целью применяется ступенчатый режим старения с более
высокой температурой второй ступени.
ТАБЛИЦА as
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ, %
Марка
сллзса
Zn
Мд
Си
Мп
Сг
Fd
Zr
В95
В96
В96ц
Б93
5.0—	7,0
7,6-8,6
8.0-	9,0
6,5-7,3
1,8—2,8
2,5—3,2
2,3—340
1,7-2,8
1,4-2,0
2,2-2,8
2,0-2,6
0,8-1.2
0,2-0,6
0,2—0,5
до 0,1
До 0,1
0,1—0,25
0,1—0,25
До 0,05
■fm
р
4*.
0,t—0,2
133

Для повышения пластичности ислоЛьзукэтсй сплавь! с МенЬшнм
содержанием примесей железа и кремния в алюминии и с некото¬
рой корректировкой содержания основных легирующих элементов.
Закономерности изменения механических свойств
сплавов системы М—2л—Mg, М—Zn—Mg—Си
Исследование закономерностей изменения механических свойств
в работах И. Н. Фридляндера, Е. И. Кутайцевой, Н. И. Зайце¬
вой (7,81 проводили на двойных и тройных системах и в четверной
системе А1—Zn—Mg—Си при постоянном содержании цинка 4,7
и 10%, марганца 0,35% и хрома 0,17%.
Сплавы системы А1—Zn—Mg. Механические свойства сплавов
системы А1—Zn—Mg с добавками марганца и хрома в различных
состояниях термической обработки и соответствующие эффекты
термической обработки приведены на рис. 1—4.
Отожженное состояние. Предел прочности спла¬
вов А1—Zn—Mg в отожженном состоянии повышается по мере уве¬
личения содержания магния, при содержании в сплаве 4% Zn
рост прочности происходит непрерывно, а для сплавов с 7 и 10% Zn
наблюдается резкое повышение прочности при введении 0,5% Mg,
затем появляется небольшой минимум и вновь наступает подъем
при дальнейшем увеличении содержания магния. В тройных спла¬
вах при концентрации магния в пределах 0.5—1,5% прочность
сплавов либо несколько повышается, либо не изменяется, а при
концентрации магния выше 1,5% с увеличением содержания цинка
прочность снижается. Понижение прочности сплавов с ростом со¬
держания цинка так же, как и появление минимумов при повыше¬
нии содержания магния, можно объяснить тем, что у сплавов А!—
Mg предел прочности в отожженном, свежеззкалеином и состарен¬
ном состояниях практически не меняется, а у сплавов А!—Zn
предел прочности в свежезакаленном состоянии значительно
выше, чем в отожженном или состаренном состояниях.
Повышение содержания цинка, значительно увеличивая проч¬
ность состаренных тройных сплавов, не ухудшает или даже улуч¬
шает технологические свойства отожженных сплавов Al—Zn—Mg.
Прочность сплавов непрерывно снижается при переходе от А1—Mg
к А1—Zn стороне. Следовательно, в отожженном состоянии сплавы
с повышенным содержанием цинка значительно технологичнее
сплавов с повышенным содержанием магния.
Свежезакаленное состояние. Предел проч¬
ности сплавов в свежезакаленном состояния растет по мере уве¬
личения концентрации цинка и магния в твердом растворе. Предел
прочности сплавов при этом изменяется в очень широких преде¬
лах — от 10—15 до 43—48 кГ1мм\ т. е. увеличивается примерно
в 4 раза. Повышение предела прочности продолжается и за пре¬
делами однофазной области твердого раствора, после достижения
максимума, при дальнейшем повышении концентрации цинка и
136

магния прочность снижается (рис. 53). В сплавах с 4% Zn в об¬
ласти твердого раствора предел прочности с увеличением содер¬
жания магния непрерывно возрастает, не достигая максимума.
Для сплавов с 7% Zn максимальная прочность достигается при
5,5% Mg, для сплавов с 10% Zn — при 4,5% Mg. При постоянном
содержании магния прочность сплавов существенно повышается
с увеличением содержания цинка в однофазной области твердого
Zn,%
Рис. 53. Влияние магния и цинка на предел прочности, кГЛял®, сплавов
At—Zn—Mg в свежеэахаленном состоянии
раствора к продолжает расти до известных пределов гетерогенп-
зэцни. Сплавы максимальной прочности (среди исследованных)
лежат в области а -(-Т.
Одновременно с повышением прочности при увеличении содер¬
жания магния растет и удлинение свежезакаленных сплавов.
В тройной системе А1—Zn—Mg, так же как и у двойных сплавов
А1—Mg, проявляется присущий стабильным н пересыщенным твер¬
дым растворам одновременный рост прочности и удлинения с уве¬
личением концентрации твердого раствора.
Свойства сплавов после закалки и ста¬
рели я, После закалки и старения (закалка с 460° С, старение при
137

140’ С в течение 16 ч) прочность сплавов растет по мере увеличения
концентрации магния и цинка в твердом растворе, поскольку рас¬
творимость магния в алюминии уменьшается с увеличением содер¬
жания в нем цинка, максимум прочности сдвигается в сторону сни¬
жения количества магния. Некоторое повышение прочности с уве¬
личением содержания магния продолжается и за пределами его
максимальной растворимости (рис. 54, 55). Сплавы, расположен¬
ные в области a-MgZn2 и а -J-T, имеют примерно одинаковый
максимальный уровень прочности.
Рис. 54. Предел прочности сплавов (кГ/мм2) А1- -Zn—Mg
(0,4% Мп; 0,2% Сг) после закалки и старения (140° С, 16 ч)
Удлинение сплавов после старения при 20—50’ С и на началь¬
ных стадиях старения при 100—160“ С растет с увеличением содер¬
жания магния. На более поздних стадиях старения (при 100—
160’ С) удлинение сплавов, богатых магнием, более низкое, чем
сплавов, бедных магнием. Сплавы исследованных концентраций
достигают в прессованных прутках исключительно высокой проч¬
ности — 80 к77,нла.
Эффект закалки и старения. Закономерности
из.менения эффектов закалки описаны в работе 19, с. 243—244].
Эффекты старения (рис. 56) сплавов А1—Zn—Mg переходят от от¬
рицательных значений, свойственных двойным сплавам AI—Zn
и тройным сплавам Al—Zn—Mg с малым содержанием магния
(до 0,2%), к положительным значениям уже при 0,5% Mg. Мак¬
симальный эффект старения 30—35 кПмм2 имеют сплавы в об-
139

ласт» a -f- MgZrij и a -j-T, Эффекты старения, вызываемые фа¬
зами Т и MgZn4, по абсолютным значениям близки между собой.
Таким образом, для сплавов А1—Zn—Mg достаточно четко
определяется характер изменения механических свойств и эффек¬
тов термической обработки в зависимости от состава. Упрочнение
сплавов А1—Zn—Mg вызывается фазами MgZnz и Т. С увеличением
содержания упрочняющей фазы прочность в отожженном состоя¬
нии повышается в области a-твердого раствора, прочность в свеже-
А1 2р UP ВР 8,0 Юр )2p tup fSfl 18Р 20,0 82.0
Zn,%
Рис. 55. Относительное удлинение, %, сплавов AI—Zn—Mg
(0,4% Мп; 0,2% Сг) после закалки и старения (140® С, 16 к)
закаленном и состаренном состояниях растет в области а-твердого
раствора и продолжает увеличиваться в многофазных областях,
достигая максимума за пределами твердого раствора.
Относительное удлинение сплавов в свежезакаленном н есте¬
ственно состаренном состоянии повышается или мало меняется
с увеличением концентрации твердого раствора и снижается при
большем содержании упрочняющих фаз.
В искусственно состаренном состоянии относительное удлине¬
ние непрерывно падает с ростом концентрации упрочняющих
фаз. Максимальный эффект полной термической обработки состав¬
ляет 60 кПмм2. Следовательно, в результате закалки к старения
сплавы А1—Zn—Mg упрочняются в 3—4 раза, что указывает на
пластичность сплавов в отожженном и свежезакаленном состоя¬
ниях с последующим достижением желаемого уровня прочности
термической обработкой. Однако преимущества сплавов AI—Zn—Mg
139

трудно полностью реализовать из-за их низкой коррозионной
стойкости.
Сплавы системы	А1—Zn—Mg—Си.	Прочность сплавов
AI—Zn—Mg—Си в отожженном состоянии примерно равна проч¬
ности сплавов AI—Zn—Mg и для исследованных концентраций
находится в пределах 20—25 кГ(ммг.
Введение меди повышает прочность на 2—5 кГІмм2 и практи¬
чески не ухудшает технологические свойства сплавов в отожжен¬
ном состоянии. В зависимости от содержания магния прочность
А1	217 40 60 8,0 Юр I2p 14,0 )6,0 18JJ 20,0 220
2а р/.
Рис. 56. Эффект старения Дог, к Г/мм*, сплавов AI—Zn—Mg
(0,4% Ми; 0,2% Сг)
сплавов А1—Zn—Mg—Си изменяется примерно так же, как и в
случаях тройных сплавов А1—Zn—Mg. При некотором повышении
концентрации магния прочность растет, затем снижается, прохо¬
дит через минимум и вновь повышается. Наименьший предел
прочности имеют сплавы с 1,5—3% Mg. Такая концентрация маг¬
ния желательна для получения сплавов с высокой пластичностью
в отожженном состоянии. Чем больше в сплаве цинка и меди, тем
при больших содержаниях магния наблюдается минимум прочности
в отожженном состоянии.
Свежезакаленное состояние, Основной при¬
рост прочности сплавов AI—Zn—Mg—Си в свежезакаленном со¬
стоянии достигается при увеличении содержания магния, цинка
140

АІ ф 2J0	5,0	4-І 5J 65	15 St5
Mg.%
Al ф 2J3	3,0	4>5	5t5	6,5
Mg %
Рис, 57, Предел прочности сплавов АІ—2п—Mg (0,4?S Мл; 0,29a Сг)
в свежезакаленном состоянии, температура закалки 465° С:
й - 4% Zrr; б — 7% Zn
(41

У.?> \о У/ \Д)\
Ai ^%0 5fi £0 ?fi gp gp top
Mgln2 Al2Mg3Zn3	М9,Ъ
Рис. 58. Прочность сплавов К, кПмм2) At—Zn—Mg~Cu (0,4% Мп; 0,2%
сплааов максимальной прочности. Лини*м
142	а - 4% Zb: б - 7%

и меди в твердом растворе. При появлении вторых фаз за пределами
растворимости прочность также несколько возрастает сповышением
общей легировакности сплава, а затем либо остается без измене¬
ния,, либо снижается (рис. 57). Обширная группа сплавов отли¬
чается максимальной и примерно равной прочностью (свыше
45 кГ1ммг). Все эти сплавы находятся в гетерогенных областях
а -( S, а -f-S -f- Т, а -{- Т. Несколько ..большей прочностью
среди этой группы отличаются сплавы, расположенные в области
a -f-S 4-Т. В пределах твердого раствора прочность сплавов
растет от сплавов А1—Си—Zn к А1—Zn—Mg стороне. Следова¬
тельно, прирост прочности в свежезакалениом состоянии в боль¬
шей степени осуществляется за счет увеличения содержания в спла¬
вах магния, чем меди. Однако так же, как и магний, медь вызывает
существенное упрочнение в свежезакаленном состоянии. Цинк
значительно слабее влияет на прочность свежезакаленных спла¬
вов. При большем содержании магния и меди увеличение содер¬
жания цинка приводит даже к понижению предела прочности; от¬
носительное удлинение либо не меняется, либо растет прп измене¬
нии кондентрадии магния, цинка и меди в пределах области твер¬
дого раствора и вблизи нее. При переходе в гетерогенные области
относительное удлинение падает при увеличении содержания
меди и магния.
Таким образом, вновь, как и в случае тройных А1—Zn—Mg
или двойных А1—Mg сплавов, подтверждается высокая пластич¬
ность пересыщенных твердых растворов и возможность роста
пластичности' при увеличении их концентрации.
Закаленное и состаренное состояние. По
мере роста содержания меди и магния прочность сплавов повы¬
шается до максимума, а затем снижается (рис. 58). Наибольшая
А1 w ?Р 10 ip 5.0	6.0 ю ар 9.0 Ш.О п.0
мд,'/.
Сг) в состоянии полной термической обработки (заштрихованы области
соединены сплавы равной прочности):
?п; » — 10% Zn
ИЗ

прочность достигается за пределами максимальной растворимости
в областях a-j-S, a-f-S-j-Tna+T.
С увеличением количества цинка происходит некоторое сме¬
щение сплавов максимальной прочности из области a +S it
a -f S +T в область а -{-Т. В сплавах с 4% Zn максимальная
прочность равна 59—60 кГ/мм2 и достигается при 5,5% Mg и
1,5—2,5% Си; сплавы с 7% Zn имеют максимальную прочность
Рис. 52. Влияние содер¬
жания аіеди па прочность
и удлинение сплавов
АІ—Zn—Mg—Си (старе¬
ние при 140° С, 16 «)
(И. Н. Фридлякдер,
Н. И. Зайцева):
Mg;
і - 4% Zn и J.5% А
2-4% 2л и 2.0% Mg
Рис. 60. Влияние содержания меди на прочность
н удлинение сплавов AI—Zn—Mg—Си (старенне при
140“ С, !б ч) (И. Н. Фридлякдер, Н. И, Зайцеве):
/ - 7% Zn и 1,5% Mg; 3 — 7% Zn И 2,0% Mg
72—74 кГЫм" при 2—3% Mg и 1,5—
2,0% Си, а для сплавов с 10% Zn предел
прочности 80 кГ/мм1 получается при
3-5% Mg и 0,5—1,0% Си.
Высокие значения предела прочности были получены на прес¬
сованных прутках, изготовленных из слитков диаметром 50 мм
в лабораторных условиях. Безусловно, в производственных
условиях эти значения будут существенно нтке.
При постоянном суммарном содержании в сплаве меди и магния
предел прочности постепенно растет по мере перехода от сплавов
AI—Си—Zn к AI—Zn—Mg.
Сплавы равной прочности при 7 и 10%'Zn располагаются
в концентрационном четырехугольнике в области твердого рас¬
твора параллельно сплавам AI—Си—Zn. Счедовательно, увели¬
чение концентрации меди дает меньший прирост предела проч¬
ности, чем повышение содержания магния. Предел текучести
сплавов системы AI—Zn—Mg—Си (при 0,4% Мп к 0,2% Сг) ме¬
няется в основном с тон же закономерностью, что и предел проч¬
ности. Наиболее быстрый прирост предела текучести вызывают
первые добавки магния. Так, введение 0,5% Mg в сплав AI -j-
\Ц

4-7% Zn приводит к увеличению предела текучести с 7 до
ЗО к/7лш3, при 1,5% Mg предел текучести повышается до 53 кГІмміі
а при 3% Mg — до 68 кГ/мма. Добавки меди в сплавы Al—Zn—Mg
способствуют дополнительному росту предела текучести. Относи¬
тельное удлинение сплавов понижается с увеличением содержа¬
ния цинка и магния,
В зависимости от содержания цинка и магния медь оказывает
различное влияние на удлинение. При 4% Zn медь практически
не оказывает влияния на
удлинение сплава, либо сни¬
жает его, при 10% Zn удли¬
нение повышается с ростом
количества меди до 3,0%
(рис. 59, 60). Следовательно,
в определенных областях кон¬
центраций магния и цинка
добавка меди улучшает пла¬
стичность при сохранении
высокой прочности. Это свя¬
зано с тем, что медь (при
6—9% Zn в сплавах) повы¬
шает эффект закалки и не
участвует в старении. Таким
образом, введение меди уве¬
личивает концентрацию пере¬
сыщенного твердого р аствор а,
что и приводит к повышению
пластичности.
Изменение механических
свойств в зависимости от со¬
держания магния и меди
прессованных полос в попе¬
речном направлении показа¬
но на рис. 61, При постоянном
содержании цинка, равном
8%, предел прочности резко повышается с увеличением содержа¬
ния магния в сплаве до 2,5% и остается на достигнутом уровне
при 2,5—3,0% Mg. Удлинение, равно как и сужение, непрерывно
понижаются, особенно сильное относительное падение пластично¬
сти наблюдается при повышении количества магния от 2,5—3,0%,
Увеличение содержания меди до 1,5—2,0% способствует повыше¬
нию предела прочности на I—2 кПмм3. Относительные удлинение
и сужение возрастают с увеличением содержания меди до 1,5%.
По абсолютным значениям эффект старения в 2—3 раза пре¬
восходит эффект закалки (рис. 62). Влияние меди на эффект ста¬
рения зависит от содержания в сплаве цинка.
При концентрации 4% Zn медь заметно увеличивает эффект
старения иа 6—7 кПмм*, при 6% Zn эффект старения от меди
10 Алюїіянігевмс СПЛЭАЫ	145
Рис. 61, Влияние магния и меди на меха¬
нические свойства прессованных полос
в поперечном направлении (Е, И- Ку тан¬
цеві, 3, Г, Филиппова}
	о0:-<	Чч	/-I.sk
Си: 2 — 2>0% Си; 3 — 1,0% Си

Al КО 20	3,0	4.0 SP 6.0 IP 8,0	9,0 ЩО lift
ЩХ
Al Op tPyp?.0Zp^.O3J 4,5	5,5	6,5
MgZflg Al2Mff3	M3'V‘
Al tfi 2,0	3,0	4,0	5,0	6.0	7,0 8P 9P ЮР
Mg.%
Рис. 62. Эффект старения сплапов Al—Zn—Mg—Си {0,4% Mn; 0,2%
Сг) Лег, кГ/мм3 (заштрихованы области отрицательных и максимальных
аффектов старения; тонкими линиями соединены сплавы равной проч¬
ности:
а - 4% Zn; б - 7% 2п; в — 10^ 2п
т

повышается лишь на 1—3 кГ/мм4, при большей концентрации
цинка добавка меди снижает эффект старения. Следовательно,
в промышленных сплавах, в которых 6—9% Zn, медь не участвует
в процессах старения и остается в пересыщенном твердом растворе,
В сплавах с 4% Zn в старении участвуют также фазы, содержащие
медь — по всей видимости Лазы СиА1„ н Бльсиме-
При содержании 7—10% Zn эффект старения сплавов AI—
Mg—Zn—Си, так же как и тройных сплавов А1—Zn—Mg вызы¬
вается фазами MgZn2 и TaizcMci причем обе эти фазы дают при¬
мерно разные эффекты старения.
Влияние марганца, хрома и циркония
на свойства сплавов А1—Mg—Zn—Си
Марганец, хром, цирконий оказывают большое влияние на
структуру, механические и коррозионные свойства алюминиевых
сплавов, на их поведение при различных технологических обра¬
ботках. Диаграмма состояния сплавов системы А1—Мп эвтекти¬
ческого типа, а сплавов AI—Cr, AI—Zr — перитектического типа.
Указанные сплавы отличаются от других сплавов высокой темпе¬
ратурой предельной растворимости марганца, хрома, циркония
в алюминии и крутым подъемом линии ликвидуса 110].
При быстрой кристаллизации и охлаждении слитков непрерыв¬
ного литья образуется алюминиевый твердый раствор, пересы¬
щенный этими элементами — происходит закалка из жидкого
состояния [11].
При температурах деформации или закалки алюминиевых
сплавов (400—500® С) растворимость их сравнительно невелика
н происходит распад пересыщенного при кристаллизации твердого
раствора.
Содержание марганца в литом твердом растворе возрастает,
а содержание хрома и циркония уменьшается от центра к перифе¬
рии дендрита. Пересыщенные твердые растворы марганца, хрома
и циркония в алюминии отличаются по своей устойчивости.
Наиболее устойчив твердый раствор циркония в алюминии, коа¬
гуляция продуктов распада в сплавах системы А1—Zr идет мед¬
леннее.
Марганец сильнее, чем цирконий, ускоряет распад пересы¬
щенного твердого раствора сплавов системы AI—Mg—Zn—Си
(рис. 63).
Марганец, хром и цирконий повышают прочностные характе¬
ристики алюминиевых сплавов, особенно прессованных полу¬
фабрикатов (прессэффект), и температуру начала рекристаллиза¬
ции. Дополнительное повышение прочности прессованных изде¬
лий сплавов А1—Zn—Mg—Си осуществляется в основном за счет
увеличения эффектов закалки и старения и в значительно мень¬
шей степени в результате повышения прочности сплавов в отож¬
женном состоянии. Влияние марганца, хрома, циркония обьяс-
10*	147

10
65
60
^.55
*
А
%
*50
•*5
няется (8, 111 существованием пересыщенного ИЗ ЖИДКОГО СО¬
СТОЯНИЯ твердого раствора марганца, хрома л циркония в алю¬
минии,
Влияние марганца на механические свойства сплава В95 по¬
казано на рис. 64.
При содержании до 0,2% Мп механические свойства сплава В95
не изменяются. Резкое повышение прочности и снижение пластич¬
ности наблюдается при увеличении с 0,2 до 0,4% Мп, при даль¬
нейшем возрастании количества
марганца свойства сплава изме¬
няются менее интенсивно. При
изменении концентрации марганца
до 0,6% предел прочности сплава
В95 в отожженном состоянии уве¬
личивается с 18 до 24 кГ!ммг, т. е.
на 6 кГ!ммъ, в свежезакаленном
состоянии предел прочности по¬
вышается интенсивнее с 28 до
42 кГ1ммг, т. е. на 14 кПмм*.
Эффект закалки с введением
в сплав хрома существенно и не¬
прерывно растет, в соответствии
с этим изменяется прочность све-
жезакаленяых сплавов, относи¬
тельное удлинение снижается
почти в два раза. Эффект старения
достигает максимума при содер¬
жании 0,2% Сг. Эффект старения
от введения в сплав хрома не
превышает 4 кПмм2, а эффект
закалки 7 кГ/лш*. Наибольший
прирост прочности за счет эффек¬
тов закалки и старения наблю¬
дается при введении 0,3% Сг и
составляет 9,9 кГ/мма, в том числе
7,4 кПмм2 в результате изменения эффектов закалки и 2,5 кПмм*
в результате изменения эффекта старения. Прирост прочности
прессованных прутков при введении в сплав хрома за счет изме¬
нения эффектов термической обработки примерно в два раза
больше, чем для сплава в отожженном состоянии.
При содержании в сплаве хрома более 0,1% структура ме¬
няется от полностью рекристалл изованной к полностью иерекри*
сталлизованной.
Исследования влияния марганца и хрома на кинетику старе¬
ния сплава В95 показали, что марганец и хром ускоряют про¬
цессы старения сплава, максимум прочности достигается значи¬
тельно быстрее в сплавах с хромом или с (Мп + Сг), чем в сплавах
без этих добавок.
148
из
"Vj
«ЧЧІ
5152038
120
60
Х,еех
Ркс. 63. Влияние продолжитель¬
ности переноса образцов из селит¬
ровой ванны в закалочный бак на
прочность сплавов в закаленном
н состаренном состоянии (Е. И. Ку-
тайцеэа; 3. Г. Фялиппова):
1 - B9S {Мп + Сг); 2 - В95 без Мп и
Сг; 3 — Й95 с 0.3% Zr без Мл и Сг

В случае старения при 20° С предел прочности сплава непре¬
рывно возрастает в течение 48 ч, а относительное удлинение прак¬
тически не меняется.
Старение при 140° С дает первый максимум на кривых проч¬
ности при 30 сек выдержке и второй максимум при выдержке от 8
до 24 ч. У сплавов без добавок прочность при втором подъеме
увеличивается медленнее, чем у сплава, содержащего марганец
и особенно хром пли сумму этих металлов. При добавке марганца
и особенно хрома или их суммы максимум на кривой прочности
достигается в течение более короткого времени старения, чем при
отсутствии этих добавок.
Рис. €4. Влияние марганца на свойства
сплава В95:
а — предел проч пости в отожженном / н
свежеэак&лениом 2 состстяшш; б — эффект ав-
калкИ Ш, аффект старения (2); л — предел
прочности, удлинение я сужение после за-
келкн « старения
Приведенные на рис. 65 данные показыв'ают, что предел проч¬
ности сплава В93, не содержащего марганца и хрома, повышается
непрерывно и достигает своего максимума при выдержке в течение
1—2 лет, в то время как у сплава В95 с марганцем и хромом рост
предела прочности в основном заканчивается в течение 30—60 су¬
ток.
Следовательно, марганец и хром усиливают эффект старения,
повышая прочность сплавов, и ускоряют процесс старения.
Как уже отмечалось, хром и марганец действуют примерно
в одинаковом направлении и поэтому можно использовать один
из этих элементов, Однако опыт показывает, что более целе¬
сообразно вводить в сплав оба компонента, но соответственно
меньшей концентрацией каждого из них, так как в сплавах, содер¬
жащих добавки только хрома или только марганца, проявляется
склонность к образованию в слитках первичных включений их
149

иитерметаллидов._ Кроме того, как показывает американский
опт, сплав 7075 (аналог сплава В95, но содержащий только
0,18—0,40?* Сг) имеет повышенную склонность к коррозионном)'
расслаиванию, чего не наблюдается у сплава В95 (0,1—0,25% Сг
и 0,2-0,6% іМп).
При разработке высокопрочного сплава В96ц было показано,
что цирконий обеспечивает (по сравнению с марганцем я хромом)
более высокую пластичность. При содержании более 0,17% Zr
при литье слитков образуются пер¬
вично кристаллизирующиеся интер¬
металл нды Al3Zr, которые отрица¬
тельно влияют на пластичность и
связанные с этим другие характери¬
стики сплава.
Количество циркония в сплаве.
для получения необходимых меха¬
нических свойств находится в пря¬
мой зависимости от температур гомо¬
генизации л прессования слитков.
Введение марганца повышает и
эффект закалки и эффект старения.
Эффект закалки проявляется при со¬
держании в сплавах марганца начи¬
ная с 0,2 и до 0,6%, эффект ста¬
рения достигает максимума при
0,4 % Мп, а затем снижается. Мак¬
симум эффекта старения пмест место
при меньших концентрациях мар¬
ганца, чем максимум эффекта за¬
калки. Введение марганца оказывает
примерно одинаковое влияние на
изменение эффекта закалки и эф¬
фекта старения — максимальный при¬
рост эффекта закалки равен 5,9 кГімлі3, а эффекта старения
5,2 кГ/мм3.
Максимальное увеличение эффекта полной термической обра¬
ботки наблюдается при 0,6% Мп и составляет 10 к Г 1мм3.
Прочность сплава В95 в отожженном состоянии при добавле¬
нии марганца практически не меняется и весь прирост прочности
идет за счет главным образом эффекта закалки и в меньшей
степени эффекта старения. Термически обработанные прессо¬
ванные прутки из сплава В95 без марганца и при содержании
0,2% Мп имеют равноосное крупное зерно, при 0,4—0,6% Мп
зерно вытянутое и резко ориентировано вдоль направления
прессования.
Влияние хрома на свойства сплава В95 в основном аналогично
влиянию марганца, однако хром действует примерно в два раза
эффективнее, и поэтому для достижения того же уровня свойств
160
Witetw изо і s itwgj
часы супна хдеодг гиУ
Рис- 65, Изменение механиче¬
ских свойств при естественном
старении прессованного профи¬
ля из сплава В93;
—			 мелкозернистая структура;
—	— — крупнозернистая структу¬
ра; а — долевое направление: О —-
Поперечное; а — высотное

концентрация его в сплаве должна быть в два раза меньше, чем
марганца.
При введении до 0,1% Сг свойства сплава В95 меняются мало.
Резкое повышение предела прочности и снижение пластичности
наблюдаются при росте содержания хрома в сплаве с 0,1 до 0,2%
(табл. 34).
ТАБЛИЦА Л
ВЛИЯНИЕ ХРОМА НА СВОЙСТВА СПЛАВА B9S ПОСЛЕ
ЗАКАЛКИ И СТАРЕНИЯ
Содержа и не Сг, %
<тв, нґ/мм*
%
♦ . %
0
52,9
21,1
38,0
ол
55,0
20,5
36,5
0,3
63,0
П.4
15,1
0,2
64,4
11,9
14,5
Чем выше температура гомогенизации и прессования слитков,
тем при меньшем содержании циркония обеспечиваются макси¬
мальные свойства сплава [12].
В случае низкой температуры гомогенизации (430° С) высокие
механические свойства получаются при температуре прессования
430—450° С“и 0,2% Zr. Лишь в случае содержания циркония не
менее 0,2% и при условии гомогенизации слитков при 460° С
температура прессования в пределах 350—450°С не оказывает
влияния на механические свойства сплава.
Во избежание образования интерыеталлидов содержание цир¬
кония в сплаве ограничивают пределами 0,1—0,2%. При этом
для получения максимальной прочности гомогенизацию слитков
и их прессование необходимо проводить в условиях высоких тем¬
ператур.
По сравнению с марганцем цирконий несколько снижает проч¬
ность прессованных полос как в долевом, так и в поперечном
направлениях, но существенно повышает удлинение и особенно
сужение. В зависимости от количества магния сужение сплава
с цирконием в 2—Зраза выше, чем сплава с марганцем. Наиболее
сильное влияние оказывает цирконий на пластичность прессован¬
ных полос в поперечном направлении. Влияние циркония, мар¬
ганца и хрома на свойства сплавов В96 и В93 приведено на рис. 66,
67. Известно» что для массивных полуфабрикатов из алюминие¬
вых сплавов важное значение приобретает их способность к про-
халиваеыости.
Сплавы, содержащие марганец и хром, у которых ускоряются
процессы старения и распада пересыщенного твердого раствора,
будут отличаться худшей прокаливаемостью, чем сплавы без
марганца и хрома,
т

- не* 67. о.іняшіе добавох Ми* Cr, 2г тіа пластичность прессованных
полос нз еллааа В93 в поперечном направленні! {Хольнова В. И, Ку-
тайаева £. И*, Елагина 3« А )	*
152

Влияние хрома и марганца на устойчивость твердого раствора
зависит от сочетания количеств магния, цинка и меди в сплаве В95,
в системе АІ—Mg—Zn—Си сплавы с хорошей прокаливаемостыо
следует искать на разрезах с атомными отношениями 0,68 и 1,5,
если суммарная атомная концентрация магния и цинка превы¬
шает 5%. Если атомная концентрация магния п цинка в сплаве
4% и менее, то сплавы будут иметь хорошую прокаливаемость
независимо от соотношения элементов. Повышение содержания
магния до 2,90% резко ухудшает прокаливаемость сплава
113].
С целью улучшения прокаливаемости для массивных полу¬
фабрикатов (поковок, штамповок, профилей) может оказаться
выгодным применять сплав, не содержащий марганца н хрома при
условии обеспечения надежной коррозионной стойкости. Таким
сплавом является сплав В93, содержащий 6,5—7,3% Zn, 1,6—
2,1% Mg, 0,8—1,2% Си, 0,2—0,4% Fe, до 0,2% Si, остальное
алюминий (81. При уменьшении скорости охлаждения в процессе
закалки (закалка в образцах и поковках) прочностные характе¬
ристики сплава В93 практически не меняются, но удлинение сни¬
жается, а у сплава В95, содержащего марганец и хром, мало ме¬
няется удлинение, но заметно снижаются прочностные характе¬
ристики. При повышении температуры охлаждающей среды с 20
до 100° С прочностные свойства сплава В93 не меняются, в то время
как прочность сплава В95 значительно снижается. Наряду с луч¬
шей прокаливаемостыо сплав В93 имеет меньшую анизотропию
свойств и лучшие литейные свойства сравнительно со сплавом,
содержащим в своем составе марганец и хром. Разработка сплава
В93 оказалась возможной в результате использования высокотем¬
пературного старения, в частности ступенчатого старения, пере¬
водящего сплав в стадию коагуляции при старении н обеспечиваю¬
щего хорошую коррозионную стойкость сплава.
Влияние примесей железа и кремния,
на свойства высокопрочных сплавов
Влияние железа. Было проверено влияние железа на свойства
прессованных прутков сплава Б95, не содержащего марганца
и хрома, и при наличии их в сплаве.
Увеличение содержания железа до 1,5% в сплаве без марганца
и хрома вызывает некоторое повышение прочности и падение
удлинения (рис. 68). Аналогично изменяются свойства и в свеже¬
закаленном и отожженном состояниях. Введение до 1% Fe не
действует ни на эффект закалки, ни на эффект старения сплава В95
(без марганца н хрома). Такое влияние железа позволяет предпо¬
ложить, что в высококонцентрированных сплавах системы А|—
Zn—Mg—Си оно не вступает в соединения ни с одной из легирую¬
щих добавок, а входит в состав эвтектики а + FeAla или же обра¬
зует первичные выделения FeAlj.
133

В прессованных прутках из сплава В95 с 0,4% Мп и 0,2% Cf
введение до 0,3% Fe незначительно повышает предел прочности,
В сплаве, содержащем более 0,5% Fe, пределы прочности и теку*
чести снижаются. Относительное удлинение непрерывно умень
таете я с увеличением концентрации железа. Эффекты закалки
и старения при росте содержания железа выше 0,3% снижаются.
Это объясняется тем, что железо образует с марганцем и хромом
нерастворимые соединения и уменьшает тем самым концентрацию
их в пересыщенном твердом растворе.
Рнс. 69. Влияние кремния на свойства прессованных прутков сплава 895
{без Мл и Сг) после закалки в старения (а) в на эффекты закалки и
старения (б):
/ — эффект зякалкч; 2 — эффект старения
Влияние кремния. Влияние кремния на свойства прессованных
прутков диаметром 10 мм из сплава В95 представлено на рис. 69.
При повышении концентрации кремния прочность и пластичность
сплава снижаются. Эффект закалки при содержании кремния
от 0,5 до 1,5% снижается практически до нуля, а эффект старе¬
ния — в два раза. Влияние кремния на механические свойства
и эффекты термической обработки сплава В95 объясняется обра¬
зованием соединения Mg2Si, в результате чего уменьшается коли-
154

чество фаз MgZn2, ТдшггпСи и Sai.cumc содержащих магний,
но вызывающих значительно большее упрочнение, чем соединение
MgaSi,
Совместное влияние железа и кремния на свойства сплава ВЭБ
сказывается в меньшей степени, чем раздельное влияние этих
примесей.
Уменьшение примесей железа и кремния в сплаве ВЭБ способ¬
ствует повышению пластичности; у прессованных панелей пластич¬
ность повышается в долевом и особенно в поперечном направле¬
ниях (табл. 35).
ТАБЛИЦА ІЗ
ВЛИЯНИЕ ЖЕЛЕЗА И КРЕМНИЯ НА ХАРАКТЕРИСТИКИ
ПЛАСТИЧНОСТИ ПАНЕЛЕЙ ИЗ СПЛАВА B9S
С одерж*
Fe
iime, %
51
Направление
вырез к tt образца
й. %
♦. %
V
кГя/см'
flTV‘
кГфм*
0,11
0r03
Продольной
9.7
20,7
1,67
0,72
Поперечное
8,4
22.3
1,25
0,62
0,21
0,07
Продольное
8,3
13.4
1,38
0,52
Поперечное
7.2
17,5
М2
0,28
0,33
0,23
Продат ыгое
8.2
11,8
0,98
0,36
Поперечное
5.1
7.8
0,66
0,20
Уменьшение содержаний железа с 0,33 до 0,1% и кремния
с 0,23 до 0,03% повышает ударную вязкость более чем в 1,5 раза
и в 2 раза — работу образца с трещиной и способствует росту ста¬
тической выносливости в 1,5—2 раза. Так, в случае 0,11% Fe
и 0,03% Si число циклов до разрушения при напряжении 0,5 о, =
— 28 кГ/ммг составляет 9200, а при 0,33% Fe и 0,23% Si образцы
выдерживают всего лишь 5040 циклов.
Аналогичное влияние оказывают примеси железа и кремния
на статическую выносливость листов. Наименьшую статическую
выносливость имеют листы, изготовленные из слитков, отлитых
с охлаждением воздухом и содержащих в данном случае 0,42% Fe
и 0,3% Si. Число циклов до разрушения в этом случае в три раза
меньше, чем у листов, изготовленных из слитков, отлитых с охла¬
ждением водой при содержании 0,12% Fe и 0,08% Si.
Уменьшение примесей железа и кремния в сплаве резко сни¬
жает чувствительность к надрезу образцов при перекосе. Отри¬
цательное влияние железа и кремния на пластичность высоко¬
прочных сплавов системы А1 —Mg—Zn—Си объясняется тем, что
указанные примеси образуют нерастворимые фазы AleFeMn,
AI—Fe—Мл—Si, которые располагаются в виде цепочек, ориен¬
тированных в направлении деформации. Наличие этих фаз, форма
их выделения и большой объем, который они занимают, по-види¬
мому, приводят к снижению пластичности. Такие фазы могут
быть концентраторами напряжений и служить местом зарождения
155

микротрещин. При всех содержаниях железа и кремния (в данном
случае до 0,35% Fe 4- до 0,25% Si) пластичность высокопрочных
сплавов системы А1—Mg—Zn—Cu с цирконием значительно
выше, чем тех же сплавов с марганцем. Особенно большая разница
наблюдается при малом содержании примесей железа и кремния,
в этом случае относительное сужение образцов сплава В96 с цирко¬
нием почти в два раза выше, чем у сплава В96 с марганцем (рис. 70).
В работе 114] исследо¬
валось влияние
свойства сплава
железа на
В93, не со¬
держащего ни марганца, ни
хрома, ни циркония. Допол¬
нительно исследовали, ис¬
ходя из опыта работ со
сплавом АК4-1, влияние ни¬
келя и совместное влияние
железа и никеля в отношении
1:1. При отсутствии или ма¬
лом количестве железа в по¬
ковках из сплава В93 наблю¬
дается неоднородная крупно¬
кристаллическая структура,
прочность и пластичность
снижаются, коррозионные
свойства ухудшаются. При
среднем содержании железа
(0,2—0,4%) существенно из¬
мельчается рекристаллязо-
ванное макрозерно и соз¬
дается однородность структуры. Небольшое влияние железа на
структуру и механические свойства сплава В93 объясняется тем,
что железистые составляющие могут служить центром рекри¬
сталлизации; железо может образовывать пересыщенный твердый
раствор в алюминии и, таким образом, повышать температуру
рекристаллизации. Количество железа в сплаве В93 было уста¬
новлено 0,2—0,4%. Совместные добавки железа и никеля из¬
мельчают макрозерно и не ухудшают механических свойств
поковок в продольном, поперечном и высотном направлениях.
Рис. 70. Влияние железа и кремния на
свойства прессованных полос сплава типа
В96 с марганцем н с цирконием (Кутак-
цсва Е. И., Филиппова 3. Г.):
	0.J3J1 Zr;	0,35% Мп
Термическая обработка сплавов системы
А1—Mg—Zn—Си
Сплавы системы А1—Mg—Zn—Си — термически обрабатывае¬
мые сплавы, способные к старению как при комнатной, так и при
повышенных температурах. Для этих сплавов характерен доста¬
точно широкий интервал температур, при которых можно произ¬
водить нагрев под закалку. Максимум прочности и предела теку¬
чести достигается в случае закалки с температур 460—475° С.
156

В массивных прессованных или кованых изделиях пережог
может наступить уже при 480® С. Для холоднодеформнрованных
листов пережог наступает позже, однако с целью уменьшения
диффузии в плакирующий слой нагрев под закалку следует про¬
изводить также при температурах не выше 475° С. Охлаждение
в процессе закалки деталей должно быть резким, а время между
выемкой изделий из печи и погружением в воду—минимальным.
Прочностные характеристики сплавов резко снижаются, если
уменьшается скорость переноса изделий из нагревательных уст¬
ройств в закалочную среду. Так, например, задержка на 30 сек
закалки листов толщиной 1 мм из .сплава В95 снижает предел
прочности на 7 кГ/мм? и предел текучести на 12 кГІмм*.
Для сплава В93 повышение температуры закалочной воды
практически не оказывает влияния на механические свойства
и лишь несколько снижает пластичность (табл. 36).
ТАБЛИЦА ЭВ
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ЗАКАЛОЧНОЙ ВОДЫ
НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА ВИЗ
(образцы по высоте поковки)
Температура
Dоды, °С
к Г/мм*
%
Температура
воды. °С
"п.
кГ/м,н*
в. %
20
51.3
5,3
85
51,6
4,2
80
51 >5
5,5
90
51,3
4,2
Исследования механических свойств в процессе старения пока¬
зала следующее. Предел прочности материала, состаренного при
комнатной температуре, остается практически неизменным в тече¬
ние первого часа старения, после 3 месяцев старения максимум
прочности еще не достигнут. После 240-ч выдержки оно незначи¬
тельно снижается с 21,8 до 17,3%.
На кривых изменения предела прочности и предела текучести
в процесее старения при температуре 120, 140, 160, 180 и 200® С
обнаруживаются два максимума. В случае старения при 120° С
первый максимум появляется при выдержках 15—30 сек. Второй
максимум предела прочности достигается после 120-ч старения.
Максимум предела текучести имеет место после 72—120 ч старе¬
ния. Второй максимум предела прочности и предела текучести
достигает наибольших значений при температуре 120° С (рис. 71),
а затем по мере повышения температуры старения до 200° С зна¬
чения его снижаются.
Приведенные данные показывают, что старение сплава В95
протекает в несколько стадий. Первая стадия, включающая пер¬
вый максимум и площадку на кривых время —- прочность, характе-
157

ризуется повышением прочности и электросопротивления, ВЫСОКОЙ
пластичностью и значительным разрывом между пределом проч¬
ности и пределом текучести, т. е. таким ходом изменения свойств,
который присущ, зонному старению (естественному старению).
На второй стадии старения происходит новый подъем прочности
и резкое снижение электросопротивления и пластичности, а также
и предела текучести. Подобное
изменение свойств происходит
при фазовом старения (искусст¬
венное старение). На третьей
стадии материал разупрочняется
при одновременном снижении
пластичности и электросопро¬
тивления, вероятно, благодаря
коагуляции выделившихся фаз.
В зависимости от температуры
и продолжительности старения
преобладает та или иная стадия.
При комнатной температуре
протекает первая стадия. Пере¬
ход от зонного к фазовому
старению происходит между 80
и 120° С. В случае старенпя
при повышенных температурах
в течение коротких выдержек,
соответствующих появлению
первого максимума прочности,
свойства сплава изменяются так
же, как и при комнатной тем¬
пературе. При еще более высо¬
ких температурах скорость про¬
цесса настолько возрастает,
что первый максимум прочности
не успевает появиться, а элек¬
тросопротивление возрастает
только в течение очень короткого промежутка времени, а затем
резко снижается.
На всех стадиях искусственного (фазового) старения предва^-
рительное зонное старение, в том числе старение при комнатной
температуре сплава В95 в интервале 2 часа — 2 суток, вызывает
снижение прочности на 1,5—3,0 кГ/мма. Следовательно, искус¬
ственное старение необходимо начинать либо в первые два часа,
либо спустя двое суток после закалки.
Большей частью искусственное старение можно проводить
в любое время после закалки, так как листы из сплава В95 имеют
достаточный запас прочности против технических условий.
Максимальные значения предела прочности можно получить
при более низких температурах искусственного старения. Однако
158
сближение предела прочности
Рис. 71. Значения максимальных пре¬
делов прочности и текучести сплава
В95 (первый и второй максимум)
в зависимости от температуры старе¬
ния (Фридляндер И. Н,, Либерман
Э. Л.):
/ — первый максимум 0Д: J — второй
максиму и од: 3 — перэыЯ максимум
00 2* * — второЛ максимум

другая зависимость наблюдается при испытаниях на коррозию
под напряжением. В этом случае чем ниже температура старения,
тем больше склонность сплава к коррозионному растрескиванию.
Ступенчатое старение значительно повышает коррозионную стой¬
кость сплава В95. Поэтому старение плакированных листов про¬
изводится при 120° С в течение 24 ч, а старение неплакировакных
полуфабрикатов сплавов В95 п В96ц — при 135—145° С в тече¬
ние 16 ч либо по ступенчатому режиму 120* С, 3 ч + 160° С, 3 ч.
Для сплава В93 рекомендован режим старения 120е С, 3 ч ■+■
+ 165'С, 4 ч. Этот режим обеспечивает высокие прочностные
характеристики, удовлетворительное удлинение и повышенную
коррозионную стойкость. Влияние режимов старения на корро¬
зионную стойкость штамповок из сплава В93 показано в табл. 37.
ТАБЛИЦА 37
ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ШТАМПОВОК
113 СПЛАВА ВВЗ. СОСТАРЕННЫХ ПО РАЗЛИЧНЫМ РЕЖИМАМ,
В РЕЗУЛЬТАТЕ КОРРОЗИИ В 3%-мом РАСТВОРЕ
NaCl + 0.1141-1,0, В ТЕЧЕНИЕ в» СУТОК
Режни искусствен¬
ного старения
ав, лГ/.uu*
5, %
темпера¬
тура, °С |
время,
1 4
до кор¬
розии
после
потери,
%
до кор¬
розии
после
потер».
%
150
12
47,8
34,3
28,2
5,0
1,5
70,0
140
16
48,2
37,2
23,9
3.1
0,8
74,3
120
165
3	1
4	1
47,8
43,9
7,2
5,2
2.2
57.8
Время до разрушения образцов сплава В95 после различных
режимов искусственного старения приведено в табл. 38,
ТАБЛИЦА 33
ВРЕМЯ ДО РАЗРУШЕНИЯ ОБРАЗЦОВ ИЗ ЛИСТОВ СПЛАВА BBS
ПОСЛЕ РАЗЛИЧНЫХ РЕЖИМОВ ИСКУССТВЕННОГО СТАРЕНИЯ
(ИСПЫТАНИЯ В 314-НОМ РАСТВОРЕ NaCl)
Режим
старения
Режим
старения
Время до разрушения,
сутки
тем¬
пера-
чр-
арсмл*
н
Время до рсарущгтшя,
сутки
тем-
пера-
ТУРЯ.
°С
ярсмян
ч
120
140
120
160
24
16
\\
5
4
54
4
9
54
4
9
54
4
7
54
7
20
54
120
160
120
160
1}
SI
54
54 і
54
54
54
54
54
54
54
54
Детали из плакированных листов и плит, которые подвергаются
механической обработке с местным нарушением плакировки,
159

следует рассматривать как неплдкированные н подвергать старі-
нию при температурах 135—145е С.
Изменяя вторую ступень (в случае ступенчатого старения!
можно заметно повысить пластичность, а также сопротивление
коррозии под напряжением и снизить остаточные напряжения
но за счет снижения прочности.	1
Механические свойства сплавов
Высокопрочные сплавы широко применяются в различных
областях промышленности. Из них изготавливают прессованные
изделия (профили, полосы, прутки, панели), прокат—листы
и ленты, поковки и штамповки. Свойства полуфабрикатов в очень
большой степени зависят от вида и размеров полуфабрикатов,
от исходного слитка и принятой технологии изготовления. Осо¬
бенное значение приобретают свойства в поперечном направлении.
Опыт показывает, что даже в тех элементах конструкции, которые
по расчетам должны испытать только продольные напряжения,
в действительности всегда имеются поперечные усилия в резуль¬
тате наличия в конструкции различных выточек, отверстий,
сложности формы.
Вместе с тем при увеличении сечения полуфабрикатов свойства
в поперечном направлении (прочность и особенно удлинение)
начинают явно ухудшаться. Поэтому при применении массивных
таблица »
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИСТОВ
И ПРЕССОВАННЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ
С л л а в
Вид
полуфабриката
Состояние
ап-
кГ/м.4*
_
кГ/мм*
6, %
Q95
Листы
Отожженное
Закаленное л не*
кусстаенное со*
старенное
22
55
48
15
10
Прессовал л ые
Отожженное
22
1
10
1
15
профили
Закаленное к ис¬
кусственно со¬
старенное
56
53
8
В93
Прессованные
профили н ПОЛОСЫ
Закаленное и ис¬
кусственно со¬
старенное
і
46
J0
В 96ц
Прессованные
профили и трубы
То же
* 1
і
65
7
160

изделий из высокопрочных сплавов в технических условиях спе¬
циально оговариваются испытания в трех направлениях — по
длине, ширине и толщине изделий. Для обеспечения высокого
уровня поперечных свойств заготовки подвергаются всесторонней
ковке на вертикальных ковочных прессах или подсадке в контей¬
нерах горизонтальных прессов.
6S5
Рис. 72, Предел прочности сплавов по ТУ крупных поковок и штам¬
повок нэ сплавов В93, АК8, АК.6
Типичные механические свойства листов п прессованных полу¬
фабрикатов приведены в табл. 39, штамповок и поковок —- в
табл. 40.
На рис. 72 приведены значения пределов прочности по ТУ
крупных поковок и штамповок из сплава В93 по сравнению со
сплавами АК8 и АК6.
Высокопрочные сплавы, содержащие в качестве основного
легирующего компонента цинк, сравнительно быстро разупроч-
няются с ростом температуры.
ТАБЛИЦА 40
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ШТАМПОВОК И ПОКОВОК
1
і
1 в.
Вдоль ПОЛОЧКА
Поперек волокна
м
$
Ь *
я
.3
ь ч
чЧ
o'-
«О
ПО ІШфІІНС
по высоте
Сплав
і Месса
, HOKOBKtt,
кг
Щ
і
ь*
т
eS
to *
с
3
to *
л
to *
5?
о’
В93
До 2500
50
45
8
50
45
6
50
3
В95
» 200
52
45
6
48 ,
—
4
42
2
В96ц
і 50
60
55
6
55 ;
50
4
—
—
—
11 Алюминиевые сплавы	161

Испытания при повышенной температуре проводили после
30-лаж выдержки и после выдержки в течение 100 ч без приложе¬
ния нагрузки. Испытания при комнатной температуре осуще¬
ствляли после выдержки сплава при повышенных температурах
без приложения нагрузки в течение 100 ч, затем при комнатной
температуре в течение 100 ч под напряжением, равным 25% от
предела прочности, и в течение 1 ч при напряжении, составляю¬
щем 50% от предела прочности.
До 100—110" С выдержка в течение 100 ч приводит к дополни¬
тельному упрочнению сплава в результате старения я повышению
его прочности сравнительно с прочностью материала, испытанного
после 30-мин выдержки. При 125° С 100-ч выдержка в общем мало
влияет иа прочность сплава, однако при 150е С влияние 100-ч
выдержки сказывается уже очень значительно, предел прочности
профилей снижается с 63 кГ!ммг при комнатной температуре до
48 кГ/мм2 при 150° С после ЪО-ашн выдержки и до 42 кГІмм3 при
150° С после ЮО-ч выдержки. Примерно та же закономерность
наблюдается в случае испытания при комнатной температуре.
После выдержки при температуре 100" С предел прочности при
комнатной температуре повышается, после выдержки при 125е С
практически не меняется, а при 150° С предел прочности заметно
снижается. Свойства сплава В96ц при комнатной температуре
после нагрева при температурах до 125" С восстанавливаются.
Приложение напряжения в течение 100 ч при температуре 100° С
не влияет на прочность сплава, при температуре 125" С Несколько
повышает ее, а при 150° С приводит к заметной потере предела
прочности сплавов при комнатной температуре.
Следовательно, при температурах выше 125—135" С сплавы
В95, В96 интенсивно разупрочняются как под действием выдержка
при этой температуре, так н дополнительно под влиянием прило¬
женного напряжения. Поэтому применение сплавов В95 и В96ц
выше указанных температур нецелесообразно. Однако для тех
конструкций, которые работают очень короткое время (минуты,
секунды), указанные сплавы можно использовать и при более
высоких температурах.
В настоящее время для ряда изделий введено обязательное
испытание целых конструкций или узлов конструкций из высоко¬
прочных алюминиевых сплавов ка статическую выносливость.
При испытаниях на статическую выносливость большое влияние
оказывает наличие концентраторов напряжений. Число циклов
до разрушения при наличии надрезов сокращается в 3—7 раз,
предел усталости снижается в 1,5—2 раза (табл. 41, 42).
Прн применении сплава В95 необходимо строго следить за
устранением в конструкции всякого рода концентраторов напря¬
жений, которые могут появиться как в результате неправильного
проектирования, так и по технологическим причинам.
Исследования влияния царапин и клейм на статическую вы¬
носливость показали что мелкие поперечные царапины глубиной
162

ТАБЛИЦА 41
ДЕЙСТВИЕ НАДРЕЗОВ ПРИ ПОВТОРНО-СТАТИЧЕСКИХ
ИСПЫТАНИЯХ СПЛАВА B9fi
(И. Н. Фрндляндер» Н. М. Эдельман, Ю. С* Данилов)
Вид полуфабриката
Фермы образца
в*0.7в1И
Число
циклов
до разру¬
шения
Лист ТОЛЩИНОЙ
Плоский образец
36,0
14 000
С отверстием
36,0
2 000
Профиль
Плоский образец глад¬
кий
44,4
11000
С отверстием
44,4
3,035
Прессованная панель
Плоский образец гладкий
41,1
10,593
С отверстием
43,2
1,818
до 0,02 мм практически не влияют на статическую выносливость.
При дальнейшем увеличении глубины вплоть до 0,2 мм стойкость
при повторных нагрузках существенно снижается* Было исследо¬
вано также влияние клейма. Клеййенне производилось круглым
клеймом с ограничителем глубины до 0,3 мм и V-образным клей¬
мом без ограничителя* На образцы, не имеющие отверстий, нано¬
сили в середине их рабочей части круглое и V-образное клеймо;
на образцы с отверстиями на расстоянии 2—3 мм от отверстий
проставляли круглое клеймо.
Результаты испытаний показали, что на образцах без отвер¬
стий разрушение, как правило, идет не по месту клеймения. Более
ТАБЛИЦА 42
ДЕЙСТВИЕ НАДРЕЗОВ
НА ПРЕДЕЛ ВЫНОСЛИВОСТИ
ПРИ ВИБРАЦИОННЫХ ИСПЫТАНИЯХ
ПРЕССОВАННОГО ПРУТКА
ИЗ СПЛАВА В95
(Фридляндер И. Н., Эдельмаи Н. М.>
Данилов Ю. Q)
Форме
образца
Вид
испытанна
(на базо
2-Ю’).
лГ/лп*
Гладкий
Растяжение
14,3
С надрезом
6,5
Гладкий
Изгиб
16,0
С надрезом
9,0
і
Гладкий
Кручение
8,0
С надрезом
5,3
ТАБЛИЦА 43
ВЛИЯНИЕ СТЕПЕНИ ДЕФОРМАЦИИ
НА СТАТИЧЕСКУЮ ВЫНОСЛИВОСТЬ
ПРОФИЛЕЙ ИЗ СПЛАВА В95
(Фрнддяндер И. II., Эдельман Н. М.,
Данилов Ю. С)
Состояние
материала
Рабочее
напряжение
Ojh кГ1»мл
>»
a
oog;
5§*=
шах 1
шш
F я et3
Без деформа¬
ции
40,3
4,0
3216
Деформация
1%
Деформация
2%
Деформация
4%
40,3
4,0
3566
40,3
4,0
3016
45,4
4,5
2293
И*
163

сильным оказалось влияние острого ребра образца, или галтели.
Разрушение образцов с отверстием во всех случаях начиналось
только по отверстию. В настоящее время на заводах при работе
со сплавом В95 пользуются круглым клеймом с плавными очерта¬
ниями рельефа и ограничите¬
лями глубины до 0,2 мм.
В процессе изготовления
деталей широко распростране¬
ны технологические операции:
правка, мал ковка, подсечка,
гибка и т. д., связанные со
значительной деформацией по¬
луфабрикатов.. При этом запас
пластичности материала может
существенно уменьшаться. Наи¬
более опасна деформация рас¬
тяжением. Опыты по выяснению
влияния деформации растяже¬
нием проводили на уголковом
профиле размером 40 X 40 X
х 4 млі. Образцы деформиро¬
вали растяжением на остаточ¬
ное удлинение в 1; 2; 4% в закаленном и состаренном состоя¬
нии и на 6% в свежезакаленном состоянии. Отверстия в образцах
сверлили и развертывали после деформация. Деформированные
образцы в свежезакаленном состоянии подвергали затем искус¬
ственному старению. Результаты испытаний приведены в табл. 43.
Испытания проводили при напряжении о = 0,7ств„.
Статическая выносливость крупногабаритных полуфабрика¬
тов из сплава В93 приведена в табл. 44.
ТАБЛИЦА 44
СТАТИЧЕСКАЯ ВЫНОСЛИВОСТЬ
КРУПНОГАБАРИТНЫХ
полуфабрикатов ИЗ СПЛАВА В63
(Фридляндер И. Н.,
Хольпова В- И.)
Вид
лолу-
фябрм*
кета
к
н
еС"
а *
Чпсло циклов
до разрушения
min
max
сред¬
нее
Поковка
17,5
22 642
44 886
33 764
20
18 304
30 481
25159
25
8 277
9 002
8733
Профиль
20
41 454
53 353
45964
ЛИТЕРАТУРА
1. Sander W., Meissner К.Zf.Melallkimde, 1923, v. 15, S. 180—
183.
2.	S a n d e r W., M e І n s s п e г К- Zf. Anorganishe und Allgemeimshe
Chemie, 1926, v. 154,. S. 144.
3.	Сальдау П. Я. Изв. СФХА, 1939, т. XIX, с. 487—497.
4.	Сальдау П. Я-, Эаисторин М. И. Изв. СФХА, 1938, т. XI,
с. 78.
5.	Михеева В. И. Химическая природа высокопрочных сплавов алю¬
миния с магнием в цинком. Изд-во АН СССР, 1947.
6.	Stranbridge D., Hume-Rolhery W., G H 11 e A.
The Journal of Lhe Institute of Metals, 1947, v. 74, N 4, p. 191—225.
7.	Фридляндер И. H., Кутайцева E. И. Высокопрочный
алюминиевый сплав В95. Изд-во АН СССР, 1956.
8.	Фридляндер И. Н. Высокопрочные деформируемые алюминиевые
сплавы. Оборонгнз, I960.
9.	Металловедение алюминия и его сплавов. Изд-во «Металлургия* 1971.
10.	В о р о н о в С. М., Елагин В. И. Труды МАТИ, 1954, вып. 23.
164

12.	Кутанцева Е. И., Доброжинская Р. И.( Филип¬
пова 3. Г* Технология легких сплавов, 1970, Лэ 4.
13.	3 а х а р о в Е. Д., Петрова А. А. и др. Металловедение и терми¬
ческая обработка, 1963, JVT? 12,
14.	Ф р и д л л н д е р И. Н,, X о л ь н о в а В. И, В сб. «Алюминиевые
сплавы». Изд-во «Машиностроение», 1964,
Глава V
СВАРИВАЕМЫЕ ТЕРМИЧЕСКИ УПРОЧНЯЕМЫЕ
СПЛАВЫ
АЛЮМИНИЯ С ЦИНКОМ И МАГНИЕМ
Сплавы на основе тройкой системы AJ—Zn—Mg отличаются
рядом свойств, благодаря которым их целесообразно применять
в сварных конструкциях. Отличительная особенность этих спла¬
вов — самозакаливаемость, т. е. способность закаливаться на
воздухе, благодаря чему свойства сварных соединений после
старения близки к свойствам основного материала. Сплавы си¬
стемы А1—Zn—Mg имеют высокие прочностные свойства при ком¬
натной и криогенных температурах, удовлетворительную свари¬
ваемость и хорошую общую коррозионную стойкость [1—6].
Высокая пластичность сплавов этой системы в горячем состоянии
дает существенные технико-экономические преимущества по срав¬
нению с другими алюминиевыми сплавами н открывает широкую
перспективу их применения в различных отраслях промышлен¬
ности.
Однако сплавы системы А1—Zn—Mg разупрочняются с повы¬
шением температуры и подвержены коррозии под напряжением
и расслаивающей коррозии, что проявляется в различной степени
в зависимости от содержания и соотношения цинка и магния в
сплаве, количества легирующих добавок, а также структурного
состояния.
Благодаря большим исследованиям, проведенным в направле¬
нии изыскания способов уменьшения склонности к коррозии под
напряжением, и расслаивающей коррозии в результате выбора
оптимального содержания цинка и магния, введения добавок
марганца, хрома, циркония, ванадия, серебра, титана по отдель¬
ности и в комбинациях, подбора оптимального режима термообра¬
ботки в последнее десятилетие в СССР и других странах
разработаны свариваемые сплавы на основе тройной системы
А1—Zn—Mg. Химический состав некоторых из них приведен
в табл. 45.
Авторы: И. Н. Фри длин дер, В. И. Елагин, Н. И. Зайцева, £. А. Кузнецова,
Т, А. Власова, IQ- С. Золотарський.
165

ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ НЕКОТОРЫХ С8АЧ
Срдерщ
Стр! 1IH
Сплав
Zn
Mg
Мп
Сг
СССР
1915
3,4—4,0
1,3—1,3
0,2—0,6 1
| 0,08—0,2
01911
3,8-4,4
1,6—2,1
0,5
0,07-0,12
В 92ц
2,9—3.6
3,9—4,6
0,6-1,0
—
США
7005
4,2-5,0
1.0—1,8
0,2—0,7
0,06-6,»
7039
3,5-4,5
2,3-3,3
0,1-0,4
0,15—0,25
ФРГ, ГДР
AIZnMgl
4,0—5,0
1,0-1,4
0,1-0,5
0,1-0,25
Франция
AZ4G
2,75^3,5
1,5—2,5
0,2—0,7
0»1—(М

Канада
Алнэп 74
4,0-4,6
1
ТО
о
0,2—0,4
—
Швейцария
Унидур
4,5—5,0
1,2-1,6
0,3
9,2
Польша
Конструк¬
таль D
3,2
3,6
—
—
Венгрия
Хегаль
3,5
2,5
0,2
0.2
Химический и фазовый состав
Условно все промышленные и экспериментальные сплавы можно
разделить на сплавы относительно низколегированные с суммар¬
ным содержанием цинка и магния не более 6—6,5% (1915, 01911,
AIZnMgl, Конструкталь D, AZ4G, 74S, Упидур) и сплавы с сум¬
марным содержанием цинка и магния 6,5—7,5% (В92ц, 7005,
7039). Отношение цинка к магнию в сплавах может меняться от
0,7 до 4. На рис. 73 показано расположение некоторых сплавов
на изотермическом разрезе диаграммы состояния системы А1—
Zn—Mg.	о
Все промышленные сплавы (£Zn+Mg 10%) при 440 С
находятся в области a-твердого раствора. Фазы (т), Т), присут¬
ствующие при 200° С (25° С) являются вторичными, т. е. выде¬
ляются из твердого раствора в процессе охлаждения и последую¬
щих выдержек. На рис. 74 представлен вертикальный разрез диа¬
граммы состояния системы AI—Zn—Mg для суммы цинка и магния
8%, дающий представление о кристаллизации и фазовых превра¬
щениях в твердом состоянии (2J. Изменение растворимости цинка
и магния в алюминии с температурой указывает ыа возможность
упрочнения сплавов при термообработке. Основные упрочняющие
іео

ВАЕМЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al-Zn-Mff
тлвлиал CJ
В«<\ %
Литера¬
турный
источник
Zr
ТІ 1 СВ | Fe 1 SI
прочие
0,15—0,22
—
<0,1
<0,4
<0,3
<0*1
7
0,13-0,20
—
0,1-0,2
<0*3
<0,2
<0,1
7
0,1-0,2
<0,05
<0,3
<0*2
<0,1
5
1 0,06-0,20
0,01-0,06
<0,1
<0*35
<0,35
<0,15
8
—
0.1
<0,1
<0,4
<0,3
<0,15
9
—
0,01—0,1
<0,1
<0,5
<0,5
<0,15
10
0,1-0,6
—
<0.1
<0,4
<0.3
—
11
—
—
<0,1
<0,4
<0,25
—
12
—
—
—
<0,2
—
—
13
- | 0,2
<0,01
<0,35
<0,25
—
14
1 - 1
0,2
<0,05
<0,5
<0,3
—
15
фазы в сплавах системы А1—7.п—Mg — фазы	MgZn2 (»)) и
AljMgjZns (Т). Каждая из этих фаз примерно одинаково упроч¬
няет сплав. Упрочнение за счет фазы AI3Mgs (JJ) практического
значения не имеет. Температура нагрева под закалку сплавов
может колебаться в широких'пределах — от 350 до 550° С.
Закономерности изменения свойств сплавов системы
Al—Zn—Mg в зависимости от состава
Механические свойства. Механические свойства сплавов А1—
Zn—Mg зависят от химического состава и режима термической
обработки 14, 5]. Прочность сплавов и эффекты старения растут
при увеличении суммарного содержания цинка п магния и практи¬
чески не зависят от того, в какой фазовой области находится фигу¬
ративная точка сплава (a -f т|, а + tj + Т, а -f Т 4- Р). Макси¬
мальной прочностью отличаются сплавы, соответствующие поли-
термическому разрезу А1—Т.
Содержание цинка и магния определяет не только количество
упрочняющей фазы, но также критическую скорость закалки и,
следовательно, склонность к самозакаливанию и изменению
свойств при старении. Сплавы с малым содержанием цинка (до 3%)
имеют низкую прочность, но высокое относительное удлинение,
167

а+ж
168
Рис. 73. Расположение свариваемых сплавов на изотермическом раз-	Рис. 74. Вертикальный разрез диа-
резе диаграммы состояния системы А1—Zn—Mg (разрез при 200е С,	граммы состояния системы А1—
по данным В. Финка и Л. Вилли)	Zn—Mg приі 8% 2 Mg+Zn [2]

не испытывают заметного упрочнения при искусственном (фазо¬
вом) старении. Сплавы с содержанием 4—6% Zn и 2—5% Mg
характеризуются значительными изменениями свойств в процессе
старения после закалки или сварки. Сплавы этого типа более чув¬
ствительны к скорости охлаждения. Закалка на воздухе приводит
к снижению прочностных свойств сплава. Эти сплавы мало пла¬
стичны (б = 6—12%) и имеют повышенную склонность к коррозии
под напряжением.
Сплавы с содержанием 3,5—5,0% Zn и 1,5—2,5% Mg, а также
сплавы с 3—4% Zn и 4—5% Mg при сумме цинка и магния 4,5—
8% как по механическим свойствам, так и по способности к зака¬
ливанию, по-внднмому, более целесообразно использовать в каче¬
стве свариваемых. Для обеспечения высокой и стабильной прочно¬
сти сплавов системы А1—Zn—Mg необходимо строго выдерживать
оптимальное содержание цинка и магния, так как небольшие изме¬
нения этих элементов в сплаве резко меняют механические свойства.
Прочность отожженных сплавов (рис. 75, а) в интервале кон¬
центраций 1,5—5,5% Zn и 1,5—8,0% Mg меняется в пределах от 16
до 37 кГ(ммг, а относительное удлинение — от 20 до 27% (после
отжига при 380—400е С в течение 2 ч; охлаждение со скоростью
30 град!ч до *200® С, далее на воздухе).
Минимальные значения прочности наблюдаются у сплавов, фи¬
гуративные точки которых лежат на разрезе А1—Т. Это можно
объяснить тем, что в сплавах, соответствующих разрезу А1—Т, рав¬
новесная суммарная концентрация цинка и магния в твердом раст¬
воре минимальная. При отклонении составов сплавов как в сторону
повышения содержания цинка, так и в сторону повышения содер¬
жания магния суммарная концентрация их в твердом растворе
увеличивается. Линии равной прочности располагаются примерно
параллельно стороне А1—Zn. Наиболее эффективно прочность
возрастает с увеличением содержания в сплаве магния за счет
повышепия его концентрации в твердом растворе. Появление
фаз (Т,т]) практически не оказывает влияния на прочность в отож¬
женном состоянии.
Относительное удлинение при всех содержаниях магния незна¬
чительно снижается с увеличением цинка и имеет тенденцию к росту
или сохранению постоянного уровня при повышении содержания
магния.
С практической точки зрения важно, что возрастание количества
цинка и магния, значительно увеличивая прочность состаренных
сплавов, не ухудшает или даже улучшает их пластичность в отож¬
женном состоянии.
В результате закалки и старения сплавы упрочняются на 30—
50%. Максимальную прочность в естественно и искусственно соста¬
ренном состояниях имеют сплавы фазового состава а + Т и соот¬
ветствующие приблизительно разрезу AI—Т, На рис. 75, б,* в
приведены кривые равных пределов прочности после естественного
П искусственного старения.
169

АІ 1 2 3 4 3 6 7 8 З Ю 11 72 13 In
Mo Zn'%
170
А1> 1	2 3 4 3 6	7 8 9 Ю 11 tt 13 W
Zn,%
Рис. 75. Прочность сплавов системы А!—2я—
а — о ОГОЖЖСШІОМ состоянии' б — о естественно состарен

Коррозионная стойкость. По сопротивлению общей коррозии
сплавы системы Al—Zn~Mg относятся к числу стойких алюминие¬
вых сплавов. Они значительно превосходят в этом отношении
сплавы на основе системы А1—Си—Mg и аналогичны сплавам
А1—Мп и Al—Mg.
Высокая склонность к коррозии под напряжением — одна из
основных недостатков сплавов системы А)—Zn—Mg. Для сплавов
этой системы сопротивление коррозии под напряжением в ббль-
шей степени, чем для других алюминиевых сплавов, определяется
состоянием границ зерен, характером распада твердого раствора,
формой, размером и составом выделяемых частиц, дислокационной
структурой. Все это зависит от состава сплава, технологии изго¬
товления полуфабрикатов, термической обработки, условий хра¬
нения материала.
UOM Состояния (30 суток): • —в искусственно состаренной СОСТОЯНИИ
171

Термическая обработка
Рис* 7G. Зависимость твердости
листа алюминиевого сплава, содер¬
жащего 4,5% Zn в 1,8% Mg,
в искусственно состаренном состоя¬
нии от температуры закалки н ско¬
рости охлаждения [16]:
/ —* охлаждение О воде при 20° С:
2 — охлаждение нв воздухе
Прочностные, пластические характеристики и коррозионная
стойкость свариваемых алюминиевых сплавов системы А1—Zn—Mg
в значительной степени зависят от режимов термической обработки:
закалки и последующего естест¬
венного или искусственного ста¬
рения.
Закалка. Как уже отмечалось
выше, сплавы системы А1—Zn—
Mg имеют широкий интервал тем¬
пературы нагрева под закалку
(350—500° С) и малую чувстви¬
тельность к скорости охлаждения
(рис. 76) 116]. Эта особенность
часто используется в практике,
например при закалке профилей
из сплава 1915 на прессе, а также
для закалки крупногабаритных
штамповок или поковок, охлажде¬
ние которых производят в горя¬
чей воде или воздушной струей
для снижения остаточных напряжений. В табл. 46 показано_влия-
ние условий охлаждения на механические свойства сплава с 5% Zn
и 2% Mg (лист толщиной 10 мм).
Для большинства сплавов температура нагрева полуфабри¬
катов под закалку колеблется в пределах 440—480° С.
Старение. Упрочнение промышленных свариваемых сплавов
системы Al—Zn—Mg в процессе старения может происходить за
счет образования зон ГП, мета-
стабильной фазы t] (Mg 2лг) или
Т (AI2Mg3Zn3). При комнатной
температуре старение сплавов
протекает относительно медленно.
Максимальная скорость упрочне¬
ния наблюдается первые 3 месяца,
а затем происходит замедление
роста прочности. Однако увели¬
чение прочности отмечается даже
после трех лет вылеживания спла¬
вов при комнатной температуре.
Для высоколегированных сплавов
при длительных выдержках при
комнатной температуре возможен
переход от зонной к фазовой
стадии старения с выделением
метасгабпльных фаз. В интервале
температур 100—140° С высокая
172
ТАБЛИЦА 46
влияние ОХЛАЖДАЮЩЕЙ СРЕДЫ
НА СВОЙСТВА СПЛАВА
А1 — 5% Zn — MS
В ИСКУССТВЕННО СОСТАРЕННОМ
СОСТОЯНИИ
Услопия
охлаждения
%
ь *
«І
. 5
с£г
b *
•о
»
В воде при 20° С
43
36
12
В масле:
при 20°С . , .
42
35
10
» 100° С
41
34
12
Двумя вентиля¬
торами
42
34
11
Одним вентилято¬
ром
40
31
12

прочность достигается за сравнительно короткое время 24—100 н,
преимущественно в результате образования когерентных метаста-
бильных фаз ft' или Т). Однако в этом случае структура нс
стабильна и последующее длительное вылеживание сплавов при
температурах до 70° С вызывает дополнительные изменения струк¬
туры и резкое снижение сопротивления коррозии под напряже¬
нием. Искусственное старение при температурах выше 160° С
стабилизирует структуру материала и повышает сопротивление
коррозии под напряжением, но прочность сплавов, состаренных
непосредственно после закалки, при этом очень низкая.
Для сплавов системы А1—Zn—Mg характерно положительное
влияние предварительного старения при низких температурах
(на зонной или начальной фазовой стадии старения) на последую¬
щее старение при сравнительно высоких температурах (160—
200е С).
Образующиеся при низких температурах зоны ГП или тонкие
выделения т)'-фазы способствуют повышению плотности и дисперс¬
ности упрочняющих фаз при высокотемпературном старении, что
заметно повышает прочность.
На практике для получения оптимального сочетания механи¬
ческих свойств и сопротивления коррозии под напряжением ши¬
роко используется двухступенчатое старение с температурой на
первой ступени 60—120° С, а на второй 160—200° С.
Влияние легирующих элементов на структуру
и свойства сплавов системы At—Zn—Mg
В сплавы системы AI—Zn—Mg, как правило, вводят дополни¬
тельные легирующие компоненты: марганец, хром, цирконий,
титан, медь.
Все эти компоненты содержатся в сплавах в небольших коли¬
чествах и слабо действуют на эффект упрочнения при термической
обработке, хотя их влияние на кинетику распада твердого раствора
Zn и Mg в алюминии неоднократно отмечалось в литературе [4,
19, 20]. Эти компоненты, почти полностью входя в твердый рас¬
твор при кристаллизации и частично выделяясь из него (за исклю¬
чением меди) при высокотемпературных нагревах в виде дис¬
персных интерметаллидов и частично сохраняясь в пересыщенном
твердом растворе, значительно влияют на процесс рекристаллиза¬
ции и на распределение продуктов распада, а следовательно, на
конечную структуру и свойства деформированных полуфабри¬
катов.
Марганец и хром. Во многих сплавах системы А1—Zn—Mg
одновременно содержатся марганец и хром. Оба компонента, срав¬
нительно мало изменяя температуру рекристаллизации холодно-
деформированных полуфабрикатов, резко повышают температуру
рекристаллизации горячедеформированных полуфабрикатов, осо¬
бенно прессованных. В результате прессованные прутки н про-
173

фіші из сплавов с марганцем и хромом сохраняют после закалки
нерекристаллизованную структуру. Холоднодеформированные за¬
каленные полуфабрикаты, например листы, из сплавов с марган¬
цем и хромом имеют рекристаллизованную структуру, существенно
отличающуюся от рекристаллизованной структуры АІ—Zn—Mg
сплавов, не содержащих марганец и хром. На рис. 77 показаны
Рис. 77. Типичная микроструктура деформированных полуфабри¬
катов из сплава А1— Zn—Mg с добавками Мп и Cr, Х300 [24 ]:
а — рскристаллнзовэниан (ллет); й — нсрскристаллизованная [профиль)
типичная рекрнсталлизованная и нерехристаллиэованиая струк¬
туры. При наличии в сплаве марганца и хрома величина рекри¬
ста ллизованных зерен несколько уменьшается, изменяется их
форма и, главное, характер границ зерен — они становятся более
извилистыми и протяженными. Последний эффект в большей мере
связан с присутствием хрома, чем марганца.
В соответствии с характером структуры в холоднодеформиро-
ванных полуфабрикатах присутствие марганца и хрома вызывает
относительно небольшое повышение предела прочности (на 2—
174

З кГ/ммг)І в то время как прочность прессованных изделий от доба¬
вок этих элементов резко возрастает (прессэффект). Сравнение
механических свойств листов и профилей из сплава 1915 после
закалки и искусственного старения приведено ниже:
кГ/мм* а0 г кГ/мм* й. %
Холоднокатаный лист 	 36	23	12
Прессованный профиль	 40	33	10
Марганец в количестве 0,2—0,4% значительно увеличивает
устойчивость против коррозии под напряжением. Дальнейшее по¬
вышение количества марганца до 1% незначительно улучшает
сопротивление коррозионному растрескиванию сплавов системы
А1—Zn—Mg [21]. Хром, добавленный совместно с марганцем,
уменьшает склонность к коррозии под напряжением. Оптималь¬
ным содержанием хрома в сплавах системы А1—Zn—Mg следует
считать 0,1—0,2%. Положительное действие хрома можно объяс¬
нить влиянием его на форму зерна, а также обусловленным этим
элементом более равномерным распределением продуктов рас¬
пада твердого раствора цинка и магния в алюминии по зерну [221.
Необходимо иметь в виду, что степень положительного влия¬
ния марганца и хрома на коррозионную стойкость зависит от
суммарного содержания цинка п магния в сплаве. Наиболее эффек¬
тивно введение марганца и хрома в сплавы с 5—7,5% Mg+Zn.
В этих сплавах благодаря добавкам марганца и хрома (при соот¬
ветствующем выборе технологии производства к режимов терми¬
ческой обработки) можно практически устранить склонность к кор¬
розии под напряжением.
На рис. 78 показано влияние добавок марганца, хрома, цирко¬
ния на склонность к коррозии под напряжением при переменном
погружении в 3%-ный раствор NaCl (испытание в течение 3 меся¬
цев) сплавов в различных состояниях термической обработки.
Наибольшей склонностью к коррозии под напряжением отли¬
чаются сплавы после старения по режиму 100“ С, 100 ч, т. е.
в соответствии с установленными закономерностями в стадии
упрочняющего фазового старения 117].
После ступенчатого старения коррозионная стойкость сплавов
резко повышается. Таким образом, дополнительное легирование
тройных сплавов марганцем, хромом и цирконием в сочетании
с соответствующим режимом старения позволяет существенно
повысить коррозионную стойкость, что может быть объяснено
изменениями тонкой структуры сплавов. При введении указанных
добавок измельчается зерно, изменяется состояние границ зерен,
образуются ннтерметаллиды марганца, циркония и хрома различ¬
ной степени дисперсности, изменяется характер распределения
дислокаций внутри зерна и около границ.
Появлению it развитию трещин способствует образование по
границам зерна большого количества высокодисперсных частиц
175

метастабильных фаз, а также создание в некоторых участках
границ зерен высокой плотности дислокаций.
По влиянию добавок марганца, хрома на свариваемость спла¬
вов, содержащих цинк и магний, имеются противоречивые данные,,
что, по-видимому, свидетельствует о сравнительно малом влиянии
их 123, 91. Склонность к образованию трещин при сварке с вве¬
дением 0,6% Мп и 0,1—0,2% .Сг несколько увеличивается.
Рлс. 78. Изменение схлошюсти сплавов системы А!—Zn--Mg к коррозии под
напряжением в зависимости от режима старения при последовательном легиро¬
вании их Мп; Мп и Zr; ЛЬ, Zr и Сг (по данным Зайцевой Н. И., Артемовой М. С.,
Крамсковой Л. М.):
А — сплав А1 — 3.7% Zit — 1.6% Mg; В — А! — Э% Zn — 4% Mg; J — старание при
20* С а течение 6,5 исс: II — старение при НЮ* Ct 100 ч; III — ступенчатое старение;
а — to добавок; б — Мл; в -- Мп « Zr, а — Мл* Zrf Сг
На прочность сварных соединений марганец и хром'влияют
отрицательно, так как они ускоряют распад твердого раствора
цинка и магния в алюминии и способствуют большому разупрочне¬
нию околошовной зоны.
Цирконий и титан. Оба компонента широко известны как
эффективные модификаторы в алюминиевых сплавах — они резко
измельчают литое зерно, что ведет к уменьшению склонности
к образованию трещин как при литье, так и при сварке. На рис. 79
показано влияние титана и циркония на коэффициент трещинооб-
разования при сварке сплава А1—4,5% Zn~l,8% Mg. При 0,1% Ті
и 0,15% Zr коэффициент трещинообр азованн я приближается
к нулю.
Титан ц особенно цирконий значительно повышают температуру
рекристаллизации сплавов системы А1—Zn—Mg. не только после
горячей, но и после холодной деформации. На рис. 80 показано
J70

изменение температуры рекристаллизации холоднокатаных листов
из сплава состава А1—4,5% Zn—1,8% Mg—0,6% Мп в зависи¬
мости от содержания циркония. При содержании в сплаве 0,15—
0,30% Zr температура окончания рекристаллизации больше
500° С, т. е. значительно превышает оптимальную температуру
нагрева сплава под закалку. Поэтому горячекатаные и даже холод¬
нокатаные листы (при соблюдении определенных условий изгото¬
вления) из сплава указанного со¬
става, содержащего 0,15—0,22%
Zr, имеют после закалки частично
или полностью нерекристаллизо-
ванную структуру, которая обе¬
спечивает более высокий уровень
прочностных характеристик [24],
Механические свойства листов
H3J сплавов с 0,15—0,22% Zr
№
SS0
т
SSB
зоо
2S0
о
*
V
t /
^ —
^ A
"4
If
\h
if
I
/,
і
/
f P
T*
0,2
гг, %
6,3 м
Рис. 79. Влияние добавок титана и
циркония на коэффициент трещино-
обраэования К при сварке сплава
А1 — 4,5% Zn—1,8% Mg (10. Н.
Скачков, А. Е. Трубачеа)
с нерекриеталлиэованной струк¬
турой приближаются к свойст¬
вам прессованных полуфабрика¬
тов (табл. 47).
Способность циркония резко повышать температуру рекристал¬
лизации сплавов системы AI—Zn—Mg полезна также и для прессо¬
ванных полуфабрикатов. При наличии циркония в сплаве не
наблюдается крупнокристаллического ободка в прессованных
профилях самой различной конфигурации.
Титан и цирконий в меньшей степени, чем марганец и хром,
ускоряют процесс распада твердого раствора основных легирую¬
щих компонентов (цинка и магния) в алюминии.
Добавки 0,1—0,2% Zr в сплавы системы А1—Zn—Mg совместно
с марганцем значительно, но слабее, чем хром, уменьшают их
склонность к коррозии под напряжением.
Титан, хотя он входит в некоторые сплавы (венгерский сплав
«Хегаль»), по-видимому, является менее перспективной добавкой,
12 Алюминиевые спливи	177
Рас. 80. Изменение температуры
рекристаллизации холодноката¬
ных листов из сплава At—4,5%
Zn—1,8% Mg—0,6% Мяв зави¬
симости от содержания Zr [24]:
/« 3 — температура начала и конца
рекристаллизации листов толщи*
ноfl 3 *м; 2, 4 — температура на¬
чала я конца рекристаллизации
л исто о толщин о Л 1 мм

так как он повышает склонность At—Zn—Mg сплавов к расслаи¬
вающей коррозии.
Медь. С увеличением содержания меди в сплавах системы
А1—Zn—Mg от 0 до 0,8—1,0% повышается прочность н устойчи¬
вость против коррозии под напряжением, однако ухудшается
общая коррозионная стойкость и увеличивается склонность к об¬
разованию горячих трещин при сварке [25Ь Сплавы системы
А1— Zn—Mg, содержащие 0,5—1,0% Си (Х7002, AlZnMgCuO.5),
можно только условно отно¬
сить к числу свариваемых.
Представляют большой прак¬
тический интерес добавки
меди порядка 0,1—0,2%.
При таком содержании меди
ухудшение общей коррозион¬
ной стойкости и увеличение
склонности к образованию
горячих трещин при сварке
незначительны, а устойчи¬
вость сплавов против кор¬
розии под напряжением воз¬
растает существенно (напри¬
мер, сплав 01911).
Серебро. Добавка серебра
в сплавы системы А! —Zn—Mg
(0,1—0,5%) замедляет рас¬
пад твердого раствора цинка
и магния в алюминии, в ре¬
зультате чего можно полу¬
чить высокую прочность после старения при температурах 160—
180° С, при которых сплавы без серебра после этого старения
сильно разулрочняются 126, 27). Старение при высоких темпе¬
ратурах представляет интерес, так как оно повышает стойкость
против коррозии под напряжением, а также приводит к некото¬
рому снижению внутренних напряжений в сварных конструкциях.
Однако склонность к горячим трещинам при добавках серебра
увеличивается. В связи с этим, а также в результате высокой
стоимости серебра сплавы системы AI—Zn—Mg с добавкой серебра
пока не нашли промышленного применения.
Свариваемость сплавов системи AI—Zn—Mg
Тройные сплавы системы At—Zn—Mg отличаются повышенной
склонностью к образованию кристаллизационных трещин [3, 281.
Введение дополнительных легирующих элементов и наличие
примесей в сплавах системы А1—Zn—Mg значительно изменяет
склонность к образованию кристаллизационных трещин при
сварке [5, 19].
178
ТАБЛИЦА 47
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПОЛУФАБРИКАТОВ ИЗ СПЛАВА
AI — 4,5% Zn — 1,В%
Mg — 0,Я%Мп — 0,2% Zr
ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ И СТАРЕНИЯ
ПРИ Ш'С В ТЕЧЕНИЕ 100 «
Вяд
полу-
фйбр 11-
ката
Структура
9,
5»
вС*
ь *
я
*
G *
а?
«о
Ллст
Рекристал-
лизованная
44,8
36,0
14т0
I
Нсрскри-
сталлнзо-
паяная
48,0
43,0
10,0
Профиль
прессо¬
ванный
То же
50,0
44,0
10,0

Положительно влияют на свариваемость добавки циркония,
титана (раздельно или совместно), а также добавки церпя.
Значительно ухудшает свариваемость из-за образования кристал¬
лизационных трещин медь, кремний. Такие элементы, как никель,
марганец и хром, незначительно влияют на склонность сплавов
к образованию трещин при сварке.
От химического состава присадочного материала в значительной
степени зависит сопротивление сплавов системы А1—Zn—Mg
образованию кристаллизационных трещин при сварке. При при¬
менении в качестве присадочного материала сплавов системы
А!—Mg с модифицирующими добавками, а также сплавов системы
А)—Zn—Mg, содержащих цирконий, коэффициент трещинообра-
зования при сварке имеет небольшую величину 15, 25, 81. На¬
именьшая склонность к образованию трещин наблюдается при
наличии циркония н в основном металле, и в присадочной про¬
волоке.
Для сварных соединений из сплавов AI—Zn—Mg характерны
высокие значения прочностных свойств. Эти свойства зависят
в основном от содержания цинка и магния а сплаве, состава приса¬
дочного материала, толщины свариваемого материала, метода
и режима сварки,, количества подварок, режима термической обра¬
ботки после сварки.
Предел прочности сварных соединений материала небольшой
толщины (до 5 мм) при сварке я среде защитных газов присадочным
материалом близкого к основному металлу состава и при старении
по режиму, соответствующему режиму старения основного ме¬
талла, составляет 0,9—1,0 от прочности основного материала.
Для сварных соединений сплавов системы AI—Zn—Mg харак¬
терна более высокая склонность к коррозии под напряжением, чем
у основного материала. Это объясняется тем, что в процессе
сварки происходят неконтролируемые изменения структуры.
В зависимости от температуры нагрева в процессе сварки основ¬
ной материал в различных зонах, во-первых, полностью расплав¬
ляется, смешивается с присадочным материалом и образует после
затвердевания сварной шов. Во-вторых, частично оплавляется по
границам зерен при нагреве в интервале температур между ликви¬
дусом и солидусом, при этом может усиленно проходить процесс
рекристаллизации, а границы обогащаются легкоплавкими компо¬
нентами (цинком н магнием) Ц8, с. 135]. В-третьих, закаливается,
отпускается, возвращается в свежезакаленное состояние, ча¬
стично искусственно старится по мере понижения температуры от
солидуса до температуры старения. Кроме того, в сварных соеди¬
нениях возникают дополнительные внутренние напряжения [18,
с. 187]. Все это приводит к тому, что сварные соединения могут
в ряде случаев растрескиваться под напряжением даже в атмосфер¬
ных условиях [18, с. 120], несмотря на то что основной материал,
из которого изготовлено сварное соединение, достаточно коррози¬
онностоек. Существенно влияет на сопротивление растрескиванию
12*	179

под напряжением состав присадочной проволоки, режим старения
сварных соединений, режим сварки, наличие внутренних напря¬
жений и другие факторы.
На рис. 81 показано влияние режима старения после сварки и
уровня прилагаемых напряжений на склонность к растрескива¬
нию сварных соединений сплава А1—4,5% Zn—1,8% Mg—
0,6% Mn—0,17% Zr в атмосферных условиях. При напряжении,
составляющем 0,6ао а, сопротивление растрескиванию достаточно
высокое. С увеличением напряжений опасность растрескиваний
заметно возрастает. Наименее стойки сварные соединения, соста¬
ренные на максимальную проч¬
ность по режиму 100° С, 100 н.
Склонность к растрескиванию
под напряжением, кроме того,
в значительной степени опреде¬
ляется условиями испытания. Так,
при испытании сварных соеди¬
нений сплава А1—4,5% Zn—1,8%
Mg—0,6% Мп—0,17% Zr при пе¬
ременном погружении в 3%-ный
раствор NaCl продолжительность
жизни образцов в среднем соста¬
вляет 7—10 суток, в атмосферных
условиях при средней влажности
(не выше 70%) такие же образцы
простояли 30—40 суток, а в нейт¬
ральной среде (аргон)— более
60 суток без разрушения 118,
с. 1201.
Как правило, зарождение и
развитие трещины при коррозион¬
ном растрескивании происходит
в зоне сплавления сварного соеди¬
нения. Одна из причин зарождения трещины в зоне сплавления
сварного соединения — неблагоприятный химический состав
в этой зоне, который в основном определяется химическим соста¬
вом основного и присадочного материалов. Поэтому присадочный
материал для сварки конкретного сплава следует выбирать с уче¬
том сопротивления коррозии под напряжением. Так, для сварки
сплавов 1915 и 01911 используется присадочный материал из
сплава 1557 системы А1—Mg с ограниченным содержа¬
нием магния (до 5,5%) и добавками хрома, циркония и мар¬
ганца,
Важную роль для повышения сопротивляемости растрескива¬
нию под напряжением сварных соединений играет и последующая
термическая обработка. На практике часто используется отпуск
сварных конструкций при повышенной температуре 180—200° С
или ступенчатое старение с высокой температурой на второй сту-
180
tfafiflfijrati/g' % tm 6ц, основного
мцт(2иале
Рис. 81. Влияние режима старения
и уровня прилагаемых напряжений
на склонность к растрескиванию
сварного соединения сплава ЛІ —
4,5% Zn — 1,8% Mg—0,6% Mn-
О. 17% Zr (по данный Е. А. Кузне¬
цовой, Н. А. Давыдовой идр.):
I — при IОО® С. 100 *: 2 — при 120® С;
10*+ 175® С. 1 «

пени, что обеспечивает стабилизацию структуры и свойств и час¬
тичное снятие внутренних напряжений, а следовательно, повыше¬
ние надежности работы конструкции.
Типичные механические свойства сплавов
системы Al—Zn—Mg
В табл. 48 представлены свойства полуфабрикатов из сплавов
с 5,5—7,0% Zn+Mg. Наличие в сплавах марганца и циркония
приводит к появлению прессэффекта, в результате чего прессован¬
ные полуфабрикаты имеют повышенную прочность по сравнению
с холоднокатаным материалом.
ТАБЛИЦА 4S
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПОЛУФАБРИКАТОВ СПЛАВОВ
СИСТЕМЫ AI—2п—Mff В ЗАКАЛЕННОМ И ИСКУССТВЕННО
СОСТАРЕННОМ СОСТОЯНИИ
Марка
сплава
Вид полуфабрикатов
"в
кГ/м-и*
?«>*.
кГ]мм*
в. %
1915
Листы
35
28
12
Прессованные полуфаб¬
38
30
10
рикаты
Штамповки
36
28
10
Поковки
35
26
10
01911
Листы
42
35
12
Прессован ные п алуфаб-
рикаты
50
42
15
В92Ц
Листы
40
30
10
Прессованные полуфаб¬
45
35
10
рикаты
Штамповки, поковки
43
30
8
При низких температурах (—70, —196° С) прочность сплавов
системы Al—Zn—Mg как правило возрастает. При этом не проис¬
ходит охрупчивания материала. Отношение предела прочности
надрезанного образца к пределу прочности гладкого образца
близко к единице и мало изменяется с температурой. При повы¬
шенных температурах сплавы, содержащие цинк и магний, резко
разупрочняются, особенно при температурах выше 150° С.
Применение сплавов системы. Al—Zn—Mg
Свариваемые термически упрочняемые сплавы системы А1—
Zn—Mg последние годы находят все более широкое применение
в различных отраслях народного хозяйства как более прочные
181

и технологичные но сравнению с широко используемыми свари¬
ваемыми сплавами магкалиевой группы (АМг5, АМгб). Благодаря
хорошим технологическим свойствам, хорошей свариваемости
и коррозионной стойкости эти сплавы применяются при строитель¬
стве зданий, мостов, подъемных кранов, в ваго но- и автомобиле¬
строении, электротехнике, точной механике, радиотехнике, раке¬
тостроении 115, 29—32].
ЛИТЕРАТУРА
1.	М и х е е в а В. И. Химическая природа высокопрочных сплавов алю¬
миния с магнием и цинком. Изд-во АН СССР, 1947,
2.	Напетапл Н., Schrader A- Lcgierungen des Aluminium,
1952, Bd 3, S. 133,
3.	Muller-Busse A. Aluminium, 1956, Ns 6, S, 333,
4.	Фридляндер И. H. Высокопрочные деформируемые алюминиевые
сплавы. Оборонгиз, 1960.
5.	Фридляядер И. Н. н др. В сб. «Алюминиевые деформируемые
егглавы». Изд-во «Машиностроение», вып. 3, 1964, с. 51, 66, 76.
6.	D е v е I а у R., Crontzeilles М. Revue de Metall urgie, 19G2,
V. 59, № 4, p. 349—359,
7.	Фридляядер И. H. и др, В сб, «Алюминиевые сплавы», вът. б.
Изд-во «Металлургпя», 1969.
a. Light Metal Age, 1963, v. 21, № 5-6, p. 11.
9. J о и n g J. Light Metals, 1963, v. 26, Ns 306, p, 47—50.
10.	Aluminium, 1964, Bd 40, JVs 10, S. 648.
11.	Chevlgni R., Develay R. Aluminium, 1964, Bd 40, Ms 1,
S. 42-47.
12.	Taylor L Metal Progress, 1963, v. 84, № 5f p, 74—79.
13.	Aluminium Suisse, 1963, J. B„ № 2, S. 49—65.
14.	Nizinski J. Rudi і metall niezel, 1964, t. 9, JSfe 6, s.
290-292.
15.	В u ray J. Schweisstechnik, 1962, Bd I2f № 3, S. 112—116.
16.	Власова T, А. Физика металлов и металловедение. Изд-во «Наука»,
1967, т. 23, вып. 2, с. 357.
17.	Ф р к д л я н д е р И. Н. МиТОМ, 1965, Ns 8, с. 43—48.
18.	Фридляндер И. И., Кузнецова Б. А., Бубенщи ков
В. С. В сб. «Алюминиевые сплавы», выл. 4. Изд-во «Металлургия», 1966,
с. 143.
19.	Елагин В. И. В сб. «Металловедение легких сплавов», Изд-во «Наука»,
1965, с. 54—64.
20.	Л и в а п о в В. А. и др. Труды МАТИ, вып. 55. Оборонгпз, 1962,
с. 49—77.
21.	V о б к й h 1 е г Н., Werkstof und Korrosion, 1950, Ns 8, S. 310,
22.	C h a d w і с к K-, Muir N-, 1 г a \ n g e г И. J. Inst. Metals, 1957,
S'85, № 5, p. 161.
23.	Hunsicker H. Aluminium vol. L American Society vor Metals. 1967,
p. 122.
24.	E л а г и h В, И., Аверкина Н. Н. «Технология легких сплавов»,
і967, N* 5, с. 73.
25.	S с h о е г Н., G г u h 1 W. Metall, 1966, Ns 3, S. 222—225.
26.	V і е t z G., S а г g a n t К*. P о 1 m e a r J. J. Inst. Metals, v. 92,
1963—1964, june.
27.	Д p в ц M. E.f К а д a n e p Э. С.т Орехова A. H. МиТОМ, 1967,
№ 2, c. 33—35.
28.	Л а ш к о H. Ф., Л а ш к о - А в а к я н. Свариваемые легкие сплавы.
Судпромгнз, I960, с. 292—297.
182

29.	Тау lor J. МеЫ Progress, 1963, v. 84, № 6, p, 96—100.
30.	Brenner P., Aluminium, 1961. Bd 37, № 10t S. 633—644.
31.	Metal Treatment and Drop Forging, 1964, v. 31, JV° 229, p. 378.
32.	Space AcronanNcs, 1964, v. 11, № J, p. 74—75.
Глава VI
ВЫСОКОПРОЧНЫЕ И ЖАРОПРОЧНЫЕ
СПЛАВЫ АЛЮМИНИЯ С МЕДЬЮ И МАРГАНЦЕМ1
1.	Сплавы Д20, Д21, 01201
Алюминиевые сплавы Д20, Д2І системы А1—Си—Мл в отличие
от сплавов дуралгомин (Діб, ДІ9 и др.) имеют более высокую
концентрацию меди и очень низкую или совсем не содержат магния.
Эти сплазы характеризуются высокой пластичностью, техноло¬
гичностью и отличаются высокими жаропрочными свойствами при
температурах выше 200° С. Прочностные свойства при комнатной
температуре сплава Д20 (без магния) более низкие, чем сплава Д16,
но сплав Д20 хорошо сваривается всеми видами сварки, в том
числе аргоно-дуговой.
Близкие по составу сплавы типа Д20 имеются за рубежом.
В Англин подобный сплав имеет марку RR57, в США 2219.
Сплавы Д20 и Д2І имеют следующий химический состав: 6—
7% Си, 0,4—0,8% Мп, 0,1—0,2% Ті, остальное алюминий;
в сплаве Д21, кроме того, 0,25—0,45% Mg. Примесей в этих
сплавах не более 0,3% Fe, 0,3% Si, 0,1% Zn и 0,1% прочие;
сплав Д20 содержит также 0,2% Zr, 0,0596 Mg.
Влияние меди и марганца на структуру
и свойства сплавов Д20, Д21, 01201
При исследовании закономерностей изменения механических
свойств в зависимости от содержания меди установлено, что в спла¬
вах с оптимальными механическими свойствами при комнатной
температуре и длительной прочности при 300° С концентрация
меди близка к предельной растворимости 5—6% (рис. 82 и 83) [1].
Однако уровень жаропрочности этих сплавов при 300° С весьма
невысок. Введение добавок марганца, а также титана позволило
повысить их жаропрочные свойства при температурах 250—
350° С в 2—2,5 раза.
Добавки марганца к сплавам системы А1—Си более 0,4% резко
повышают эффект закалки и снижают эффекты искусственного
и естественного старения (рис. 84) [2].
1 Автор О. А. Романова.
183

Введение марганца резко увеличивает длительную прочность
при 300° С при оптимальном содержании меди около 6%. Наиболее
сильное возрастание длительной прочности при 300° С наблю¬
дается при концентрациях марганца в пределах 0,4—0,8%
(рис. 85).
Аналогично изменяется длительная прочность сплава в зави¬
симости от содержания марганца при температурах 150, 200, 250
и 350° С. Сопротивление ползучести в зависимости от концентрации
марганца меняется по такому же закону.
Таким образом, марганец — один из основных легирующих эле¬
ментов, обеспечивающий высокие жаропрочные свойства этих
сплавов.
«ого прутка из сплавов AI—Си при
20® С
из сплавов AI—Си при 300° С и на¬
пряжении 4 кГ(мма:
• минимальные значения;
	— максимальные
Природа влияния марганца на свойства алюминиевых сплавов
системы А1—Си в настоящее время достаточно изучена. Марганец
прежде всего действует на диффузионные процессы распада твер¬
дого раствора. Марганец, имея низкий коэффициент диффузии
в алюминии, снижает коэффициент диффузии меди — основного
легирующего элемента в алюминии — почти на два порядка [3,
с. 200—201; 4]. С этим, очевидно, связано действие марганца
на замедление распада твердого раствора при температурах 250—
300° С. Как показали электронномикроскопические исследова¬
ния, проведенные Р. М. Леринман 151, марганец при указанных
температурах в значительной степени уменьшает скорость коагу¬
ляции фазы CuAl,. Марганец изменяет также и характер распада
твердого раствора меди в алюминии. Вследствие склонности мар¬
ганца к внутридендритной ликвации в процессе литья он в сильной
степени насыщает периферийные участки дендритных ячеек. Это
обогащение марганцем участков, прилегающих к границам зерен,
до некоторой степени сохраняется после горячей деформации и по-
184

следующей термообработки. Поэтому марганец затрудняет выде¬
ление и коагуляцию фазы СчА! 2 по границам зерен и способствует
более равномерному распаду твердого раствора меди в алюминии.
Жаропрочность повышается также под действием тройной фазы Т
(А11гСиМпг), которая, по данным Колобнева И. Ф. [61, имеет
достаточно высокую твердость при повышенных температурах.
Положительное влияние на жаро¬
прочность этой фазы установлено
только в случае присутствия ее
в мелкодисперсной форме. Выделе¬
ние фазы А112СиМп2 в виде грубых
включений снижает жаропроч¬
ность, что связано также с умень¬
шением растворимости меди и со¬
гласуется с резким падением эф¬
фекта старения по мере увеличения
содержания марганца.
Мп,%
Содержание Си.У.
Рис. 64. Влияние марганца на
механические свойства прессо¬
ванного прутка сплава AI—
6% Си:
/ — отжиг; 2 — естественное ста¬
рение; 3 ^- закалка; 4 — искусст¬
венное старение при 20* С
Рис. 85. Влияние меди и марган¬
ца на длительную прочность прес¬
сованного прутка из сплава Д20
при 300° С в напряжении 7кГ/мм*і
> — 0,7% Мл; 2 — 0,3% Мл: 3 -
0,4% Мл; 4 — 1,3% Мп; 5 — 0,2% Мп
Повышение содержания меди в сплаве Д20 в пределах 4—7%,
по данным В. П. Козловской, приводит к резкому снижению
коэффициента трещпнообразования при сварке К, определяемого
по крестовой пробе (рис. 86).
Однако пластичность основного металла (угол загиба и удар¬
ная вязкость) снижается незначительно при увеличении содержа¬
ния меди от 5 до 7%. В сварном соединении эти характеристики
пластичности падают в 1,5—2 раза особенно в интервале концен¬
траций меди 6,5—7%. Поэтому в сплавах Д20 для сварных
183

изделий количество меди рекомендуется поддерживать не выше
6,5/0.
Марганец, так же как и медь, уменьшает склонность сплава
к трещинообразоваяию при сварке. Снижение пластичности свар¬
ного соединения сплава с увеличением содержания марганца,
как и в случае повышения кон¬
центрации меди, вызвано повышен¬
ной чувствительностью литого ме¬
талла к гетерогенизацип струк¬
туры (рис. 87).
Рис. 86. Влияние меди па
коэффициент трещннооОраэо-
вання при сварке листа тол¬
щиной 2 мм нэ сплава Д20:
J — RpaDKft под мол ото ні 2 —
правка g праъильиоП машине
Рис, 37. Влияние марганца на
механические свойства я коэффи¬
циент трещннообразовакня листа
толщиной 2 мм из сплава Д20
Влияние титана, циркония и ванадия
Механические свойства сплавов системы А1—Си—Мп при
комнатной температуре в искусственно состаренном состоянии не
изменяются при добавках титана. Однако длительная прочность
при 300 и 350° С увеличивается и имеет максимальное значение
при содержании 0,1—0,2% Ті. Эго явление объясняется тем, что
титан повышает температуру рекристаллизации сплавов и обес¬
печивает большую устойчивость структуры при одновременном дей¬
ствии напряжения и высокой температуры.
В литературе имеются также данные о том, что титан, подобно
марганцу, замедляет распад твердого раствора при высоких темпе¬
ратурах— порядка 300° С 14].
Более сильное влияние на жаропрочность сплааов оказывает
цирконий (рис. 88). Так, при температуре 300" С предел длитель¬
ной прочности за 100 ч от введения циркония в количестве 0,1—
0,15% повышается до 9 кГ1миг вместо 7—8 кГ/мм3.
186

Как отмечается в ряде работ (8, 9], цирконий повышает устой¬
чивость твердого раствора путем торможения его распада п ре¬
кристаллизации. Цирконий значительно увеличивает температуру
рекристаллизации ряда алюминиевых сплавов. У сплавов системы
AI—Си—Мп температура начала и конца рекристаллизации от доба¬
вок циркония возрастает на 50 град
[2]. Цирконий, подобно марганцу
снижает коэффициент диффузии
меди в алюминии.
Добавки циркония улучшают
свариваемость сплава и пластич¬
ность сварного шва в результате
измельчения структуры. Поэтому
для повышения жаропрочности и
улучшения свариваемости необ¬
ходимо в сплав Д20, а также
в присадочную проволоку, приме¬
няемую для сварки, вводить цир¬
коний в количестве 0,1—0,2%.
В сплаве Д20 содержится в виде
примеси до 0,2% Zr.
Аналогичное влияние на из¬
мельчение зерна твердого раствора
оказывают малые добавки вана¬
дия. Был предложен новый сплав
системы Al—Cu—Мп типа Д20 мар¬
ки Д20-1 ил и 01201, содержащий малые добавки циркония и ванадия.
Сплав 01201 близок по химическому составу американскому
сплаву 2219.
Сплав 01201 по основным характеристикам механических,
коррозионных свойств и свариваемости аналогичен сплаву Д20.
Влияние магния
Добавки до 0,45% Mg повышают прочностные характеристики
сплава Д20 в закаленном и искусственно состаренном состоянии
примерно на 3—4 кГ/мм*.
Содержание магния в пределах 0,25—0,45% не ухудшает
технологических свойств сплава Д20 при свободной ковке, прессо¬
вании и прокатке и значительно улучшает жаропрочные свойства
при температурах 150 -250° С.
На основании полученных данных был предложен новый жаро¬
прочный сплав'марки Д21. Его химический состав во основным
легирующим элементам меди, марганцу и титану аналогичен
сплаву Д20, т. е. 6—7% Си, 0,4—0,8% Мп, 0,1— 0,2% Ті и до¬
бавки магния в пределах 0,25—0,45% 18, с. 1751.
Сплав Д21 может применяться в виде поковок, штамповок,
листов и прессованных полуфабрикатов. Данный сплав не сва-
187
I
!
і
4
т
т
т
т-
zoo
/88
/го
80
40
к
. А.
j
л .?
Гч
	\
\
—
/
\ \
/
У _
\
1
/1
\
р
_ \
Г
У
Г
в
і
0 0,05 QJ Ot?
/Л %
Рис. 88. Влияние циркония на дли¬
тельную прочность прессованного
прутка из сплава Д20 при 300° С
и напряжении 9 кЛмм2:
	минимальные значения;
—	максимальнее

ривается аргоно-дуговой сваркой.. Магний резко ухудшает сва¬
риваемость сплава, поэтому в свариваемом сплаве Д20 примеси
магния строго ограничены (не должны превышать 0,05%). В сплаве
01201 содержание магния ограничено до 0,02%. Сплав Д21 по
сравнению со сплавом АК4-1 имеет более высокие прочностные
свойства при комнатной температуре и отличается высокой жаро¬
прочностью.
ТАБЛИЦА 49
ДЛИТЕЛЬНАЯ ПРОЧНОСТЬ ПОКОВОК ИЗ Д2І, дго и AK4-I
Сплав
Теипера-
тура ис¬
пытания
вС
а.»
кГ/лил*
_
АГГ/-1*.и*
Сплав
Темпера»
туря ис¬
пытания
ЯС
*»• *
кГ/млі*
кГ[ммл
Д2І
200
225
250
270
300
23
І9
15
12
21
15
13
и
7
Д20
270
300
11,0
8,8
10
8
АК4-1
200
225
250
270
300
20
15
13
и
18
13
10
8
5
Д20
200
225
250
19.5
13.5
18
12,5 I
В табл. 49 приведены сравнительные жаропрочные свойства
поковок из сплавов Д21, Д20 и АК4-1.
Предел ползучести сто г при 175° С за время испытания 100 ч
листов из сплава Д2І составляет 18—20 кПмм2, а листов из
сплава АК4-1 14—15 кПмм\
Влияние железа, кремния и цинка
Добавки железа свыше 0,45% снижают механические свойства
сплавов системы А1—Си—Мл в закаленном и состаренном состоя¬
нии вследствие уменьшения растворимости меди и образования
практически нерастворимой фазы CusFeAl,. Длительная прочность
при 300° С также резко падает. Поэтому содержание железа в
сплаве в виде примеси допускается нс более 0,3% [21.
Малые количества кремния (до 0,4%) практически не влияют
на механические свойства сплавов системы А1—Си—Мп при ком¬
натной температуре, в то время как длительная прочность при
300° С резко снижается. Содержание кремния свыше 0,4% умень¬
шает механические свойства при 20е С [2].
При малых концентрациях кремний может взаимодействовать
с марганцем и алюминием, а также с железом с образованием фаз
AlMnSi и AIMnFeSi, а в присутствии магния может образовать
соединение Mg2Si, При значительных содержаниях кремний пре¬
имущественно выделяется в свободном виде, В результате сни-
18а

жается температура тройной эвтектики до 525° С в системе А1—
Си—Si п уменьшается температура нагрева под закалку.
Присутствие кремния в свободном состоянии вызывает уско¬
рение распада твердого раствора и разупрочнение при темпера¬
турах старения 200—220° С. Поэтому содержание кремния в спла¬
вах ограничено до 0,2—0,3%. .
Содержание до 0,3% Zn не изменяет механические свойства
сплавов при комнатной температуре. Однако длительная прочность
при 300° С несколько снижается. При указанных концентрациях
цинк полностью растворяется в твердом растворе и способствует
разупрочнению сплава при испытаниях на жаропрочность. Пока¬
зано, что присутствие цинка в сплавах системы А1—Си сильно
увеличивает скорость диффузии меди при повышенных темпера¬
турах за счет повышения коэффициента диффузии меди в алюми¬
нии [5]. Особенно сильная диффузия меди отмечается по границам
зерен. В сплавах допускается содержание примеси цинка не более
0,1%.
Фазовый состав сплавов Д20 и Д2І
Основная упрочняющая фаза при термообработке сплавов Д20
и Д21 —CuAl з и ее ыетастабильные модификации—зоны Г. П. 1
и Г, П. 2 и 0' — тетрагональная когерентная фаза. Боль¬
шое значение в упрочнении сплавов главным образом при
испытании на жаропрочность имеет тройная фаза AllsCuMn2.
Эта фаза выделяется из твердого раствора при гомогенизации или
нагреве под закалку в виде дисперсных частиц, оказывающих,
очевидно, блокирующее действие на продвижение дислокаций.
Титан образует фазу Al3Ti, повышающую жаропрочность
только в случае присутствия ее в виде мелкодисперсных частиц.
Однако в литературе указывается [10], что титан может образо¬
вать тройную фазу с алюминием и медью A1Cu2Ti, имеющую
структуру типа CsCl.
Магний, как легирующий элемент в сплаве Д21, не обра¬
зует фазу S—А1 aCuMg и, растворяясь в твердом растворе, оказы¬
вает влияние на характер и скорость его распада. При значитель¬
ных содержаниях кремния магний может образовать соединение
Mg2Si, резко снижающее жаропрочность сплавов.
При наличии железа и отсутствии кремния могут образоваться
нерастворимые фазы CuaFeAl„ FeMnAlj, играющие отрицатель¬
ную роль в упрочнении сплава. В присутствии кремния железо
образует тройную AlFeSi, или четверную AlMnFeSi фазы, сни¬
жающие концентрацию марганца в твердом растворе, а следова¬
тельно, и жаропрочность сплавов.
Присутствие в сплавах циркония приводит к образованию
фазы ZrAlj, а, по некоторым данным 111], цирконий в системе
А]—Си—Zr может образовать тройное соединение ZraCuAlB, имею¬
щее решетку типа AuCua.
189

Термическая обработка
Сплавы Д20, 01201 и Д21 упрочняются закалкой и искусствен¬
ным старением. Оптимальная температура нагрева под закалку
530—535е С.
Сплавы системы А1—Си—Мп практически не упрочняются
при естественном старении. Снижение способности к естественному
старению этих сплавов обусловливается примесями железа [12],
а также марганца. Как видно из рис. 3, сплавы А1—Си без мар¬
ганца имеют эффект закалки всего лишь 3,5 кГ/мм2 с увеличением
содержания марганца эффект
естественного старения падает
и при 0,7—1,2% Мп становится
равным нулю.
Снижение эффекта естест¬
венного старения сплавов А1—
Си с введением марганца наблю¬
дал Б. А. Колачев [13]. Автор
показал, что добавки хрома
еще в большей степени снижают
эффект естественного старения
этих сплавов.
На рис. 89 приведены изме¬
нения механических свойств
сплавов при разных температу¬
рах старения в зависимости от
содержания марганца. Хорошо
видно, что наибольшее упроч¬
нение сплавов системы AI—
Си—Мп наблюдается при' тем¬
пературах старения 160 и 170°С
при всех содержаниях марганца.
При температуре 140° С сплавы
находятся в недостаренком
состоянии, так как при этой
температуре старения имеет место очень высокая пластичность
(относительное удлинение составляет 20—24%). При температу¬
рах 190 и 205е С обнаруживается явное перестаривание сплавов:
понижение предела прочности и резкое снижение относительного
удлинения. При старении при 220е С предел прочности еще больше
снижается, а относительное удлинение начинает заметно повы¬
шаться, что указывает на стадию коагуляцию стабильных фаз,
выделяющихся из твердого раствора.
Упрочнение при старении сплавов системы А1—Си—Мп под
влиянием марганца существенно изменяется. При температурах
старения 140, 150, 160 и 170° С предел прочности непрерывно повы¬
шается с увеличением содержания марганца до 1,2—1,6%. С рос¬
том температуры старения до 190 и 205° С наблюдается незначи¬
мо
Рис. 89. Изменевяе механических
свойств листа толщиной 2 мм из
сплава Д20 при различных темпера¬
турах старения в зависимости от со¬
держания марганца:
/ — но* с: 2— 150» С: з — iso» С: * —
170» С: 5 — 190“ С; 5 — 205» С; 7 — 220»С

тельное увеличение предела прочности, но при меньших концен¬
трациях марганца (до 0,6%).
При самой высокой температуре старения.(220° С) имеет место
слабый, но заметный максимум по пределу прочности при концен¬
трациях марганца 0,4—0,6%. Таким образом, марганец при содер¬
жаниях свыше 0,6% повышает
разупрочнение сплавов при
высоких температурах старе¬
ния. Это, очевидно, связано
с сильным обеднением твердого
раствора по меди вследствие
образования тройной фазы
A) j ^СцМп 2 •
Максимальный эффект искус¬
ственного старения сплавов
установлен при температурах
160 и 170° С, а минимальный —
при 200° С. Однако испытания
на жаропрочность при 300" С
показали, что оптимальные ре¬
жимы искусственного старения,
обеспечивающие максимальные
жаропрочные свойства сплавов,
находятся при более высоких
температурах старения,а имен¬
но при 205 и 220° С (рис. 90).
Таким образом, для получения высоких механических свойств
при комнатной температуре полуфабрикаты из сплавов системы
А1— Си—Мп необходимо подвергать старению при 170° С, а для
обеспечения высокой жаропрочности — при 220—205° С. По¬
этому в зависимости от условий работы изделия из сплава Д20
можно применять два режима искусственного старения (табл. 50).
ТАБЛИЦА 60
РЕЖИМЫ ТЕРМООБРАБОТКИ СПЛАВОВ Д2в, 012»! я Д2І
Марка
сплава
1 Температура
Режим старения
Вид Полуфабриката
1 ибгрека под
закалку. X
темпер тура
Время. V
Д20
Все ВИДЫ
530—540
165-175
(1 режим)
200—220
(И режим)
16—10
12—8
Д21
01201
Все РИДЫ
Исправленные
Правленкые на 1—2%
Натартованиые на 7—10%
520—530
530—540
530—540
530—540
170—180
195+5
180+5
170+5
17-	15
18-	20
18-20
14-16
I
і
380
т
248
№
т
80
48
о
5
-
X-
{
Г
■
Г
}
3
/
/
	7
hr*
і
т
28S т
Температура етр&щ *8
Рис. 90. Влияние температуры старе¬
ния на длительную прочность прессе*
ванной полосы и$ сплава Д20 при
300аС и напряжении 9 кг/ммх:
* пням малыше значения?
— — — максимальные
191

Сплавы Д20 и 01201 не упрочняются при естественном ста»
рении, поэтому перерыв между закалкой и искусственным
старением не оказывает влияния на механические свойства.
Перерыв между закалкой и искусственным старением у сплава
Д2І практически также не оказывает влияния на его механические
свойства.
С целью избежания поводок и коробления закалку изделий
сложной формы и конфигурации из сплавов системы А1—Си—Мп
можно производить в кипящей воде, при этом механические свой¬
ства изменяются незначительно.
Типичные механические свойства сплавов Д20 и Д2І
Сплавы системы А1—Си—Мп в виде прессованных полуфабри¬
катов не имеют нрессэффекта после термической обработки. По¬
этому механические свойства прессованных, катаных и кованых
полуфабрикатов из сплавов Д20 и Д21 довольно близки.
В отличие от сплавов дуралюмии, содержащих магний, медь
и марганец, сплавы системы АІ—Си—Мп без магния или с малыми
добавками магния уже рекристаллизуются при нагреве под за¬
калку вследствие высоких температур нагрева. Марганец в этих
сплавах повышает температуру рекристаллизации в незначитель¬
ной степени; однако в присутствии магния антирекрнсталлизу-
ющие действия марганца резко усиливаются [3, с. 245—
249].
Сплавы Д20 и 01201 в виде прессованных и кованых полуфабри¬
катов по механическим свойствам при комнатной температуре
уступают сплаву Діб, но существенно превосходят его по жаро¬
прочности при 250—350° С. Листы же из этих сплавов имеют пока¬
затели по жаропрочности сравнительно низкие.
Сплав Д21 отличается более высокими механическими свой¬
ствами при комнатной температуре, чем сплавы Д20 и 01201, и
имеет высокую жаропрочность при 200—250° С для всех видов
полуфабрикатов.
Механические свойства полуфабрикатов из сплавов Д20, 01201
и Д21 при комнатной и повышенных температурах приведены
в табл. 51—54.
Механические свойства сплава Д20, особенно его жаропроч¬
ность, в сильной степени зависят от величины зерна (табл. 51).
Установлено., что прессованные полуфабрикаты, изготовленные
из гомогенизированного слитка при температурах прессования
400—420° С, имеют крупнозернистую структуру и отличаются
высокой жаропрочностью при 300—350° С. Прессование при более
низких или весьма высоких температурах обеспечивает получение
мелкозернистой структуры и низкой жаропрочности сплава [3,
с. 245—249).
Результаты испытания на жаропрочность прессованных полос
с различной структурой приведены в табл. 51.
192

ТАБЛИЦА St
длительная прочность при зоо4с прессованных полос
ИЗ СПЛАВА дго С КРУПНЫМ И МЕЛКИМ ЗЕРНОМ
ИСКУССТВЕННО СОСТАРЕННЫХ ПРИ РАЗНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Исходная структура
Режим старения
Напряжение
кГ/ммл
Время до
разрушения
образца, «
температура
время, ч
Крупнозернистая ....
І 70
16
9
62, 80, 113
190
16
(16. 181,
342
205
16
9
202,274,305
220
12
82, 212,
272, 300
Мелкозернистая ....
170
16
5, 19, 30,
52
190
16
19, 22, 40,
8
80
220
12
52, 52, 62,
96, 102,
132, 127
[ Низкие жаропрочные свойства листов из сплава Д20 обуслов¬
лены наличием мелкозернистой равноосной структуры. Так,
например, длительная прочность листов из сплава Д20 при 300° С
за 100 ч составляет всего лишь 4 кПмма, т. е. на 50% ниже по
сравнению с прессованными полуфабрикатами.
Коррозионные свойства
Сплавы Д20, 01201 и Д21 по сравнению со сплавами типа Д1в
отличаются пониженной коррозионной стойкостью из-за большей
концентрации меди.
Коррозионная стойкость плакированных листов в закаленном
и искусственно состаренном состоянии ниже, чем плакированных
листов из сплава Д16, вследствие более сильной диффузии меди
в плакирующий слой.
Коррозионная стойкость сварных швов и переходной зоны
сплавов Д20 и 01201 низкая из-за повышенной склонности к меж-
кристаллитной коррозии. Удовлетворительная защита сварного
шва и переходной зоны достигается анодированием (после сварки)
с последующим нанесение^! лакокрасочного покрытия.
Коррозионная стойкость прессованных и кованых полуфабри¬
катов из сплава Д20 н Д2І невысокая. Полуфабрикаты из сплава
Д20, 01201, Д21, искусственно состаренные по принятым режимам,
не склонны к коррозии под напряжением. Изделия из этих сплавов
защищают анодированием и лакокрасочными покрытиями.
13 Алюминиевые сплавы
193

Технологические свойства
Спдавы Д20 и Д21 характеризуются высокими технологиче¬
скими свойствами при литье и обработке давлением: прокатке,
ковке, штамповке, прокатке и прессовании.
Термомеханические режимы ковки сплава Д20 и Д21 следу¬
ющие: температура нагрева под деформацию 470—420° С, тем¬
пературный интервал деформации 470—350° С, допустимая дефор¬
мация за один нагрев под прессом 80%, а под молотом 60%.
Сплавы Д20 и 01201 хорошо свариваются точечной, роликовой,
газовой и аргоно-дуговой сваркой с присадкой основного мате¬
риала или сплава, содержащего 5,8—6,8% Си; 0,2—0,4% Мп;
0,1—0,2% Ті; до 0,01% Mg.
Механические свойства
Механические свойства различных полуфабрикатов из сплавов
Д20, 01201 н Д21 приведены в табл. 52—54.
ТАБЛИЦА S3
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА РАЗЛИЧНЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ
из сплавов дго и дгі
я
я
я
fZ
с
о
в
X
А
г»
<
Вид
полуфибрикетво
Продольное
К2 правление
Поперечное
управление
По толщине
я
3
S
3
$
V
м
*о
я
3
к
j
С
¥
%
• ь°
5S
«о
т
S
3(
*
о*
\
и
с*"
о
в?
<
Д20
Л кеты, плкты
(закаленные,
прзвлениые п ис¬
кусственно соста¬
ренные)
—
—
—
40
30
12
'
—
Прессованные
40
28
10
—
—
—
—
—
—
Поковки» штам¬
повки
40
1
28
8
40
28
8
38
27
6
Д21
Листы, плиты
—
—
43—46
35
8
—
—
1
Прессованные
43—48
35
8
—
—
~ | -
Поковки» штам¬
повки
44—47
35
3
44
31
-
ф*
о
30
5
194

ТАБЛИЦА S3
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ
да», 0(201 и Д2І ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
о
ДМ
о:зо1
Д21
1\
в ■
S *
?£
2 G
■
і
*
т
1
К
D]
*
«»
3
£
*
т
I
*
at
зя
2
*7
иГ
*
\
*
N
» а
л
О
Щ
*►
І
„ О
Н я
D
Ь
G
ь
■О
ь
Ь
—253
65.0
43,0
18,0
—196
.
-—
52,0
39,0
13,5

—*
—.
—70
42
32
12
43,5
34,5
П.0
—
—
—
20
41
30
10
41,0
33,0
10,0
43
35
Э
150
34
26
11
33.5
26,0
12.0
38
32
в
200
30
21
12
27.0
23,0
.13,0
33,5
29
7
250
24
16
И
22,0
17,0
15,0
30
21
7
300
16
13
14
—1
—
—
ТАБЛИЦА S4
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
из сплавов дао н oizoi
л
а.
г- -
2 К
СХ лі
S а
at с
ff„. кГ(*м*
£
£
= S U
^ = ^ °
Ж «С (Q
15 §5,
г з 2^
*о5о“
d
СХ
4- £
s.;
Is
£йО
г* — а
ов< кГ/.и-м*
£
V в 3
§5 8
S 31
to
3?5 “
С в»
ї £
Д D.
о о
я ь
И Й
О 2
si
■к -
Q.
* е?е
И О Я
и и X
с «С
о 5
в Е,
ІЇ
о Я
н
На
й в -
и и =
С плаз Д20
Сплае 0J201
20
40
30
0,75
—253
65
40
0,62
150
32
26
0,81
—196
52
35
0,67
200
26
22
0,84
20
40
30
0,75
250
18
16
0.89
150
33,5
25
0,75
300
12
11
0,92
200
27
23
0,85
250
20
18
0,9
Применение
Сплавы Д20 и Д21 как жаропрочные могут быть применены
для изготовления изделий, работающих длительно при повышен¬
ных температурах: деталей двигателей (лопатки, диски, крыль¬
чатки, воздухозаборники, поршни и др.), а также конструкцион¬
ных материалов (плит, поковок, штамповок и прессованных полу¬
фабрикатов), применяемых в сверхзвуковой авиации и других
конструкциях.
Из сплавов Д20 и 01201 делают сварные емкости; баллоны,
обечайки и др., работающие при комнатной и кратковременно
при повышенных температурах,
13*
19S

Сплавы Д20 и 01201 не охрулчиваются при криогенных тем¬
пературах, поэтому их можно успешно применять для изделий,
работающих в условиях глубокого холода.
2.	Высокопрочный свариваемый сплав 012051
Сплав 01205 относится к деформируемым термически упроч¬
няемым сплавам системы А1—Си—Мп с небольшими добавками
кадмия и циркония. Удельный вес сплава 2,85 г!смя, химический
состав сплава следующий % (по массе): 5,8—6,8 Си; 0,3—0,8 Мп;
0,02—0,1 Ті; 0,1—0,2 Cd; 0,08—0,15 Zr; ^0,05 Mg; ^0,3
Fe; * *s0,3 Si; ^0,1 Zn.
P>ic. 91. Структура сплавов типа Д20 {a) н 01205 (б) в закаленном п искусственно
состаренном состоянии; старенне при 170° С в течение іб ч. Х24 500, оксидные
реплики (В. С. Сакдлер и авторы}
Возможность повышения механических свойств сплавов си¬
стем АІ—Си и А1—Си—Мп малыми добавками кадмия, олова и
иидия была установлена в работах отечественных и зарубежных
исследователей (7, 14, 15—20]. Она основана на открытии
Дж. Нокком а в 30-х годах дополнительного эффекта упрочнения
сплавов системы А1—Си при искусственном старении в результате
введения добавок кадмия, олова и индия. Благодаря действию
малых добавок кадмия в указанных системах основная упрочня¬
ющая фаза 6' образуется в виде более тонких пластинок, чем в спла¬
вах без кадмия, т. е. кадмий является стабилизатором роста
фазы 0'. Стабилизация этих тонких выделений, по мнению авторов
работы 121], происходит благодаря сегрегации атомов кадмия
у поверхности раздела фазы 0' и матрицы.
1 Авторы: И. Н. Фрндляндер, О, А. Романова, Э. 3. Непомнящая.
* Патенты США № 2063942; 2225925; 2304949.

Электронномикроскопическое исследование образцов сплавов
типа Д20 и 01205 в закаленном н искусственно состаренном состоя¬
нии обнаруживает существенное различие в их структуре
(рис. 91, а, б). Хотя электронограммы, снятые с образцов обоих
сплавов выявили присутствие в обоих сплавах только фазы 0', име¬
ется значительная разница в размерах частиц этой фазы, в их ко¬
личестве и распределении, а также в размерах зоны, свободной от
выделений. В сплаве типа Д20 (рис. 91, а) частицы фазы 0' распре¬
делены неравномерно по зерну и размеры их неоднородны; наряду
с отдельными, очень крупными частицами в виде штрихов имеются
очень мелкие в виде точек. В сплаве 01205 (рнс. 91, б) наблюдается
образование частиц 0' в виде однородных мелких штрихов и точек,
равномерно распределенных по всему зерну. В сплаве типа Д20
ширина зоны, свободной от выделений, составляет 1220—2040 А,
а в сплаве 01205 максимальная ширина ее 820 А.
Сплав 01205 имеет ряд преимуществ по сравнению с другими
сплавами, применяемыми в сварных конструкциях.
Уровень свойств сплава 01205 в закаленном к искусственно
состаренном состоянии при комнатной, повышенных и низких
температурах значительно выше, чем у сплавов АМг5, АМгб,
Д20 и 01201. Сравнительные свойства сплавов АМгб, 01201 и
01205 при испытаниях на кратковременное растяжение приведены
в табл. 55.
Преимущество сплава 01205 обнаруживается также и после
длительных нагревов при повышенных температурах. Так, уровень
восстановленной прочности после ЮО-ч выдержки при темпера¬
турах вплоть до 200° С у листов сплава 01205 выше, чем у сплавов
01201 и АК4-1 (табл. 56).
Сплав 01205 хорошо сваривается всеми видами сварки (контакт¬
ной и аргонодуговой ручной и автоматической). В качестве приса¬
дочного материала может быть использована проволока сплавов
Д20, 01201 и 01203. Склонность к образованию «горячих» трещин
при сварке незначительна к не превышает 5—8% (по крестовой
пробе).
Прочность сварных соединений (без термообработки после
сварки) составляет 60—70% от прочности основного материала
для листов толщиной до 3 мм и 50—60% для более толстого ма¬
териала (до 15 мм). Для получения равнопрочного сварного
соединения рекомендуется производить химическое фрезерование
не менее чем на 50—60%.
Свойства сварных соединений из листов сплава 01205 при
различных температурах приведены ниже:
Температура испытания, °С
Прочность сварного соеди¬
нения я”, кГ/мм1 . . .
Коэффициент ослабления
сваркой о>-«
—253	—196	20
42—45	37—39 30—32
0,7	0,7
150	200	250
26—29 24—27 18—22
0,75	0,85	0,95
197
• * «
0,6

СВОЙСТВА СПЛАВОВ АМгв, 01201 и 01200
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ ИСПЫТАНИЯ
ТАБЛИЦА 5S
к
с
U
«
У
с.
Д«
< л
Вид
полуфабриката
Состояние
а
сх
м
CJ ІН
£ 3
£ с
CS9
m
1
X
ья
1
Б
Ї1
*е»
АМгб
Листы всех
размеров
Отожженные
200
150
20
—70
—196
19.0
25.0
32.0
35.0
46.0
12,0
13.0
17.0
17.5
13.5
43.0
37.0
24.0
25.0
26.0
01201
Листы толщи¬
ной 2,0 мм
Закаленные* нагар-
тованиые на 7% и
искусственно соста¬
ренные
200
150
20
—70
<—196
—253
29.0
33.5
42.0
43.5
52.0
65.0
23.0
26.5
33.0
34.5
39.0
43.0
13.0
12.0
10,0
11,0
13,5
18,0
Профили
Закаленные, прав-
лепные н искусствен¬
но состаренные
200
150
20
—106
—253
27.0
34,5
42.0
53.0
67*0
23.0
28.0
34,5
40.0
45.0
12.5
J2.0
3.0
12.5
16,0
01205
Листы толщи¬
ной 2,0 мм
Закаленные н искус¬
ственно состаренные
(без правки)
200
150
20
—70
—196
—253
30.0
36.0
46.0
49,5
55.0
67.0
23,5
29.0
37.0
39.0
43.0
51.0
12,0
13.0
9,0
9,5
12.0
15,0
Угол загиба при 20е С составляет для основного материала
90—100 град., для сварного соединения 60—70 град.
Сплав 01205 применяется в искусственно состаренном состоя¬
нии. При естественном старении он практически не упрочняется,
что удобно в технологическом отношении.
Отличительной особенностью сплавов системы А1—Си—Мп
с добавками кадмия или олова (или при совместном легировании
этими металлами) по сравнению с двойными сплавами А1—Си
иди тройными сплавами А1—Си—Мп без добавок является их
поведение при холодной деформации, производимой непосред¬
ственно после закалки.
В сплавах А1—Си без добавок холодная деформация после
закалки существенно повышает прочностные свойства материала,
особенно предел текучести, в искусственно состаренном состоянии.
В сплавах А1—Си с указанными добавками холодная деформа¬
ция в закаленном состоянии снижает прочностные свойства при
198

ТАБЛИЦА SS
влияние продолжительности нагрева на механические
СВОЙСТВА ЛИСТОВ ТОЛЩИНОЙ 2 мм ИЗ СПЛАВОВ 01205.
«1201 И А М-1 ПРИ КОМНАТНОЙ И ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
В
(9
R
с
и
Состояние
р
*
о-
1
л
л
Р-
а
■го
П*
а «.
« я
h *
У
с
*
£
о,
S
Я
СвоАстна при
комнатное тем*
ітерягурс {вос¬
становленная
проч мреть)
Свойства при
температурах
выдержки
І
ае
ьЬ
м -
S
сг
*
•1
*еГ
•
3
5-
к
Ь*
S
к
?i
о°
55
А
ю
01205
Закаленные и искус-
20
_
46,0
38,0
9,0
.
,
■
ственно состаренные
175
0,5
40,0
40,0
9,0
37,0
—
11,0
100
45,0
37,0
8,0
35,0
—
11,0
200
0,5
46,0
39,0
9,0
33,0
—
11,0
100
41,0
30,0
8t0
28,0
—
13,0
250
0,5
41,0
30,0
^9,0
23,0
17,0
100
34,0
22,0
11,0
19,0
14,0
01201
Закаленные, нагар-
20
42,0
34,5
9.0
__
товаккые на 7%, ис¬
150
0,5
42,5
34,0
9,5
35,0
29
12,0
кусственно состарен¬
100
42,0
34,0
9.5
33,0
28
14,0
ные
200
0,5
42,5
33,5
10,0
27,5
23,5
13,0
100
37,0
27,0
9,0
24,0
20,0
16,6
250
0.5
37,5
27,0
9.5
19,0
17,0
19,0
100
31,5
21,0
12,0
17,5
15,0
■“
АК4-І
Закаленные и искус*
20
40,0
32,0
6,0
стаєнно состаренные
150
0,5
41,0
35,0
9,0
36,0
31,0
11,5
100
41,0
35,0
7,0
36,5
31,0
11.0
175
0,5
41,0
35,0
9,0
35,0
28,0
17,5
100
40,0
34,5
5,5
33,0
28,0
13,5
200
0,5
40,5
35,0
7,5
32,0
26,0
16,0
100
38,0
32,5
6.0 |
23,5
24,0
15,0
последующем искусственном старении тем больше, чем выше
степень деформации.
Фактически холодная деформация после закалки уничтожает
стабилизирующее влияние атомов кадмия в процессе роста фазы 0'.
В этом случае прочностные свойства сплава снижаются на 4—
7 кГІмм2 по сравнению с материалом, не подвергавшимся дефор*
мации после закалки 120].
Однако в ряде случаев деформация после закалки необходима,
например, для снятия закалочных напряжений и устранения ко¬
робления. В этих случаях для уменьшения отрицательного влия*
кия деформации надо после закалки перед деформацией применять
199

кратковременное старение при повышенной температуре. Окон¬
чательное искусственное старение производится после деформации
для достижения максимальных прочностных и коррозионных
свойств. Такая технология термической обработки, используемая
в США в производстве сплава 2021, близкого по составу и свой¬
ствам к сплаву 01205, позволяет получить свойства правленного
материала на уровне свойств материала, не подвергавшегося
правке.
На рис. 92, а, 6 показана структура образцов сплава 01205,
подвергавшихся деформации непосредственно после закалки (е)
Рис. 92. Структура сплава 01205 в состояяии, оксидные реплики. Х27 500:
й — закалка, нагартовкз на 2% к искусственное старенне при 170е* С о. течение 16 ч;
б — закалка, предварительное старенне при 195“ С в течение 30 мин, нвгвртоика На 2°/Сг
окончательное ста реп нс при 175® С в течение Й н (Сандлер К. С. п авторы)
и после кратковременного предварительного старения при 195вС(б).
На образце, подвергнутом нагартовке в закаленном состоянии,
выделения фазы б' представлены в виде крупных штрихов; видно,
что зона, свободная от выделений, гораздо шире, чем в образцах,
не подвергавшихся нагартовке или нагартованных после предва¬
рительного старения (предстарения). В образце, деформированном
после предстарения, выделения в виде мелких точек или очень
коротких штрихов. Структура этого образца наиболее близка
к структуре образца, не подвергавшегося деформации после за¬
калки (рис. 91, б), при почти одинаковых значениях прочностных
свойств.
Учитывая изложенное, следует иметь в виду, что последова¬
тельность операций термообработки и режимы старения сплава
01205 зависят от вида обработки деталей после закалки.
Детали (полуфабрикаты), подвергающиеся деформации после
закалки (правке, рихтовке, гибке, вытяжке), перед операцией
деформации должны быть кратковременно состарены при 150—
160° С в течение 1—2 ч. Окончательное старение таких деталей
производится после деформации по режиму: нагрев при 160 і 5° С
в течение 24—36 ч.
200

Старение полуфабрикатов, не подвергающихся деформации
после закалки, производят при 190 ± 5° С в течение 10—12 ч.
Оценка способности материала сопротивляться хрупкому раз¬
рушению по значениям удельной работы разрушения образца
с заранее нанесенной трещиной (а^) показала, что сплав 01205
очень близок к сплаву Д16 в искусственно состаренном состоянии
и к сплаву АК4-1. При снижении температуры испытания до
—196° С чувствительность к распространению трещины не повы¬
шается и а7 У сохраняется на уровне значений лрзг комнатной
температуре.
Сварные соединения из сплава 01205 имеют более высокие
значения дГі у, чем основной материал, при надрезе как по центру
шва, так и по зоне сплавления. Значения а,. у для нескольких
алюминиевых сплавов приведены в табл. 57.
Механические свойства при двухосном растяжении определяли
на гладких и надрезанных образцах в виде сферических сегментов
диаметром 120 мм, высотой 10 мм; надрез наносили в полюсе
сегмента в виде сквозной щели 0,ЗХ 10 мм. Материал закаливали,
затем подвергали предварительному старению при 160° С в тече¬
ние 2 ч, деформации на 3%, окончательному старению при 160° С,
24 ч.
Истинная прочность сплава 01205 при двухосном и осевом
растяжении одинакова и составляет SB (Д) = SB = 51,5 кГІмм2,
пластичность, оцениваемая при двухосном растяжении равномер¬
ным утонением, еэ = 6%. Разрушение образцов вязкое, в резуль¬
тате среза при обоих способах нагружения.
Истинная прочность сварных образцов при двухосном растя¬
жении составляет 55*Д) = 45 к77лша, при утонении основного
металла в зоне сварки е3 = 8%. Разрушение сварных образцов
происходит по зоне сплавления. Таким образом, истинная проч¬
ность сварного соединения сплава 01205 при двухосном растяжении
составляет 0,9 от прочности основного металла.
Коррозионная стойкость плакированных листов сплава 01205
удовлетворительная, неплакированных полуфабрикатов — пони¬
женная. При старении по указанным выше режимам сплав не
склонен к коррозионному растрескиванию.
Для защиты сварных соединений сплава от коррозии рекомен¬
дуется анодирование и лакокрасочные покрытия, взамен анодиро¬
вания сварные швы можно подвергать металлизации и окраске.
Сплав отличается хорошей пластичностью и его можно обраба¬
тывать в литом состоянии прокаткой, прессованием, ковкой,
штамповкой. Температурный интервал деформации 480—380° С,
допустимая деформация ковки на один нагрев 6096.
Штамлуемость сплава в различных состояниях, характеризуе¬
мая коэффициентом вытяжки, выдавки и гибки, показана в табл. 58.
Данные этой таблицы показывают, что листы сплава 01205
удовлетворительно штампуются и из них можно получать сложные
201

ТАБЛИЦА S)
РАБОТА РАЗРУШЕНИЯ ПРИ УДАРНОМ ИЗГИБЕ af у ОБРАЗЦОВ
С ТРЕЩИНОЙ ИЗ ЛИСТОВ НЕКОТОРЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
(по данным Б. А. Дроздовского)
ат у основного
илтериала
вт.у
српрпого Материала
Состояний
-196* С
+20* С
о
■:
Й
и
о
7
и
V
О
«
+
а
о
3
г
Ш
К
а.
я м I
г: * 5 1
85S
л
о
Э
*
* * _
я ч *
ОС;
eW *
.
ДІ6Т
Естественно со-
старенное
—
0,9—1,07
—
—
—
—
ДІ6ТІ
Искусственно со¬
старенное
-—
0,35—0,55
—
—
— і
—
АК4-1Т1
То же
—
0,5-0,65
—
—
—
--
01201
Правленное и ис¬
кусственно соста¬
ренное
0,97
0,95
1,16
0,57
1,27
0.7
Нагартоваиное
из 7% и искус¬
ственно состарен¬
ное
0,79
0,72
1,30
1,39
01205
Закаленное и
искусственно со¬
старенное
0,44
0,4
■
Закаленное и пре¬
дварительно СО- і
старенное (160® Ct ■
2 ч), правленное
и окончательно
состаренное
(160° С, 24 ч)
0,73
1,56
0,87
детали на стандартном оборудовании заготовительно-штамповоч¬
ного цеха. После предварительного старения в интервале 150—-
160“С в течение 1—2 ч допустима холодная пластическая дефор¬
мация в пределах 20—25%.
В полностью искусственно состаренном состоянии (190® С,
10 ч) материал допускает незначительные деформации, особенно
при растягивающих напряжениях. Штампуемость сплава 01205
практически находится на уровне сплавов Д20 и 01201.
Сплав 01205 рекомендуется применять для сварных и несвар¬
ных конструкций, работающих ври нормальных, низких (до
—269° С) и повышенных температурах — (до 250° С) при кратко-
вр сменных нагревах и до 200—225° С при длительных нагревах,
9Л9

ь ,	ТАБЛИЦА SS
ШТАМПУЕМОСТЬ ЛИСТОВ ИЗ СПЛАВА 0120$
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ СОСТОЯНИЯ ТЕРМООБРАБОТКИ
Предельные коэффициенты
я
выдавки
Состояние материала
а
*
*
к
*
2
а
*
q
О
и
CL
О
О
tt
о
к
о
о
=?
с
£
S
М
«J О
и и
ш
X
к
ч»
и
Полностью отожженный
1,86
1*92
0,22
0,35
0,5 S
Сокращенно отожженный
Закаленный, состаренный
при 150° С в течение 1 ч и
1,96
1*61
0,20
0,32
0,5$
правлениый -
Закаленный, состаренный
1,81
1*45
0*19
0,27
(1,0-1,2)$
при 160а С, 2 ч
Закаленный, состаренный
1,68
1,39
0*16
0,23
(1,65—1,75) $
при 190® С, 10 ч ......
1,52
1.21
0,08
0,13
(3,5—4,0) S
* От толщины к&тернзла S.
ЛИТЕРАТУРА
1.	Лужников Л. П. Деформируемые алюмнииемые сплавы для работы
при повышенных температурах. Иэд-во «Металлургия», 1965.
2.	Романова О. А. Новый жаропрочный деформируемый алюминиевый
сплав Д20. ВИНИТИ АН СССР, 1958.
3.	С б- «Легкие сплавы»* выл. L Изд-во АН СССР, 1958.
4» Харитонова Л. Д. Исследование механизма влияния некоторых
легирующих элементов и а жаропрочность алюминиевых сплавов. ЦИИН ЦМ*
1958.
5.	Дернимая Р. М. я др. В сб. «Исследования по жаропрочным спла¬
вам». Изд-во АН СССР* 1959* вып. 4, с, 41.
6.	Колобнев И, Ф. Жаропрочность литейных алюминиевых сплавов.
Металлургиэдат, 1964.
7» Алюминиевые сплавы при низких температурах. Пер. с англ, М.г
«Металлургия»* 1967.
8, Козловская В. П. и др, В сб. «Алюминиевые сплавы»* вып. 3.
Иэд-во «Машиностроение»* 1964* с, 251—263.
9- Елагин В. И. Металловедение легких сплавов, Изд-во «Наука»*
1965, с. 54—64.
10, NaturwfSsenschaTt* I960, Bd 47* Кя 10, S, 224.
П. Известия АН СССР* Металлы* 1967, Кя 6, с, 201—204.
12.	П е т р о в Д. А. Вопросы теории сплавов алюминия. Металл у ргиадат,
13.	Колачев Б. А. Труды МАТИ, Оборонгнз, 1958, т. 31, с. 172.
14» Романова О. А. В сб. «Алюминиевые сплавы», вып. 4. Иэд-во
«Металлургия», 1966* с. 32—37»
15.	Наг d у Н.	К.	J,	Inst. Metals, 1951—52, v, ВО, р. 483.
16.	Hardy Н.	К*	J.	Inst- Metals, 1950, v. 78, р. 169, Кя 2.
17» Hardy И. К.* J. Inst. Metals, 1951, v. 78, Ке 6, p, 657.
18.	L і d d j a r d	E.	A.	J. Product Engineering, 1955* v. 26, Кя	l*	p.	192.
19.	L \ d d ї a г d	E.	A.	G., Hardy II. K- Metal Treatment, 1956*	v,	23,
K* 125, p, 67.
20.	Hardy И. K. J, Inst. Metals, 1955, v. 83, № 7* p* 337.
21- SI 1 cock J, M. a, o. J. Inst- Metals, 1955, v. 84, p. 23.
203

Глава Vll
ВЫСОКОПРОЧНЫЕ, ЖАРОПРОЧНЫЕ
И КОНСТРУКЦИОННЫЕ СПЛАВЫ
АЛЮМИНИЯ С ЛИТИЕМ
1.	Высокопрочный и жаропрочный конструкционный
сплав с литием ВАД23 *L
Легирование литием алюминиевых сплавов приводит к суще¬
ственному снижению удельного веса и повышению модуля упру¬
гости, а эти характеристики часто имеют решающее значение при
проектировании летательных аппаратов. Введение лития совместно
с кадмием в сплавы системы А1—Си—Мл вызывает значительное
повышение прочностных характеристик. Изучение таких компо¬
зиций привело к созданию сплава ВАД23. Высокая прочность
этого сплава при комнатной температуре сочетается с высокой
жаропрочностью при температурах до 225° С. Его удельный вес
на 3—594 ниже, а модуль упругости на 5—8% выше, чем сплавов
типа Д16 и В95.
Сплав ВАД23 относится к системе А1—-Си—Li. Двойная си¬
стема АІ—Li изучена сравнительно давно [1; 2, с. 51, с. 231;
3; 41.
В равновесии с алюминиевым твердым раствором в тройной
системе А1—Си—Li, по данным [5, с. 423, 6}, находятся следу¬
ющие шесть интерметадлических соединений:
1)	6-CuAls — тетрагональная структура (а — 6,06; с —
= 4,89 А);
2)	Тв—LiCu4Al7S (54,9 % Си и 1,5% Li*2), кубическая струк¬
тура типа CaFa (в = 5,8255—5,8328 А);
3)	Tj—LisCuAle (52,8% Си и 5,4% Li), гексагональная струк¬
тура (о ~ 4,96; с = 9,35 А);
4)	Тв—Li3CuAl, (26,9% Си и 8,8% Li);
5)	6-AILi, кубическая структура (а = 6,37 А);
6)	R—Li3CuAlB, кубическая структура (а = 13,92 А (71).
В патенте США *э и работе 15, с, 429 J описано значительное
возрастание эффекта старения тройных сплавов, содержащих
около 4,5% Си н 1% Li, от введения 1% Ag; 0,1% Cd и 0,05% In.
Исследование избыточных фаз показало, что кадмии в сплаве
ВАД23, по-видимому, не образует интерметаллических соедине¬
ний 18, 91. Находясь преимущественно в твердом растворе при * •**» Авторы: И. Н. Фрндляпдер, 3. Н. Арчакова, В. С. Сандлер.
•* Содержание элементов приведено в % (по массе).
•* Le Baron, США, патент Л* 2381219, 1945.
204

температуре закалки, з тот элемент при последующем искусствен*
ном старении способствует интенсивному упрочнению І9—11І.
По данным металлографического анализа, марганец в сплавах
системы АІ—Си—Li—Cd не образует соединений ни с литием
112], ни с кадмием [13], но обнаружены его соединения с алюми¬
нием, медью и иногда с железом и кремнием.
Анализ механических свойств тройных сплавов1 системы
А1—Си—Li; с 0,5% Li после закалки3 и старения показал, что
увеличение содержания меди от 3 до 5% повышает предел проч¬
ности примерно на ту же величину, что и в двойных сплавах без
лития (~17 кПмм1) [14]. При более высоких содержаниях лития
(1—4%) разница пределов прочности сплавов с 3 и 6% Си умень¬
шается от б до 0 кҐ/мм*.
Увеличение содержания лития от 0,5 до 2,0% в сплаве
с 3,0% Си приводит к упрочнению на 20 кГ!ммъ, а в сплаве
с 6% Си — лишь на 7 кГ/мм*. Относительное удлинение с увели¬
чением концентрации лития до 1—2% снижается в 2—3 раза.
Исследованные тройные сплавы с 0,5% Li расположены при
350а С в двухфазной области (А1 + Тв) диаграммы состояния
(рис. 93). По данным Силкок [9], после старения при 165° С
в течение 16 ч у таких сплавов наблюдается одна упрочняющая
1 Изучение свойств тройных в более сложных сплавов проводили из прес¬
сованных прутках диаметром 10—18 ля лабораторного изготовления.
4 Все исследованные сплавы закаливали в воде от 525—530° С.
205

фаза 0J (рис. 94) в количествах, примерно таких же, кйк И у спла¬
вов без лития (по-видимому, этим и можно объяснить их равно-
прочность). Сплавы с 1% Li расположены в области (А1 + Тв +
+ Т,) и после указанного выше старения у таких сплавов, кроме 3',
выделяется фаза Tlt образованием которой главным образом и
можно объяснить наблюдаемые изменения прочности и пластич¬
ности. Сплавы с 2—2,5% Li находятся в областях (AI +
Рис. 94. Выделепия, образующиеся в сплавах системы после старе¬
ния при I65°j 16 н (9]
или (AI + Т, + Т4) и характеризуются максимальной прочностью.
Снижение прочности сил a dob с тремя и более процентами
лития, по-видимому, вызвано переходом в область (AI +
+ Ts + в).
Четверные сплавы, легированные 0,7% Мп; i,4% Li (1-я
группа) и 0,7% Мп; 0,1% Cd (2-я группа), исследовали в све¬
жезакаленном, естественно состаренном (7 суток) и искусственно
состаренном (при 190° С, 16 ч) состояниях.
Прочность сплавов первой группы растет с повышением содер¬
жания меди в результате увеличения эффекта закалки. Максималь¬
ный преде-т прочности (сплавы с 6% Си) составляет 63,5 кГ!ммг
при относительном удлинении 5,0%.
Сплавы второй группы расположены в фазовой области А1 + 0
(см. рис. 93). Эффект закалки этих спланов также растет с повы¬
шением содержания меди от 2 до 6% (от 3,5 до 12 кПмм3),
а пластичность при этом снижается на 8—10%. Упрочнение после
206

естественного старения слабое (0,8—1,5 кГ/ммг), а величина
относительного удлинения остается большой (25—33%),
Эффект искусственного старения увеличивается до 17 кГ1мм%
с возрастанием содержания меди до 6%. Относительное удлинение
при этом снижается примерно
I в 2,5 раза (6 =
36
1"
$24
го
зо
а го
ю
о
56
52
46
%40
%ь
^32
28
24
20
30
г*
*20
to
О
Рис.
х 'а
—* 4
/
2.3
о
/>
(/
/
і -
•
—-Ф— ——
Законо¬
мерности изменения механи¬
ческих свойств от содержания
меди в сплавах системы А1—
Си—Мп—Cd ана логичны подоб¬
ным зависимостям в двойных
сплавах А1—Си [15].
При содержании 4—6% Си
введение 0,1 % Cd менее эффек-
2 U,%
г - ^
в
/
N
/
V
/
ч
г
■ X
о &
£
і
і
Т* :
*-—X
О
/
LL%
95. Влияние содержания Li на механические eg of! ста а
сплавов системы AI—Си—Mn—Cd:
а — 2% Си; б — 4% Си; a — 6% Си; / — отожженное состоять; 2 —
эякилснчое; 3 — естестй енно госта р с иное? 4 — искусственно состаренное
тивно повышает прочность сплавов системы А1—Си—Мп, чем до¬
бавка 1,4% Li. Прочность сплавов с кадмием на 6—8 кГІмм® ниже,
чем сплавов системы А1—Си—Li—Мп при одном и том же содер¬
жании меди. Однако пластичность сплавов с кадмієм выше:
если при 4—5% Си эта разница незначительна, то при 6% Си
пластичность сплавов с 0,1% Cd примерно в два разд выше, чем
у епдавов с 1,4% Li (5 и 10% соответственно).
207

Совместное влияние добавок лития (0,7—2,8%) и кадмия
(0,1%) на эффекты термической обработки изучали на сплавах
системы А1—Си—Мл, содержащих 0,6% Мп и 2—5% Си
(рис. 95—96).
Эффект закалки сплавов, расположенных в области твердого
раствора, растет по мере увеличения концентрзщш твердого
Рис. 96, Эффекты термической
обработки Ао0 сплавов системы
А! —Си —L і—-Мп—Сй:
а — эффект аакдлкн; б — эффект
естественного старения; * — аф¬
фект не к ус ста енного старения
раствора как по литию, так и по меди (рис. 96, а). Максимальный
эффект закалки (14—17 кГ/мм2) имеют гетерогенные сплавы
с 6% Си и 0,7—1,4% Li. С увеличением содержания меди от 2 до
4% у закаленных сплавов с литием, расположенных в области
твердого раствора, несколько растут как прочность, так и пла¬
стичность. При дальнейшем увеличении концентрации меди (пере¬
ход в гетерогенную область) прочность несколько увеличивается,
а удлинение не меняется.
Прочность сплавов в закаленном состоянии с постоянным со¬
держанием меди с изменением концентрации лития от 0 до 2,8%
меняется по кривой с небольшим максимумом как у гомогенных,
так и гетерогенных сплавов, С увеличением концентрации меда
максимум предела прочности сдвигается в сторону меньших со¬
держаний лития (см. рис. 95). Пластичность сплавов при всех
т

содержаниях меди снижается при введении уже 0,7% Li. Однако
все иссдедованные сплавы, содержащие до 2,1 % LI, имеют отно.-
сительное удлинение более 20%.
У всех исследованных сплавов системы А1—Си—Li—Mn—Cd
эффект естественного старения (7 суток) незначительный, до
5 кГ1ммг по пределу прочности (рис. 96, б). Пластичность есте¬
ственно состаренных сплавов практически такая же, как свеже-
эакаленных. Эффект искусственного старения сплавов4, располо¬
женных при температуре закалки в однофазной области, растет
с увеличением содержания как меди, так и лития. С переходом
в гетерогенную область этот эффект или не меняется, иди сни¬
жается. Максимальное упрочнение обнаружено у сплавов с 4—
6% Си и 1—1,4% Li (25 кГ/ммг).
В состаренных при 165—170° С сплавах системы А1—Си—Li
с добавками кадмия и марганца, содержащих 0,8—1,5% Li и
4—6 % Си, по данным работы 191 (см. рис. 94) и авторов этого раз¬
дела, кроме выделений 0' по {100}лі* обнаружена пластинчатая
фаза Tj. по |Ш}д|. Промежуточной структуры, предшествующей
образованию Т1р не было найдено.
С изменением фазового состава сплава от (a -f- 0') до (а +
-f- Q' + Tj) меняется характер распада: от преимущественного
выделения б'-фазы по зерну и появления отдельных компактных
частиц по границам до выделения по зерну фаз Тх и 0' и образова¬
ния пластинчатых частиц Tj по большей части высокоугловых
границ. Выделения Та в процессе старения при 165—200°'С не
наблюдалось. Некоторое изменение формы рефлексов фазы 0'
(появление хвостов асимметрии) на рентгенограммах монокри¬
сталлов ряда сплавов А1—Си—Li—Cd в работе 191 оценивается
как тенденция к переходу 0' в Тв. Выделение в сплавах с подоб¬
ными дифракционными картинами названо 0а. Повышение проч¬
ностных свойств при увеличении содержания лития от 0,3 до
1,5% в тройных и более сложных сплавах с 4—5% Си, по-внди-
мому, объясняется увеличением количества п некоторым измель¬
чением частиц 0', возможными упругими искажениями матрицы,
вызванными переходом 0' в Та и образованием Т, 195].
Введение до 2,1% Li в сплавы системы А1—Си—Мп—Cd
с 2% Си непрерывно повышает прочность (рис. 95). Особенно за¬
метно (на 14 кГ!ммг) повышается предел прочности от добавки
0,7% Li. Относительное удлинение также снижается в 2 раза
при введении 0,7% Li. Дальнейшее увеличение концентрации
приводит к небольшому снижению пластичности.
Испытания при 125—250° С показали, что максимум предела
прочности при всех температурах и выдержках наблюдается при
тех же концентрациях лития и меди, что и при 20° С в искусственно
состаренном состоянии. Аналогичные закономерности были полу- 1209
1 Все сплавы старили при 165® С в течение 16 ч.
14 Алюмниирэыс сплавы

чены и при исследовании длительной прочности этих сплавов
ПО, 111.
Сплавы системы А1—Си—Li—Мп—Сс1 при содержании
4—6% Си и 0,7—1,4% Li сочетают высокую прочность при ком¬
натной температуре с высокой жаропрочностью. Общая корро¬
зионная стойкость этих сплавов не зависит от содержания меди
(в пределах 4—6%) и лития (в интервале 0—2%). Сплавы, соста¬
ренные при 165° С в течение 16 ч, не склонны к коррозии под
напряжением и межкриста плит¬
кой коррозии.
Введение марганца в сплавы1
системы А1—Си—Li—Cd при всех
состояниях термообработки, кроме
отожженного, приводит к одно¬
временному росту прочности и
пластичности (рис. 97). Максимум
предела прочности в искусственно
состаренном состоянии достигается
при 0,Й—1,0% Мп, в свежезака¬
ленном и естественно состаренном
состояниях — при 1,2—1,5% Мп.
Максимум пластичности дости¬
гается во всех трех состояниях
при концентрации 0,3—0,6% Мп.
Закономерности изменения меха¬
нических свойств при 20° С спла¬
вов этой системы с различным
содержанием марганца близки
к закономерностям изменения
свойств сплавов типа Д20 система
Al-Cu—Мп 1161.
Как и во многих алюминиевых сплавах, при литье сплавов
системы А1—Си—Li—Мп—Cd марганец образует пересыщенные
твердые растворы. Распад твердого раствора при гомогенизации,
нагревах под закалку или перед деформацией и в процессе дефор¬
мации приводит к появлению мелких марганцовистых фаз размером
в десятые доли микрона. Наличие марганца в сплаве тормозит
рекристаллизацию. Поэтому полуфабрикаты сплавов с марган¬
цем более мелкозернистые.
Добавка 0,2—1,5% Мп в сплавы системы А1—Сц—Li—Cd
практически не влияет на жаропрочность при кратковременных
испытаниях* Однако длительная прочность при 200° С резко воз¬
растает от введения 0,7—0,8% Мп, что связано, по-видимому, не
только с изменением величины зерна, но и с увеличением гетеро-
генизации структуры вследствие образования дисперсных марган¬
цовистых частиц.
Рис. 97, Влияние содержания Мп
на механические свойства сплавов
системы AI—Сц -Li—Cd:
t — отож ж Cirri ос состоя гшс; 2 — за-
іс0лстю<?; З — естественно состарен
лое; 4 — искусственно состаренное
1 Средний состав сплавов: 5,2% Си; 1,2% L1; 0,15% С(1,
гю

Добавки 0,03—0,20% Cd, как и в сплавах системы А1— Си—
Мп *, резко повышают прочность в результате возрастания эф¬
фекта искусственного старения, несколько снижая пластичность
сплава (рис. 98). Заметно падает эффект естественного старения.
Это объясняется тем, что добавки кадмия уменьшают размеры и
увеличивают количество выделений при искусственном старении
и замедляют, образование зон ГП при естественном старении [9].
Введение 0,08—0,3% Cd в сплавы системы А1—Си—Li—Мп
повышает их жаропрочность, причем чем ниже температура испы¬
тания, тем выше эффект добавки кїдмия [17].
Введение до 0,3% Ті в сплавы системы А1—Си—Li—Мп—Cd,
не влияет на механические свойства при комнатной и повышенных
Температурах при кратковременном растяжении, но заметно повы¬
шает длительную прочность; максимум достигается при 0,1—
0,2% Ті. Наличие железа и кремния в сплавах этой системы (как
раздельное, так и совместное в количествах более 0,3% каждого)
снижает прочностные характеристики при комнатной и повышен¬
ных температурах [17].
Сплав ВАД23 (АМТУ 506—69) имеет следующий состав:
4,8-5,8% Си; 0,9—1,4% Li; 0,4—0,8% Мп; 0,1-0,25% Cd;
примеси (неболее): 0,15% Ті; 0,3% Fe; 0,3% Si;0,1 % Zn; 0,05%Mg.
Сплав закаливают от 520 ± 5° С в воде (температура пережога
выше 530° С). Выдержку при нагреве под закалку прессованных
полуфабрикатов следует сократить в 1,5—2 раза по сравнению
* Средний состав сплавов: 5,2% Си; 1,2% Li; 0,6% Мп.
J4*
211

t инструкцией для серийных сплавов, чтобы избежать рекристал¬
лизации и роста зерна. Следует иметь в виду, что изделия с тон¬
кими элементами при нагреве могут окисляться. Это приводит
к снижению как прочности, так и пластичности. Вредя переноса
из лечи в закалочный бак не должно превышать 40 сек. Повыше¬
ние температуры закалочной воды до 70е С не влияет на механиче¬
ские и коррозионные свойства сплава. Закалка в более горячей
воде или жидком азоте снижает и прочность и пластичность сплава.
Сплав имеет небольшой эффект естественного старения. Влия¬
ние длительности вылеживания на механические свойства плаки¬
рованных листов приведено в табл. 59.
ТАБЛИЦА SS
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИСТОВ СПЛАВА ВАД28
В РАЗЛИЧНЫХ СОСТОЯНИЯХ
Состояние материала
С8 .
кГ{.*я*
аол
I кГ]мм1
б, %
Отожженное * *
22
10
20
Естественно состаренное в течение:
20
2 ч
33
14
2 месяцев - • -
36
18
18
J года
37
23
17
7 лет
за
25
15
Искусственно состаренное по режиму
360° 10 ч
54
49
5
Кинетика старения различных полуфабрикатов сплава ВАД23
практически одинакова (рис. 99).
При 100е С процессы упрочнения сплава протекают очень
медленно. За 120 ч предел прочности повышается до 50 кГІмм
а предел текучести—до 36 кПмм*, не достигая максимальных
значений; пластичность практически не меняется и остается на
высоком уровне (б = 16—2095). Отношение сгоа/<гп также прак¬
тически не меняется и равно 0,71—0,72, При этой температуре
в исследованном, интервале времени в сплаве, по-видимому, пре¬
обладает зонная стадия старения.
При температурах 130—140° С процессы упрочнения несколько
ускоряются: за 120 ч предел прочности повышается до 54—
60 кГІмм*, а предел текучести — до 51 кПмм2. Отношение о0, */<*»<
0,7 при выдержках до 12 ч, при более длительных выдержках
(13—ЗО ч) стОЇ/ов = 0,73—74, дальнейшее увеличение выдержки
приводит к более резкому возрастанию отношения tr02/crD, и после
120 ч оно достигает значении 0,9—0,93. У полуфабрикатов, со¬
старенных при 140° С в течение 18—30 ч, наблюдается склонность
к коррозии под напряжением. Пластичность сплавов при длитель¬
ном старении до 30 ч высокая (б — 14—2095; ф = 30%) и практи¬
чески не меняется с увеличением выдержки. Величина работы раз-
212

ЬуЬения образцов с трещиной при ударном изгибе также большая
(4. у ~ 1,2—1,5 кГмісм1).
Если время старения превышает 30 ч, характеристики пластич¬
ности резко снижаются — в 1,5—2 раза. Электросопротивление
при 140° С при выдержке до 12 ч несколько растет, а при увеличе¬
нии длительности старения до 30 ч око снижается до лервоначаль-
/ — 100» С; 2 — 130' С: 3 - 160' С; 4 — 160' С; S - 170* С; в - 180' С:
7 — 200' С
лого уровня и не меняется с дальнейшим повышением времени
выдержки до 96 ч. Сопоставляя полученные данные с общими зако¬
номерностями изменения свойств при старении алюминиевых
сплавов [18, с. 3161, можно сделать вывод, что при температурах
130—140° С до выдержки 12 ч проходят преимущественно про¬
цессы, отвечающие зонной, при выдержках 14—30 ч— смешан¬
ной, а при более длительных выдержках — преимущественно
фазовой стадии старения. Однако даже после старения в течение
120 ч максимум прочности не достигается.
213

При более высоких температурах 150—200й О упрочнение
сплава еще больше ускоряется; на кинетических кривых старения
появляются максимумы (см. рпс. 99). С повышением температуры
время достижения максимальной прочности сокращается. Время
достижения максимума предела прочности и максимума предела
текучести одинаково; минимум пластичности при каждой тем¬
пературе достигается за более короткое время, чем максимум
прочности. Чем выше температура старения, тем ниже максималь¬
ные прочностные характеристики сплава, отношение ооа/сгв и
тем выше минимальные значения пластичности.
W 	 	[	г | і	і
0	1	10	юо
Т, v
Рис, 100, Температур непременные области старения сплааа ВДД23:
/ —* зошіаи старение; 2 <— смешвинэе, 3 —* преимуществе mi о фазовое
После старения при температуре 220° С и выдержках в те¬
чение 0,5 ч и более наблюдается только разупрочнение.
Таким образом, зонное старение при температуре 160° С крат¬
ковременно (1 ч), а при 170° С оно протекает еще быстрее.
При исследованных выдержках эту стадию, по-видимому,
не наблюдали. Стадии старения прессованных полуфабрикатов
сплава ВАД23 представлены в виде схемы на рис. 100.
Фазовое старение сплава ВАД23 до получения максимальной
прочности вызывает однородный распад твердого раствора с обра¬
зованием пластинчатых выделений 0' и Тх диаметром 600—900 А
(рис. 101), По большинству границ имеются выделения в виде
пунктиров. У границ образуется зона, обедненная легирующими
компонентами и потому свободная от выделений. Повышение тем¬
пературы старения от 160 до 200° С, а также наложение дополни¬
тельных длительных нагревов приводит к укрупнению частиц,
уменьшению их числа в единице объема и расширению свободной
зоны. Это облегчает релаксацию напряжений и несколько повы¬
шает пластичность при снижении прочности.
В зависимости от условий работы изделий из сплава ВАД23
рекомендуется применять три режима старения. Первый режим
214

(140е С, 18—24 ч) обеспечивает повышенную пластичность и пред-
. назначен для изделий, работающих при комнатной температуре.
Второй режим (160° С, 10—16 ч) дает максимальные характери¬
стики прочности при несколько пониженной пластичности к ре¬
комендуется для изделий, кратковременно работающих при ком¬
натной или повышенных температурах. Третий режим (200—
220° С, 6—15 ч) приводит к относительной стабилизации струк¬
туры и свойств сплава и рекомендуется для изделий, длительно
работающих при повышенных температурах. Механические свой¬
ства состаренных полуфабрикатов приведены в табл. 60.
Рис, 101- Микроструктура листа сплава ВАД23 после
старения при 160°С в течение 16 ч. Х21 500
ТАБЛИЦА €0
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПОЛУФАБРИКАТОВ СПЛАВА ВАД2Э
ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ ПОСЛЕ РАЗЛИЧ НЫХ РЕЖИМОВ СТАРЕНИЯ
Вид полуфабриката
Режим <
темпера¬
тура.
:тэ реикя
гремя, ч
кГ/лщ*
вм,
кГ/мм*
%
Профили прессованные тон¬
140
18
48—52
36 -42
8—12
кие *
160
10
62—60
45-55
4-8
200
7
49-52
40-45
5—7
Профили прессованные круп¬
140
18
50-57
40 -48
10-15
ногабаритные *
160
10
58—66
54-60
5—9
200
7
49—57
42—51
7—9
Листы неплакированиые **
140
18
48-52
37—44
10-15
160
Ш
55—60
48—53
3-6
200
7
49—52
40-45
4-7
Примечание, Полу*
шбрнкаты, состаренные по ]
второму 11
[ третьему
режимам, не склонны к коррозионному растрескиванию и к межкрпсталлитной
коррозии.
* Продольное иапраилские.
*• Поперечное папрішлснис.
219

Длительные нагревы (до 5000 ч при 50° С) прессованных полу¬
фабрикатов, состаренных при 140° С в течение 18 ч, ие приводят
к снижению пластичности сплава. Прочностные характеристики
возрастают иа 4—5 кГ/мм2. Нагревы при 70° С до 1000 ч дают
те же результаты, а более продолжительные (3000 и 5000 ч) сни¬
жают относительное удлинение примерно в два раза.
Для изделий, работающих при повышенных температурах,
важно учитывать влияние эксплуатационных нагревов на механи-
веские свойства материала.
«о
20
15
Ю
4І
Г.*
б
Рис, 102. Влияние пагревов на
механические свойства тонких
прессованных профилен, состарен¬
ных при 160° С в течение 10 ч:
а — испытание при 20® С; б — испы¬
тание прп темпер игу ре нагрева; / —
125* С; 2 — 150° Сг 3 — 176“ С;
4 — 195“ С; 5 “ 225е С
Полученные экспериментальные данные показали, что как
восстановленная прочность, так и прочность при 125° Спрессован¬
ных полуфабрикатов из сплава ВАД23, обработанных по двум
режимам старения (160° С, 10 ч и 200° С, 7 ч), практически не
меняются после нагрева при 125° С 20 000 ч (рис. 102). По проч¬
ностным характеристикам преимущество имеют профили, соста¬
ренные при 160° С. Однако их относительное удлинение и работа
разрушения образцов с трещиной в интервале 1000—10 000 ч
снижаются. У профилей, состаренных при 200° С, снижения пла¬
стичности не наблюдается.
Нагревы при более высоких температурах (150—200° С) при¬
водят к некоторому разупрочнению.
Необходимо отметить менее интенсивное снижение прочности
после нагревов полуфабрикатов, состаренных по режиму: 200° С,
7—10 ч. Предел прочности таких профилей после нагрева 1000 ч
при температурах 150и 175° С снижается на 2—4и 15%, а полу¬
фабрикатов, состаренных по режиму 160е С 10 ч на 8 и 28%
соответственно.
2І0

Прессованные полуфабрикаты йз сплава ВАДЙЗ отлиЧаїоМй
высокой длительной прочностью и сопротивлением ползучести.
Неплакироваиные листы по жаропрочности близки к прессованным
полуфабрикатам. Однако плакированные листы имеют более низ¬
кие характеристики жаропрочности как при кратковременных,
так и при длительных испытаниях,
Коррозионная стойкость неплакированных полуфабрикатов
сплава ВАД23 такая же, как у неплакированных полуфабрикатов
сплава Д16. Анодирование с нанесением лакокрасочных покрытий
надежно защищает сплав от коррозии.
Сплав ВАД23 хорошо деформируется в горячем состоянии.
Из него могут быть получены все виды прессованных, катаных
и кованых полуфабрикатов.
Характеристики деформационной способности сплава в ото¬
жженном и естественно состаренном состояниях мало отличаются
друг от друга. В отожженном состоянии сплав по свойствам бли¬
зок к сплаву Д16М. Сплав, состаренный при 140° С в течение 18 ч,
имеет гораздо большую пластичность, чем после старения при
160 и 200” С. Сплав ВАД23 удовлетворительно сваривается то¬
чечной и роликовой сваркой.
2.	Конструкционный сплав 01420 *
Алюминиевый деформируемый термически упрочняемый сплав
01420 относится к системе Al—Mg—Li. Введение магния и лития
в алюминий позволило получить материал с пониженным на 11%
по сравнению со сплавом Д16 удельным весом и повышенным
на 4% модулем упругости. По удельной прочности при комнатной
температуре сплав 01420 превосходит сплав Д16Т, а по корро¬
зионной стойкости близок к сплаву АМгбМ. Из него изготавливают
прессованные и катаные полуфабрикаты.
Сплавы системы AI—Mg—Li подробно изучены Шамраем Ф. И.
[19] в 1952 г. Он установил, что легирование литием сплавов си¬
стемы А1—Mg мало влияет на их механические свойства и не
приводит к появлению эффектов термической обработки. Автор
пришел к выводу о бесперспективности разработки новых про¬
мышленных композиций на этой основе.
В результате исследования серии двойных А1—LI и нескольких
тройных А1—Mg—Li сплавов с низким содержанием магния,
проведенного в 1959 г. [20], было обнаружено заметное упрочне¬
ние при искусственном старении. Однако прочностные свойства
этих сплавов даже после термообработки оставались весьма
низкими.
В 1965 г. И. Н. Фридляндером, В. Ф. Шамраем и Н. В. Ширяе¬
вой [21 ] была найдена большая концентрационная область спла¬
вов системы А1—Mg—Li, отличающихся значительным эффектом 11 Авторы; И. Н. Фрндляндер, Н. В. Ширяева, Б. В. Тюрин, В. С. Сандлер.
217

упрочнения после искусственного старения и достаточно высокими
прочностными свойствами. Однако тройные сплавы имели низкую
коррозионную стойкость. Повышение коррозионной стойкости
было достигнуто дополнительным введением марганца, циркония
и кремния. Это привело к созданию промышленного сплава 01420,
запатентованного в ряде стран.
В равновесии с алюминиевым твердым раствором в системе
А1—iMg—Li (19, 21, 22] находятся следующие фазы:
1)	Mg2AI, (р) кубическая (а — 28,2 А);
2)	Mg^Al,* (у) кубическая типа а-Мп (а = 10,52 А);
3)	MgLiAlj (S) кубическая (а = 20,2 А);
4)	AlLi (6) кубическая, В 32 (а = 6,37 А).
В работе [211 фазовая область (а + Mgj.Alie) не попала в число
исследованных при взятых температурах и концентрациях.
Фигуративная область сплава 01420 по концентрации магния
и лития на изотермических разрезах диаграммы А1—Mg—Li
при температурах закалки и старения находится в фазовых обла¬
стях, где с твердым раствором могут сосуществовать фазы S
и Mg15AIls.
Фазовый состав сплавов системы А1—Mg—Li оказывает силь¬
ное влияние на их механические свойства (табл. 61, рис. 103).
Сплавы, которые при температуре закалки расположены
в областях, прилегающих к двойной системе А1—Mg (области а
и а + Р), не упрочняются термической обработкой и имеют пре¬
делы прочности не больше, чем у сплавов типа магналий.
Сплавы, при температуре закалки расположенные в областях
(а + б) и (а + S), термически упрочняются и имеют прочность
порядка 45 кПмм1. Эффект термической обработки составляет
10—13 кПмм*.
Упрочнение в процессе старения прн температурах 50—200° С
двойных малолегированных сплавов алюминия с литием (20; 9],
тройных сплавов, содержащих 5—6% Mg и более 1,6% Li [23,24],
определяется выделением сферических частиц б'-фаэы размером
несколько сот ангстрем. Эта сверхструктура типа CusAu на базе
г. ц. к. решетки алюминия примерного состава AlaLi обнаружена
как промежуточная структура в состаренном сплаве AI—
2,2 % Li. Снижение эффектов термообработки с уменьшением со¬
держания лития в тройных сплавах системы объясняется отсут¬
ствием цди меньшей интенсивностью выделения б'-фазы.
Естественным старением сплавы системы AI—Mg—Li не упроч¬
няются. Коррозионная стойкость сплавов, расположенных в об¬
ласти (a -j- S), после закалки и искусственного старения очень
низкая: потери прочности сплавов после испытаний в течение
3 месяцев в 3%-ном растворе NaCi с добавкой 0,1% Н2Оі после
закалки в воде и искусственного старения доходят до 90—95%,
после закалки на воздухе и искусственного старения — до 25%,
а коррозионное разрушение под напряжением происходит через
8—15 суток.
218

Al
2
4	6
Li.li (по массе)
8

МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ИССЛЕХ0М1
Содержание
элементов, %
(по массе}
Фазы
Отожженное
состояние
Горд дел рессо^
ванное состояние
СвежЁэакзл'1
ПСКУ14 01
М*
L1
и
I
1C
ьв
3
п
L*.
К
СІ
О®
а£
С
Ц
к
*
•«
5
иГ
*
с»
о°
в4"
•О
и*
воздухе
т
з
Ег
к
«
3
S
Ь
ь®
*
о
6,52
а
32,1
14,0
36,9
32,7
15,3
37,0

1
6,67
0,50
а
32,8
14,1
27,1
32,5
15,4
31,3
—-
*—
—
6,73
0,75
а
30,0
14,0
20,8
32,0
17,2
15,7
—
—
—
6,67
1,00
аН
-р
30,0
14,5
23,2
30,0
16,9
10,5
—
—
—
6,48
1,45
<н
- S
37,1
17,5
22,4
40,8
23,2
21,0
35,7
16,2
30,0
Г
6,76
2,30
<1 “4" S
36,7
19,0
15,2
42,5
29,0
14,1
43,В
23,1
161
5,70
—
<
г
29,6
13,0
33,0
29,3
12,9
37,3
—
—
—
5,82
0,30
і
і
29,9
13,6
37,6
30г2
13.2
36,0
—
—
—
1
5,70
0,50
і
сс
30,5
13,7
33,2
33,9
18,0
24,0
—
—
—
|
6,06
0,74
і
ос
31,0
14,0
29,1
30,4
13,5
31,7
—
—
—
5,76
0,99
(
I
31,8
13,1
34,6
31,0
13,7
31,0
—
—
I
5,76
1,46
а -
\-s
33,3
14,2
30,6
34,6
16,2
30,0
33,1
14,5
33,4
5,76
!,95
а -
Ь s
36,3
15,0
21,3
34,9
15,3
29,1
34,3
15,3
29,61
5,70
2,13
а-
-S
33,6
17,0
19,0
38,3
19,0
23,5
42,6
22,8
18,41
5,90
2,96
а -
-s
29,8
18,0
14,0
35,0
19,6
15,7
42.0
24,0
9.3,
4,50

<
24,4
9,7
34,6
25,3
9.6
34,0
.—
—
;i
4,65
0,50
і
26,0
Н,2
32,4
27,7
12,6
32,3
—
—
4,90
0,98
і
1
28,9
12,4
30,7
28,7
13,2
29.3
—
—
-
4,60
1,49
і
г
28,8
12,1
29,8
28,9
12,9
25,2
—
—
-
4,85
1,86
а -f- S
31,3
13,0
25,9
31,5
13,4
26,0
30t0
11,9
27,3
4,42
2,26
а+ S
32,0
13,2
16,5
36,2
17,4
24,7
36,3
17,2
2М
4,86
2,73
о -j- 5
30,0
12,5
12,6
35,7
19,5
16,7
37,6
20,7
15,1
1,66
0,53
і
г
15,9
5,4
29,3
20,1
9.6
23,8
—■
—■
3,44
1,07
і
і
24,0
9,3
32,4
26,0
10,9
28,0
—
—
1,66
3,64
а+ 6
25,8
н,з
13,1
31,0
20,5
9,6
29,7
15,3
17,3
Добавки марганца, циркоция и титана увеличивают проч¬
ностные характеристики листов и прессованных полуфабрикатов
из сплавов А1—Mg—Li, а также улучшают их коррозионную
стойкость (табл. 62, 63). Добавки марганца и циркония повышают
механические свойства полуфабрикатов в значительно большей
степени, чем титан.
Введение марганца (0,4—0,8%) в сплав А1 — 5,5% Mg —
2% Li приводит к образованию избыточных марганцовистых ин-
терметаллидов сложного состава. Кроме того, с помощью электрон¬
ного микроскопа обнаруживаются однородно распределенные
мелкие марганцовистые фазы размером 0,1—0,2 мкм. (Их коли¬
чество составляет несколько объемных процентов сплава.) Они
образуются в результате распада твердого раствора пересыщен¬
ного марганцем после кристаллизации слитков.
гго

НЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Л1—Me—LI
ТАБЛИЦА а
Добавка до 0,15% Zr в тройной сплав, близкий по составу
к описанному выше, понижает растворимость магния и лития
в алюминии.! Поэтому в отличие от композиций с марганцем
после закалки от 450° С в структуре полуфабрикатов сохраняется
большее количество нерастворенных частиц, по-видимому, рав¬
новесных соединений алюминия с магнием и литием размером
0,1—0,3 мкм. Растворение частиц происходит при 500—
540° С.
Введение марганца, циркония, а также хрома (до 0,15%),
каждого в отдельности или в сочетании тормозит рекристалли¬
зацию. Прочностные свойства полуфабрикатов при этом суще¬
ственно повышаются, а относительное удлинение падает. Значи¬
тельно улучшается коррозионная стойкость. Природа упрочне¬
ния в процессе термической обработки таких сложнолегирован-
221

ТАБЛИЦА 6J
ВЛИЯНИЕ МАРГАНЦА, ЦИРКОНИЯ И ТИТАНА
НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРЕССОВАННЫХ ПОЛОС
ИЗ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al —M*^U. ЗАКАЛЕННЫХ ОТ 4G0® С
И СОСТАРЕННЫХ ПРИ 17ГС В ТЕЧЕНИЕ 1 ft Ч
Химически ft СОСТАВ,
% (по массе} і
Закалка в воде
Закалка на воздухе
ме
U
Мп
Zr
ТІ
\
К
Я
to
3
Ї
Ф*
Ь®
j % *9
\
£Г
*
ьЬ
т
І
К
с*
Ь°
щМ
в>
Ю
5,7
2,13
-

■_
45,0
30,0
1&,6
44,5
29,5
н,1
5,87
2,15
0.7
—
—
52,3
39т0
6,0
52,5
40,0
5,1
5,64
2,16
0,17
—
51,7
38,0
9,3
52,0
37,7
8,0
5,52
2,13
—
—
0,12
48,0
31,0
12,0
47,2
50,0
30,0
13,0
5,55
2,12
0,65
—
0Т17
53,5
38,0
8,0
38,0
9,5
ных композиции аналогична описанной в литературе для тройных
сплавов.
Результаты исследования влияния магния (в пределах 5,0—
6,0%) и лития (1,6—2,3%) при 0,11% Zr показывают, что при
одном и том же содержании лития изменение концентрации
магния очень незначительно влияет на механические свойства
полуфабрикатов сплавов системы А1—Li—Mg—Zr в искусственно
ТАБЛИЦА І3
ВЛИЯНИЕ МАРГАНЦА, ЦИРКОНИЯ И ТИТАНА
НА КОРРОЗИОННУЮ СТОЙКОСТЬ ПРЕССОВАННЫХ ПОЛОС
ИЗ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ ЛІ —Mff— L1,. ЗАКАЛЕННЫХ ОТ 450° С
И СОСТАРЕННЫХ ПРИ 170° С, Ifl ч
Химический состав
Вид закалки
Потерії, % •
щ J*1 P
“ Я О
II С, .
So 5.
а* § а
LJ 7. Эк
Mff
и
Мп
Zr
Ті
".
6
5,7
2,13
На воздухе * * ■ -
24,0
20
В воде » » г р * » і
95,8
—
и
5,87
2.15
0,7
—
В воде <•**■*»
10
25
87
На воздухе * *
0
0
>90
5,64
2,15
—
0,17
—
В воде
0
0
70
На воздухе « - * *
0
0
>90
5,52
2,13
—
—
0,12
В воде -*■<■*•- ■
1,6
43
72
На воздухе - р - .
0
35
>90
* Испытание в растворе 3% NaCl -f- 0fI^
•• Испытание на склонность к коррогни под напряжением (напряжение 0,9ffeJ
бЭ%*ком реет поре NnCl при периодическом погружении.
222

ІАЬЛИЦА І*
ВЛИЯНИЕ ЛИТИЯ и МАГНИЯ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРЕССОВАННЫХ ПОЛОС ИЗ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ AI-Mg-Lt—Zr,
ЗАКАЛЕННЫХ ОТ С И СОСТАРЕННЫХ ПРИ I7D* С. 10 ч
Содержание % (по массе)
Злкллкб в соде
Заколка па воздухе
кв
Z
□
и
N
•
1
к
О
1
Ї?
К
•1
t>°
Ч.О
«
я
3
с-
к
а
Ь
т
Ї
с-
*
41
ь°
£
«о
6.05
6.05
6,04
5,91
5.95
5.95
1,61
1.94
2,26
1,56
1,83
1.»
0,11
0,10
0,12
0,11
0,10
0,11
42,0
53,2
55.6
43.6
55.6
57,9
24,0
35.4
42.0
26.0
38.5
39.5
15.0
6.0
4,5
14,6
4.8
3.8
43,5
55.2
55,7
44.9
56.9
57.3
23.6
37,4
41.0
25.0
37.7
39.0
15,6
6,1
4,0
15.3
4,5
4.3
состаренном состоянии. Увеличение содержания лития от 1,5
до 2,4% резко изменяет механические свойства; пределы прочности
и текучести возрастают на 10—14 кГ/мма, относительное удли¬
нение снижается на 12 % (табл. 64).
Исследование влияния лития и магния на коррозионную
стойкость показало, что сплавы А1—Li—Mg—Zr при содержании
до 1,8% Li имеют низкое сопротивление коррозии под напряже¬
нием. При содержании лития 1,9% и выше сплавы А1—Li—Mg—Zr
не склонны к коррозионному растрескиванию. Добавки магния
в пределах 5,0—6,0% не влияют на стойкость к коррозии под
напряжением (табл. 65).
ТАБЛИЦА SS
СТОЙКОСТЬ К КОРРОЗИИ ПОД НАПРЯЖЕНИЕМ ПРЕССОВАННЫХ
ПОЛОС ИЗ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ AI-Mff-LI-Zc
В 3%-ноч РАСТВОРЕ Масі ПРИ ПЕРИОДИЧЕСКОМ ПОГРУЖЕНИИ
(закалка от 450° С я старение при 170° С, 16 ч)
Содержание, %
{по массе)
Вид закалки
в *
І2
н
о а,
5	*
£пї =
6	t*
и 5ї
Содержание, %
(по массе}
Вид закалки
Среднее время
до разрушения,
сутки
LI
Zr
Ь\8
и
Zr
5,05
],бі
o,n
На воздухе
В воде
16
5
5,95
1,83
0.10
На воздухе
В воде
45
10
5,04
2,26
0,12
На воздухе
Б воде
>90
БО
5,95
1,9
0,11
Ия воздухе
В воде
>90
75
5,91
1,58
0,11
На воздухе
В 'воде
8
1
5,98
2,31
0,10
На воздухе
Б воде
>90
>90
223

При приготовлении алюминиевых сплавов неизбежны сопут¬
ствующие примеси железа, кремния и натрия, оказывающие суще¬
ственное влияние на технологические, прочностные и корро¬
зионные свойства материалов. Результаты исследования влияния
железа показали, что до 0,7% Fe не изменяют механические
свойства, не ухудшают коррозию под напряжением, но сильно
снижают коррозионную стойкость. Кремний в количестве до
0,3% не влияет на предел прочности сплавов.А1—Li—Mg—Zr,
увеличивает предел текучести на 4 кГ/мма и снижает относитель¬
ное удлинение на 5%. Для получения удовлетворительной кор-
224

розионной стойкости сплавы А1—Li—Mg—Zr должны содержать
не ниже 0,1% S.
Исследование влияния натрия в пределах 0,005 и 0,01%
в интервале температур 20—475е С на свойства сплава, содер¬
жащего 5% Mg, 1,9% Li, 0,11% Zr, показало, что этот элемент
резко снижает относительное удлинение и предел прочности
сплава. Очевидно, в данном случае натрий действует, как и в спла¬
вах системы А1—Mg, в которых он также крайне неблагоприятно
Рис. 105. Телшопольная мик¬
рофотография (а) и электрс-
нограмма (5) листа сплава
01420 с марганцем, соста¬
ренного при 170° С в течение
100 ч. X 35 000
влияет на пластичность в интервале температур деформации.
Присутствие натрия в сплавах с литием вызывает их охрупчива¬
ние: во время закалки появляются трещины, сплавы не имеют эф¬
фекта термической обработки.
На основании проведенных исследований был установлен
оптимальный химический состав сплава 01420: основа А1, 5,0—
6,0% Mg; 1,9—2,3% Li; 0,09—0,15% Zr; 0,1-0,3% Si; примеси
не более: 0,3% Fe, 0,1 % Tj, 0,3% Мп, 0,005% Na [18, с. 42, с. 335;
25—27 J.
Изменения механических свойств сплава 01420 в процессе
старения при комнатной температуре не было обнаружено. При
температурах 50—160° С кривые прочностных свойств монотонно
повышаются вплоть до времени выдержки 100 ч, а при 180 —300° С
после максимума наступает разупрочнение (рис. 104).
15 Алюминиевые сплавы
225

Относительное удлинение падает соответственно увеличению
прочностных свойств. Старение при 170“ С в течение 8—24 ч
приводит к получению максимальных прочностных свойств,
а при 120“ С в течение 12—48 ч к получению повышенной пла¬
стичности при некотором снижении прочности.
Упрочнение сплава, по-видимому, связано с увеличением коли¬
чества и размеров (до определенного предела) частиц б'-фазы
(рис. 105). Так, если через 16 ч старения диаметр частиц состав¬
ляет 50—150 А, то через 100 ч 100—300 А. При распаде твердого
раствора, помимо б'-фазы, образуются и растут тонкие погранич¬
ные выделения и компактные огранённые частицы, по-види¬
мому, равновесной фазы или фаз. В сплаве 01420 с марганцем
Рис. 106. Микроструктура листа из сплава 01420 с марганцем,
закаленного с 450' С в роде и состаренного при 170° С в течение
100 ч (оксидная реплика). X14 500
без циркония эти фазы образуются главным образом по межфаз¬
ным границам марганцовистых частиц (рис. 106), Разупрочнение
при старении связано с укрупнением и главным образом с раство¬
рением б'-фазы, которое происходит из-за обеднения твердого
раствора при интенсивном образовании и росте стабильных выде¬
лений, содержащих литий. В процессе старения происходит
монотонное снижение электросопротивления (рис. 107).
Сплав 01420 имеет повышенный модуль упругости 7500 кПмм*.
Известно, что модуль упругости сплавов изменяется обычно при¬
близительно аддитивно в зависимости от величины модуля упру¬
гости компонентов и их содержания в сплаве. Величины модуля
упругости алюминия, магния и лития соответственно равны
7100, 4300 и 500 к£1мм1. У алюминиевомагниевых сплавов модуль
упругости понижается до 6900 кГ/мм*. У сплавов же системы
А1—Mg—Li, несмотря на крайне низкую соответствующую ха¬
рактеристику лития, модуль упругости значительно выше; сле¬
довательно, эти сплавы имеют аномально высокий модуль упру¬
гости ,
226

Типичные механические свойства полуфабрикатов из сплава
01420, изготовленных в промышленных условиях, приведены
в табл. 66 и 67.
Листы из сплава 01420 толщиной 2,5 мм при испытании на
сжатие и смятие имеют следующие характеристики: £сж =
= 7700 кПммг\ о_пц — 20 кГ!мм\ cr_0i, = 28,5 кПмм\ сМо, =
= 35 кГ/мм1.
Рис. 107. Изменение электросопротивления сплава 01420
(прессованный профиль), закаленного от 450е С в воде,
в процессе старения при температурах:
/ — 70; г —90; Я — ІІ0; 4 — НО; 5 —170° С
Вафельные панели при испытании на кручение и срез имеют
следующие свойства: G = 2850 кГ/мм*; ц = 0,31;	= 13 кГ/ммг;
т, = .37 кГ/мм*', Tq, = 27 кГ(мм*.
На рис. 108 приведены кривые усталости и статической вынос¬
ливости полуфабрикатов сплава 01420.
Коррозионная стойкость сплава в состояния Т1 такая же,
как сплава АМгбМ, В закаленном относительно гомогенном
материале антикоррозионные свойства значительно выше. После
старения в полуфабрикатах с рекристаллизованной структурой
развивается межкристаллитная коррозия, часто типа расслаива¬
ния. Этот процесс контролируется выделениями в виде пунктиров
или прослоек по границам. Уменьшение скорости закалки (напри-
15*	227

ТАБЛИЦА tf
ТИПИЧНЫЕ Л1ЕХЛНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПОЛУФАБРИКАТОВ,
ЗАКАЛЕННЫХ НА ВОЗДУХЕ И СОСТАРЕННЫХ ПРИ і20“ С, 24—12 ч
\
Полуфабрикаты
m
3
Сг
*
cf
ьс
m
ч
с*
к
п
Ь°
"а
гг
к
«Г
5
?
М
*
3
С
к
ь
а
Штампованная вафельная па-
гель (полотно! продольное на-
правление) - -
23
28
45
12
1,2-1.4
0,8—0,9
Прессованный профиль - * -
22
31
47
10
0,3—0,5
0,2-0,4
Лист (поперечное направление)
20
27
44
10
—
мер в горячих средах, на воздухе) тормозит пограничный распад
и повышает стойкость к коррозии под напряжением. Полуфабри¬
каты с частично рекристаллизованной структурой подвержены
межкристаллнтной коррозии в меньшей степени, так как образова¬
ния тонких пунктирных выделений по субграницам не наблю¬
дается.
Исследования технологических свойств сплава 01420 при
изготовлении деталей из листов и профилей показали, что прессо¬
ванные профили в закаленном состоянии характеризуются высо¬
кой технологичностью при гибке, подсечке, малковке. Из профи¬
лей можно изготавливать довольно сложные детали. Листы из
сплава 01420 в закаленном состоянии имеют пониженные по
сравнению со сплавом Д16Т технологические характеристики.
Из листов сплава 01420 можно изготавливать детали с небольшой
степенью деформации за один переход. Изготовление сложных
деталей штамповкой, обшивок двойной кривизны обтяжкой на
ТАБЛИЦА «Т
ЧУВСТВИТЕЛЬНОСТЬ к КОНЦЕНТРАЦИИ НАПРЯЖЕНИЯ •
ПОЛУФАБРИКАТОВ, ЗАКАЛЕННЫХ НА ВОЗДУХЕ И СОСТАРЕННЫХ
ПРИ 120° С В ТЕЧЕНИЕ 24 ч
(С. И. Кяшкнна, Т. К. Поняріша)
Полуфабрикаты
<x0« кГ/мм*
CTn («к=2-6)
кГ/мм*
Штампованная вафельная панель (по-
42,0—44,5
47,5—49,5
45,0
34.0—	37,0
43.0—	44,0
36.0—	37,0
0,82-0,84
0,89—0,90
0,80—0,82
JIVHIUJ 		• • • ,» р
Прессованный профиль (толщина пол-
КИ ||fl“uTv AIM) •••*,
Піт 'MfTiif і_тттпії 1 П ifu і * ■ a *
V І1ІСТ Ти/ІЩпИии • • ■ ■ •
* Концентратор — отверстие диометром 3 мм, отношение ширины рабочей части
сброэца к диаметру отверстия Ь/а « б.
22$

прессе или выколоткой должно производиться в несколько пере¬
ходов с применением межоперационных закалок. Для получения
максимальной пластичности рекомендуется проводить закалку
в воде. При окончательной термической обработке деталей из
сплава 01420 для получения удовлетворительной коррозионной
стойкости желательна закалка на воздухе.
Применение сплава 01420 в конструкциях показало, что равно¬
ценные изделия нз сплава 01420 на 10—15;% легче, чем из сплава
Д16. Снижение веса достигается в результате понижения удель¬
ного веса сплава 01420 при сохранении уровня прочности сплава
Рис. 108* Кривые усталости (л) (чистый изгиб при вращении круглых образцов)
к статической выносливости (б) (плоские образцы с отверстием) прессованных
полуфабрикатов из сплава 01420 в сравнении с другими сплавами; по данным
авторов н КїїшкішоГі С» И. с сотрудниками:
І — сплав Діб (СГВ = 44 кГ/мм*): 2 — 01420	= 50 «Г/лл*}; 3 — ВАД23 {<Г0 -
= 58	4 — В95 (Оэ = 60 кГ/мм-у 6 — ОН 20* упрочнен ішА широке крепом
Діб. Аналогичного снижения веса конструкции при использова¬
нии высокопрочных сплавов С повышенным удельным весом ДО'
стигнуть значительно сложнее, так как существует ряд техноло¬
гических и конструкционных ограничений минимальной толщины
Деталей. Кроме того, следует учитывать, что далеко не все эле-
менты конструкции предельно нагружены.
ЛИТЕРАТУРА
1.	Czochralski I- Moderne, Metallkunde, Berlin, 1924, S. 6.
2.	MetaHkunde, 1926, Bd 18.
ЗД омовский Г. и Максимов А. ЖТФ, 1935, т. V, с. 1343.
4.	HI а м p a fi Ф. И. н Сальдау П. Я* Известия АН СССР, 1937,
т. 3, с, 631.
5.	J. Inst, of Metals, 1956,v. 84, Jsf? 11.
6.	Фр лдл яндер И. II., Ш а к р a ft В. Ф. В сб. «Деформируемые
алюминиевые сплавы». Обороигнэ, 1961, с, 24.
7* Ч е р к а ш и н Е. Е., Крипякевкч Л. И. п др, Кристаллогра¬
фия, 1963, № 8, выть 6, с* 846*
229

8.	Б о ч в а р О. С, Походаев К» С., Бадаев В. Г. В сб. «Струк¬
тура її свойства авиационных сталей и сплавові,. Труды института (МАТИ),
вып. 66. Изд-во «Машиностроеннеї, 1966, с. 123.
9.	Silcock J. М. J. Inst, of Metals, I960, v. 88, N 8, p. 357.
10,	Аракова 3. Н„ Романова О. А., Фридляидер И. И.
Известия АН СССР, ОТН, № 4t I960, с. 106.
П.Фрндляндер И. Н,, Романова О. А,, Арчакова 3, И,
В сб, «Алюминиевые сплавы», вьтп. 4, 1966, с. 5.
12.	Свидсрская 3. А., К а д а я е р Э, С.? Туркина Н- И.
Известия АН СССР, Металлы, 1967, № 2, с. 183.
13.	П а д е ж н о в а Е. М. Известия АИ СССР, Металлы, 1965, № 3, с. 182.
14.	Лужников Л. П. Дефорлтнруемые алюминиевые сплавы для работы
при повышенных температурах. Изд-во «Металлургия», 1965.
t5, Вол А. Е. Строение и свойства двойных металлических систем. Фаз*
матгиз, 1959.
16.	Романова В. Н. Новый жаропрочный деформируемый алюминиевый
сплав Д20. ВИНИТИ, 1958.
17.	Ф р и д л я и д е р И. Н., Романова О. А., Арчакова 3. Н,
Иав, АН СССР, ОТН, ;№ 3, 1962, с. 82.
18.	В сб. «Алюминиевые сплавы», вып. 5. Иад-во «Металлургия», 1968.
19.	Ш а ч р а й Ф. И. Литии и его сплавы. Изд-во АН СССР, 1952.
20.	YV. R. D. Jones, Р. Р. DasJ. Inst. Met., 1Э59—60, v. 88, p. 435.
21.	Ф p и д л я н д е р И. Н., Щ а м р а й В- Ф., Ширяева Н. В.
Изв. АН СССР, Металлы, 1965, № 2, с. 153.
22.	L е V і л s о п D. W., McPherson D. I. Trans. ASM, 1956, v. 48,
p. 689.
23.	Ф p и д л я и д e p И. H. и др. МиТОМ, 1971, № 5, с. 2.
24.	Фридляидер И. Н. и др. ФММ, 1971, т. 32, №4, с. 767.
25.	Ф р и д л я н д е р И- Н. и др. МиТОМ, 1968, № 3, с. 52.
26.	Фридляидер И. Н. и др. МиТОМ, 1969, № 2, с. 20.
27.	Ф р п д л я н д е р И. Н. В кн.: «Металловедение алюминия и его спла¬
вов». Изд-во «Металлургия», 1971.
Глава VIII
ВЫСОКОМОДУЛЬНЫЕ
АЛЮШШИЕВОБЕРИЛЛИЕВЫЕ СПЛАВЫ 1
Сплавы на алгаминиевобериллиевой основе обладают денным
комплексом физических и механических свойств, наиболее важное
из которых — высокий удельный модуль упругости [1].
Как известно, модуль упругости — аддитивное свойство, при¬
близительно определяемое среднеарифметической величиной мо¬
дулей упругости компонентов, входящих в состав сплавов. Ради¬
кальным способом повышения модуля упругости алюминиевых
сплавов (модуль упругости алюминия 7000 кГ1ммг) является раз¬
работка композиций, содержащих большие количества берил¬
лия— металла, одновременно отличающегося легкостью (удель¬
ный вес 1,85 гісм3) и уникальным модулем упругости (около
30 000 кГ/мм2).
1 Авторы: И. Н. Фридляидер, К. П. Я ценно, Г. А. Некрасова, 3. Г, Семенова.
230

В то же время сплавы на а л юм и и иевоберилл иевой основе
лишены ряда отрицательных свойств, затрудняющих и ограни¬
чивающих применение бериллия в конструкциях: они имеют более
высокую общую и технологическую пластичность, их ударная
вязкость в 10—15 раз выше, а чувствительность к надрезам более
чем в три раза ниже, чем у лучшего бериллия промышленного
выпуска. Сплавы, содержащие 70% Be, превосходят бериллий
по усталостной прочности и релаксационной стойкости.
СССР имеет значительный приоритет перед зарубежными стра¬
нами в разработке отечественных алюминиевобериллиевых спла¬
вов. Первые исследования сплавов системы AI—Be были выпол¬
нены в 1946 г.-одним из авторов настоящей статьи. А в 50-х годах
группой советских исследователей были разработаны сначала
двойные, а затем и более сложные отечественные алюминиево-
бериллиевые сплавы.
Особенность высокомодульных алюминиевобериллиевых спла¬
вов состоите том, что в качестве их основы используется нетвердый
раствор, как в большинстве.известных высокопрочных деформи¬
руемых алюминиевых сплавов, а механическая смесь двух сильно
различающихся между собой фаз [2]. Промышленные алюми-
ниевобериллиевые сплавы, которые содержат 5—80% Be, яв¬
ляются заэвтектическими, так как эвтектическая точка в двойной
системе AI—Be ІЗ] располагается вблизи алюминия и в зави¬
симости от чистоты исходных металлов и метода исследования
соответствует содержанию 0,5—1,15% Be. При этом бериллий
в алюминии почти не растворим, ко в нем может растворяться
до 4—5% А1. Кроме того, имеются данные, указывающие на
возможность перитектического превращения в системе А1—Be 14].
Заэвтектические сплавы AI с Be с содержанием более
1,15% Be, имеют двухфазную структуру, состоящую из первичных
дендритов твердого раствора алюминия в бериллии (фаза В)
н эвтектики, не имеющей типичного эвтектического строения и
представляющей собой чистый алюминий. Это объясняется тем,
что 1,15% Be, которые должны были войти в эвтектику, выде¬
ляются на первично кристаллизующихся дендритах бериллиевой
фазы. Наличие в структуре сплавов очень мягкой и малопрочной
алюминиевой фазы является причиной низких механических
свойств этих сплавов.
Свойства сплавов системы АІ—Be могут быть существенно
улучшены дополнительным легированием элементами, растворя¬
ющимися в адюминии, способными упрочнить алюминиевую
матрицу. При упрочнении алюминиевой фазы различие в твер¬
дости, прочности и пластичности составляющих уменьшается,
в результате чего свойства сплавов улучшаются. Легирование
бериллиевой фазы, наоборот, увеличивает различие в свойствах
составляющих и вызывает ухудшение свойств сплава. Таким обра¬
зом, в качестве добавок, существенно улучшающих свойства алю¬
миниевобериллиевых сплавов, следует использовать только такие
231

Элементы, которые растворяются в алюминии, ио не в бериллии
и не образуют с бериллием соединений. Такими элементами могут
быть магний и цинк, вводимые в сплавы порознь или совместно.
Наиболее перспективными следует считать сплавы системы
А1— Be—Mg.
Исследования тройной системы А!—Be—Mg в области, при¬
легающей к стороне AI—Be 15], показали, что сплавы с лучшими
свойствами находятся в пределах двухфазной области. Их струк-
Рис* 109. Механические свойства сплавов А1—Be—Mg в за¬
висимости от содержания магния:
І — 70% Вс; 2 — 60% Вії: а — 60% Зс: 4 — <0% Вс; S — 30%
Вс; С — 20% Вс; 7 — JS% Be; Є — 10% Be
тура состоит из первично кристаллизующейся бериллиевой
фазы (В) и упрочненного аЛ|-твердого раствора магния в алюми¬
нии. При переходе состава сплавов за пределы двухфазной об¬
ласти механические свойства сплавов {трехфазных) заметно ухуд¬
шаются, что объясняется появлением крупных первичных выделе¬
ний хрупкой фазы рАї-мк-вс, представляющей твердый раствор
на основе (5-фазы системы AI—Alg.
Отмечающееся на кривых рис. 109 падение прочности тройных
сплавов объясняется переходом сплавов из двухфазной в трех¬
фазную область. При этом максимумы на кривых изменения меха¬
нических свойств приблизительно соответствуют предельной рас¬
творимости магция в йАгфазе, Так как растворимость магния
с повышением содержания бериллия уменьшается, то в сплавы
системы А1—Be—Mg при самых низких содержаниях бериллия
232

необходимо вводить наиболее высокое количество магния (напри¬
мер, при 1,S% Be — до 15% Mg), а при максимальных содержа¬
ниях бериллия, наоборот,—меньшее количество магния (напри¬
мер, при 90% Be — до 1% Mg).
Be
мд,%(по массе)
Ряс. 110. Пределы прочности сплавов А1—Be—Mg в зависимости
от содержания бериллия и магния
Предел прочности исследованных сплавов системы А1—Be—Mg
в прессованном состоянии в зависимости от содержания бериллия
и магния представлен иа рис. ПО *. Соответствующими линиями
соединены сплавы с одинаковой прочностью.
Как видно по рис. 109 и ПО, пределы прочности прессованных
прутков из сплавов системы А1—Be—Mg существенно повышаются
при увеличении в них количества бериллия (с 32 до 60 кПмм1),
Наиболее высокопрочные сплавы могут быть получены при
содержании бериллия 60—70%, хотя по относительному удлине¬
нию они будут несколько уступать сплавам, в которых 30% Be,
* В исследованиях принимали участие Р. Г. Сарычева и Т. А. Захарова.
233

отличающимся лучшей технологической и конструкционной пла¬
стичностью.
В дальнейшем будут рассмотрены только представляющие
практический интерес двухфазные сплавы системы А1—Be—Mg,
имеющие одинаковый фазовый состав и отличающиеся процент¬
ным содержанием бериллия ц концентрацией легирующего ком¬
понента (магния).
Сравнительное изучение механических свойств сплавов си¬
стем А1—Be—Mg и AI—Be (при оптимальной концентрации
магния в алюминиевом твердом
Se, % (й5ьемн)
Ю И мне SB 69 70 т
I
I
к
*ч>
- •
">—
[Г"
'2
.
V
-
1
J
л
і
1
1
.
-
Ur
г
1
к*
***
т—
J
:ПТ
-
‘г4
растворе) в зависимости от со¬
держания бериллия (рис. Ш)
показывает, что в сплавах на¬
ряду с повышением прочности
при увеличении содержания
бериллия происходит непрерыв¬
ный рост модуля упругости,
который при содержании 70—
80 % Be достигает 22 000—
25 000 кПмм*, удельный вес
такого сплава равен 2 г/см3.
В результате сплавы на алю-
миииевобериллиевой основе по
величине модуля упругости пре¬
восходят лучшие алюминиевые
сплавы более чем в 2—3 раза
(в зависимости от состава),
одновременно выгодно отли¬
чаясь от них низким удельным
весом.
Анализ кривых на рис. Ш
убедительно показывает также,
что при одинаковых содержа¬
ниях бериллия прочность сплавов системы А1—Be—Mg значи¬
тельно выше, чем у двойных сплавов системы А1—Be. Так,
например, предел прочности возрастает при 30% Be с 20 кПмм3
в двойном сплаве до 50 кГ/мм2 в тройном сплаве, а при 50%
Be — соответственно с 30 кГ/ммл почти до 60 кГ/мм*. При
этом отмечена интересная закономерность, что сплавы системы
AI—Be—Mg при содержаниях до 70% Be превосходят двой¬
ные сплавы не только по прочности, но и по относительному
удлинению и модулю упругости. Последний у тройных спла¬
вов на 1500—3000 кГ!ммъ выше, чем у двойных, хотя вводи¬
мый в сплавы в ограниченном количестве магний имеет модуль
упругости даже ниже, чем алюминий (4500 кГ/мм2),
Объяснение этих закономерностей следует искать в физических
особенностях структурных составляющих сплавов, представля¬
ющих смесь двух весьма разнородных фаз в случае двойного
?34
!0 JO (0 SB (0 70 Ш 90 Ы
ее, % (no mete)
Ряс. 111. Механические свойства спла¬
вов с различны» содержанием бернл-
I
лия:
сплавы системы AI —Be— Мя;
2 — ЛІ —Ее

сплава, й уменьшении степени этой разнородности в тройных
сплава*. Двойные сплавы системы А1—Be вследствие наличия в их
структуре пластичной и малопрочной фазы (с микротвердостыо
40—60 кГ/лш1, в то время как микротвердость бернллиевой фазы
220—270 кГ 1мм}) склонны к растрескиванию под действием растя¬
гивающих напряжений из-за неравномерности деформации струк¬
турных составляющих.
Деформация более прочной бернллиевой фазы при растяжении
образца как бы отстает от деформации алюминиевой фазы, которая
интенсивно тянется при напряжениях, недостаточных для начала
деформации бериллиевой составляющей. В результате разрушение
в двойных сплавах происходит по алюминиевой составляющей при
относительно низких напряжениях и пониженном остаточном
удлинении (рис. 112, а). При описанных особенностях деформации
прочность и другие свойства бернллиевой составляющей в сплавах
системы алюминий — бериллий не реализуются в полной мере,
вследствие чего и модуль упругости этих сплавов оказывается
ниже расчетного.
Наличие пластичной алюминиевой матрицы в двойных сплавах
может играть известную положительную роль только при обра¬
ботке их давлением с резко выраженной схемой напряженного
состояния всестороннего сжатия. При этом сильно снижается
удельное давление прессования таких сплавов, что позволяет
прессовать двойные сплавы системы А1—Be с содержанием берил¬
лия до 50% даже в холодном состоянии.
Таким образом, природу эффективного действия добавки маг¬
ния, одновременно повышающей прочность, относительное удли¬
нение и модуль упругости, следует объяснять не только непо¬
средственным упрочнением адрфазы, но и в весьма значитель¬
ной мере, происходящим при этом уменьшением степени разнород¬
ности свойств структурных составляющих сплавов. Из этого выте¬
кает и другой интересный вывод при сравнении двойных и трой¬
ных сплавов, а именно: менее пластичная упрочненная адрфаза
оказывает более сильное пластифицирующее влияние на мате¬
риал, чем более пластичная неупрочненная аді-фаза.
Изучение свойств сплавов (см. рис. 111) также показывает, что
если предел прочности двойных сплавов непрерывно повышается
при увеличении содержания бериллия от 10 до 100%, то кривая
прочности тройных сплавов системы А1—Be—Mg достигает макси¬
мума приблизительно при 70% Be, относительное удлинение прп
этом также сохраняется на достаточно высоком уровне (около
10%). При дальнейшем повышении содержания бериллия проч¬
ность понижается при одновременном резком снижении пластич¬
ности. Поэтому сплавы системы А1—Be—Mg при содержании более
70—75% Be не представляют особого интереса для практического
применения. Резкое снижение относительного удлинения в спла¬
вах данной концентрации объясняется тем, что количества аА|-
фазы в структуре сплава уже недостаточно и она перестает оказы-
233

Ьать пластифицирующее действие, как это происходит в сплавах,
более богатых этой фазой. Сплавы с малым количеством адрфазы
подобны бериллию, содержащему некоторое количество легко¬
плавкой составляющей, ухудшающей его свойства, особенно при
температурах свыше 500—600° С. В этом улучає, по-вндиыому,
предпочтительно применять чистый бериллий.
Рис. 112. Микроструктура сплава с 30% Be (травление 2% HF):
а — ы нк ростру ура слитка а ысстс разрушения . Х2О0; б — диткросгруктура
листах 500
239

Благодаря наличию в сплавах, содержащих до 70—75% Be,
значительного количества алюминиевой составляющей и хоро¬
шему сцеплению между алюминиевой и бериллиевой фазами
эти сплавы по сравнению с чистым бериллием имеют хорошую
общую и технологическую пластичность и удовлетворительно
деформируются при 380—420° С.
Очень важное преимущество сплавов системы А1—Be—Mg —
их сравнительно высокая ударная вязкость, равная 1,0—
1,5	кГмісм2 (в прессованном состоянии), т. е. на целый порядок
выше, чем у бериллия.
Структура большинства прессованных полуфабрикатов пред¬
ставляет собой смесь алюминиевой матрицы н вытянутых в на¬
правлении течения металла частиц бериллиевой фазы В размером
10—50 мкм в поперечнике.
В горячекатаных листах эти частицы имеют форму, близкую
к линзовидиой (чешуйке), с большим отношением диаметра к тол¬
щине. Структуру изделий из сплавов системы А1—Be—Mg, полу¬
ченных деформацией при обработке давлением, можно рассматри¬
вать как структуру, характерную для композиционного материала,
армированного сравнительно короткими волокнами или чешуй¬
ками бериллия [71.
Поскольку модуль упругости бериллиевой составляющей выше,
чем матрицы, она воспринимает основную долю приложенных
напряжений. Для эффективной эксплуатации материала важно,
что алюминиевая матрица более пластична, чем бериллий. Это
благоприятствует легкому перераспределению нагрузки между
волокнами. Наличие ориентирован кон структуры в прессованных
и волоченых полуфабрикатах резко повышает механические свой¬
ства в направлении деформации и приводит к анизотропии меха¬
нических свойств. Так, например, на прессованной подосе сплава,
содержащего 30% Be, сечением 30 X 50 мм (коэффициент вы¬
тяжки 5) различие в прочности образцов в долевом н поперечном
направлении к направлению прессования достигает 10 кПмм:а.
В листах, прокатанных с кантовкой, свойства почти не зависят
от направления вырезки образцов. Прочностные свойства сплавов
А1—Be—Mg как композиционных материалов при прочих равных
условиях возрастают до определенного предела с увеличением
отношения длины волокна к его диаметру или диаметра чешуйки
к ее толщине. Повышение степени деформации при горячей про¬
катке не разрушает частицы; они расплющиваются и удлиняются
(рис. 112, б). Это сопровождается упрочнением материала, причем
листы сравнительно малолегированного сплава, содержащего
30% Be, имеющие предел прочности в отожженном состоянии при
толщине 1 мм на уровне около 50 кГ1ммг, при прокатке до толщины
0,1—0,2 мм могут повысить его до 70 кГ1мм\ Листовой материал
из сплавов системы А1—Be—Mg не уступает по уровню прочности
прессованному с высокой степенью деформации материалу. Так,
лист из тройного сплава с 70% Be при толщине 1,5—2,0 мм в ото-
237

жженном состоянии имеет предел прочности 60—65 кГ/ммг
при относительном удлинении 4—5%» и модуль упругости
22 000 кГ/мм2.
Изучение структуры и свойств сплава, содержащего 30% Be
и 5% Mg (остальное алюминий), после закалки при 420° С и по¬
следующего старения при 100, 125, 200, 250, 325, 400 и 450° С
показывает, что структура закаленного в воде сплава представ¬
ляет собой сравнительно равномерную смесь двух фаз: твердого
раствора ад| и частиц фазы В. В закаленном и горячепрессовак-
ном состоянии алюминиевая матрица полностью рекристаллизо-
вана. Металлографическое и электронномикроскопическое иссле¬
дования (методом оксидных пленок) * показали, что распад твер¬
дого аді раствора в процессе искусственного старения происходит
так же, как и в сплавах системы А1—Mg. После старения при
100° С в течение 5 ч выделения частиц не было обнаружено. После
выдержки 48 ч при этой температуре появляются выделения в виде
пунктиров дли отдельных точек по некоторым границам рекрнстал-
лизованвых зерен (рис. ИЗ, а). С увеличением времени нагрева до
240 ч распад усиливается, ЕЫпадают частицы в виде пунктиров по
большинству границ. Характер пограничных выделений меняется
с изменением ориентации плоскости границы относительно зерен
и взаимной ориентации зерен.
Согласно рентгенографическим и электронноскопическим ис¬
следованиям фазового состава состаренных алюминиевых сплавов
АМг-6 (6,4% Mg, 0,6% Мп) І8, 91 и сплавов, содержащих 9%
и 11% Mg, а также данным работы [101 по сплавам алюминия
с 8—10% Mg, можно предполагать, что в изученном материале тон¬
кие пластинчатые выделения представляют собой, по-видимому,
метастабильную фазу 6', а компактные частицы — p-фазу (Al3Mg2).
После старения при 250° С в течение I ч почти все границы декори¬
руются тонкими пластинчатыми частицами. Старение за 6 ч вызы¬
вает интенсивный распад по зерну и по границам с образованием
сравнительно крупных ограненных частиц (рис. ИЗ, б). Погра¬
ничные тонкие выделения, наблюдаемые как сплошные тонкие
линии, при выдержке 1 ч при 250° С утолщаются, появляются
вытянутые ограненные выделения на границах. Старенне в тече¬
ние более 48 ч при 250" С вызывает появление компактных частиц,
которое происходит равномерно по границам и по зерну
(рис. 113, е)
Обобщение результатов металлографического анализа позво¬
лило построить диаграмму распада алюминиевого твердого рас¬
твора в исследованном сплаве (рис. 114). Твердый раствор содер¬
жит 8% Mg.
Представленная диаграмма отличается от результатов, полу¬
ченных в работе [101, что объясняется, по-видимому, большей
* Электронномикроскопнческое исследование выполнено В. С. Сандлером.
238

Ряс, I13* Микроструктура сплава, содержащего 30%
Be и 5% Mg:
в
б
акал кв от 42 D °С, старение 48 * ‘при 100е С.ХІЗ 500;
вхалка от 420е С, старение G\ ч при 2S0* С X 8400. в -
акална от 420° С, старение 48 ч при 250 С. X 8400
239

чувствительностью	электронномикроскопического	метода по
сравнению с рентгеноструктурным фазовым анализом, приме¬
ненным в этой работе. Исследование изменения механических
свойств показало, что старение, как и в сплавах системы Al—Mg,
не увеличивает прочностные характеристики, поэтому А1—Be—Mg
сплавы	можно	применять	в	промышленности без	термической
обработки. Длительный отжиг продолжительностью до 50 ч
сплавов системы А!—Be—Mg и AI—Be при температурах до
450—500° С также	практически
не влияет на их свойства после
охлаждения.
Изучение механических свойств
т
Y
I
О
Of
ч. ^
ч^С?//з5/Г
□


—о—
	О—і	и	'
о-/ л-J
а ш-2 о-4
1 -	і—,
I
і
I
/
/ 1
4
^—*
-J j
1
V,
ь. ^ V
О
І -- 1
Г\ >і
V
^1Г'Ш
~ 1 —
		f
гщ мин
го зо
время Г, V
5Q
Рис, 114, Диаграмма распада твер¬
дого раствора алюмшшевобернл*
лневого сплава с 30% Be и 5% Mg:
J — iter распида; 2 — распад ло гран»*
Цсзерно; 3— распад по границе и зер¬
ну: 4 —■ раояомсрмыО распад
Рис* 115, Релаксационная стойкость алю¬
миниевого сплава с 70% Be по сравнению
с диспіллированпым бериллием при 20° С
(испытания проведены в Казанском
авиационном институте):
—		— сплао 70% be;	* — бсрмллнП
днгпіллііроааішьіЛ; I, 4 — испытайся без
йиОращн»: 2 — испытания с вибрацией (/ =
700 °ср ** 1 кГ/мм7); 3 — испытания
с внбрацнеії (f ~ 700 гц, дср = В кГ/лім*)
сплавов системы А1—Be—Mg
при повышенных температу¬
рах показывает, что сплав,
содержащий 7056 Be, сохраняет достаточную прочность при этих
температурах (предел прочности при 400° С более 20 кГ/мм*, при
500° С 10 кГ/мм2). Предел прочности сплава, содержащего
30% Be при 300° С 20, а при 400° С 12 кГ/мм*.
Изменение прочности при увеличении температуры у сплавов
с большим содержанием бериллия происходит почти по прямой
липни, что характерно для сплавов с гетерогенной структурой,
у которых отсутствует диффузионное взаимодействие.
Сплавы системы AI—Be—Alg с высоким содержанием бериллия
отличаются высокой усталостной прочностью, превосходящей
аналогичную характеристику у бериллия и алюминиевых сплавов*.
Так, предел выносливости сплава, содержащего 70% Be, на базе
2‘10л циклов на гладких образцах составляет 27 к Г/мм*, в то
• Исследования усталостной прочиости и релаксационной стойкости были
выполнены в КАИ под руководством проф. Брагина Д. Я- и доц. Шка¬
пова И. Н,
240

время как у бериллия он не превышает 22 кГ/ммi. Релаксацион¬
ная стойкость этого сплава также оказывается несколько выше,
чем у бериллия (рис, 115).
Сплавы системы А1—Be—Mg имеют относительно небольшую
чувствительность к надрезам, сравнимую с этой характеристикой
у стандартных алюминиевых сплавов.
Отношение предела прочности надрезанного образца к пределу
прочности гладкого образца в сплавах, содержащего 20—70% Be,
колеблется в пределах 0,9—1,2, тогда как у чистого бериллия,
отличающегося очень высокой чувствительностью к надрезам,
это отношение не превышает 0,3,
Чувствительность к повторным нагрузкам, определенная на
сплаве с 30% Be, оказалась почти такой же, как у стандартного
сплава Д16: листовые образцы выдерживают 10 000—15 000 циклов
при напряжении 30 кГ1ммъ, равном 0,7от предела прочности сплава.
ТАБЛИЦА ее
ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al-Be-Mg
ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
Содержание
в«. %
Удельный
вес, Г/см*
Удельная
теплопровод*
ноет*,
Удельная
теплоемкость,
кал/(д‘0С)
Удельное
электро¬
сопротивле¬
ние- 1U4,
бм-мн'/м
Коэффициент
линейного •
pa cuj прениях
X1D\ град-ь
70
2,05
0.40
0,43
0,037
14,4
60
2,1
0.39
0,36
0,04
15,2
50
2,2
0,33
0,31
0,045
15,9
40
2,3
—
—
0,052
—
30
2,35
0,34
0,27
0,066
19,26
20
2,4
0,28
0,27
—
—
* При $0—100“ С,
В табл. 68 приведены фіізнческсіе свойства сплавов системы
А1—Be—Mg при различных содержаниях бериллия, а в табл, 69 —■
механические свойства при температурах (—196)—(500)° С сплава
с 30% Be, нашедшего применение в ряде опытных конструкций.
Сплавы системы А1—Be отличаются хорошей коррозионной
стойкостью. Сплавы не склонны к коррозии под напряжением
и межкристаллитнон коррозии. Общая коррозионная стойкость
сплавов в зависимости от содержания в них бериллия изменяется
и для сплавов с большим содержанием бериллия соответствует
коррозионной стойкости лучших алюминиевых сплавов типа
магналий. Защита от коррозии осуществляется гальваническими
и лакокрасочными покрытиями.
Из сплава AI—Be—Mg с содержанием 30% Be объемной
и листовой штамповкой были получены детали практически любой
16 Алюминиевые сплавы	241

ТАБЛИЦА ft
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА, СОДЕРЖАЩЕГО 30'/g Be,
ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ ИСПЫТАНИЙ
пехтура.
кГ/мм*
®о.г КПММ‘
й. %
ф. %
Е, кГ/мм*
—196
47-60
35-48
3—5
—70
42
27—29
14—18
12—23
—
20
40-47
27—30
11—18
15—25
13 500
200
30-34
21—24
12-19
30—34
12 550
260
26—31
18—21
13—23
30-41
12 450
300
19—21
13—16
16—24
32—41
11 800
350
17-19
10
—
2
—
500
4,5—5,0
—
30
—
—■
формы. Особенность листовой штамповки деталей из сплавов этого
типа — необходимость подогрева заготовок и оснастки до темпе¬
ратур 300—400° С. При этом условии можно изготовлять сложные
детали методом вытяжки, отбортовки, гибки. Изготовление слож¬
ных штампованных деталей следует производить с применением
межоперационных отжигов при температуре 400° С. С повыше¬
нием количества бериллия в сплавах их технологичность пони¬
жается (IJ.
Соединение сплавов системы А1—Be—Mg осуществляется свар¬
кой, пайкой, клепкой. Эти сплавы удовлетворительно свариваются
ар гоно-дуговой (ручной и автоматической) сваркой неплавящимся
вольфрамовым электродом с использованием флюсов.
Сварные соединения сплавов системы AI—Be—Mg могут
иметь прочность до 0,9 от прочности основного металла. Угол
загиба сварного соединения до 40—90 град, при толщине листа
1,5	мм.
Точечная и роликовая сварка возможна с обязательной про¬
кладкой в стыке фольги из мягкого алюминиевого сплава.
Сплавы системы At—Be—Mg можно сварить с другими алюми¬
ниевыми сплавами. Имеются данные о возможности сварки их
с титановыми сплавами.
Сплавы можно соединять клепкой. Штамповка гнезд под
головки потайных заклепок в холодком состоянии нежелательна
из-за возникновения трещин по кромкам отверстий.
Механическая обработка сплавов системы А1—Be—Mg про¬
изводится так же, как обработка промышленных алюминиевых
сплавов.
Процессы плавки, литья, аргоно-дуговой и контактной сварки,
а также механической обработки сплавов следует проводить
в специальных помещениях, оборудованных с учетом требований
санитарных правил и инструкций при работе с бериллием н его
соединениями. Ряд процессов, не вызывающих загрязнения воз-
242

душной среды (прокатка, прессование, холодная вальцовка, тер¬
мообработка сплавов с содержанием до 50% Be), можно осу¬
ществлять в общих цеховых помещениях на обычном обору¬
довании.
В компактном виде (заготовки, полуфабрикаты, детали кон¬
струкций) сплавы системы А1—Be—Mg токсическими свойствами
не обладают.
Рис. 116. Узлы конструкций из сплавов системы А1—Вс—Mg:
а — элероны самолета (сплав е ЗО У, Вс); 6 — обшивка отсека (сплои с 30% Be);
tf — модель топливной емкости (с план с 20% Вс)
Из сплавов системы AI—Be, содержащих до 30% Be, были
изготовлены и испытаны различные типы конструкций летатель¬
ных аппаратов, в том числе малая серия самолетов. Некоторые
узлы этих конструкций показаны на рис. 116, а—в. Полученный
выигрыш в весе конструкций достигает 30% [12].
Наиболее целесообразно использовать сплавы системы А1—
Be—Mg для создания тонких жестких конструкций. Особенно
хорошие результаты может дать применение сплавов в оболочко¬
вых конструкциях (выигрыш в весе по сравнению со стандартными
алюминиевыми сплавами до 40—60%) [121,
Повышенная по сравнению с бериллием релаксационная стой¬
кость сплава с 70% Be (рис. 115) в сочетании с лучшей технологич¬
ностью делает перспективным его применение и в точном приборо¬
строении. Благодаря более высокой технологичности использо¬
вание сплавов на алюмикиевобериллиевой основе на 50% эконо¬
мичнее по сравнению с бериллием Ш1.
16*
243

ЛИТЕРАТУРА
1.	Фрндлякдер И* и др. МнТОМ, I965t № 3.
2.	Light Metal Age, 1967, N it, p. 39.
З- В о л A. IL Строение к свойства двойных металлических систем cbm
матгнэ, 1959.	4	3'
4.	Ксйкииузоку, Light Metal, 1966, v. 16, N 4, р. 17і	174
5.	Н а г о р с к а я Н. Д. и др. Известия АН СССР, Металлы, 1966, № 5
6.	Ф о м и н К. Н. и др. Технологическая пластичность алюминисвобепнл
лнсвомагакевьсх сплавов МнТОМ. 1967, № 2.
7.	В сб, «Волокнистые композиционные материалы». Иэд-во «Мир», 1967,
fl, Локшин Ф. Л., Коробов О. С. В сб. «Металловедение и терм»,
ческая обработка», вып. V. Изд-во «Машиностроение», 1968.
9.	Локшин Ф, Л», Коробов О. С. МиТОМ, 1966, N? 9.
10.	Feller-Kniepmeier, D е t е г t К.» Thomas L. Z. Me*
tallkunde, 1964, Bd 65, H 2.
Metal progress, 1967, V* 91, K« 2, p. 91—95.
12, Вестник АН СССР, 1968, М» 8, c. 95^—10S-

Часть вторая
СПЕЧЕННЫЕ
АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
Глава IX
АЛЮМИНИЙ, УПРОЧНЕННЫЙ ЧАСТИЦАМИ
ОКИСИ АЛЮМИНИЯ (САП)1
САП — алюминий, упрочненный частицами окиси алюминия
(спеченная алюминиевая пудра). Способ получения САПов был
открыт и перноначально развит Цеерледером И, 21 и Р. Ирманом
13—5]. Он заключается в холодном, а затем в горячем брикети¬
ровании тонкого окисленного алюминиевого порошка (пудры) и
последующей деформации (ковке, прессовании, прокатке) горяче-
прессованных брикетов.
В настоящее время в СССР находят применение несколько
марок САП, различающихся по содержанию окиси алюминия
(табл. 70).
7АВЛИЦА 70
МАРКИ САПа И СОСТАВ АЛЮМИНИЕВОЙ ПУДРЫ
ДЛЯ СПЕКАНИЯ
Мефкв
Марка
ХнияческкП состав, %
Содержание
материала
пудры
акт ионий А]
А1,0„
Fe
жира, %
САП-1
АПС-І
94
6-9
0.2
0,2
САП-2
АПС-2
91
Более 9 до 13
0,2
0,25
0,25
САП-3
АПС-3
Ост,
Более 13
до 18
0,25
САП-4
АПС-4
Ост.
Более 18
до 23
0,25
0,30
Для изготовления САПа выпускаются четыре сорта пудры
АПС (алюминиевая пудра для спекания) (табл, 1), которую полу¬
чают из алюминия A0Q, содержащего по ГОСТу примеси до
0,16% Fe и до 0,16% Si.
Получение пудры
Пудру АПС (алюминиевую пудру для спекания) получают
размолом в шаровой мельнице порошка, приготовленного распыле¬
нием жидкого алюминия в атмосфере азота с регулируемым
1 Авторы: И. Н. Фридляндср, Б. И. Матесеев, М. Г. Степанова. Н. Д. Цабров,
245

Содержанием кислорода. Технология изготовления пудры описані
М. Г. Степановой, Е. М. Лекаренко и др. [6, с, 17].
Важным технологическим фактором, влияющим на процесс
помола, является добавка жира (стеарина). Стеарин облегчает
Рис. 117, Частички алюминиевой пудры АПС после распыления (а),
размола (б) и комкования (а)
скольжение частичек и препятствует их свариванию между собой.
Кроме того, он действует как поверхностно активное вещество
и способствует дроблению алюминия [7]. В процессе подгола
изменяется форма и размер частиц (рис. 117) [8, с. 23] и структура
алюминиевой матрицы 19, с. 198]. Каждая частица покрывается
тонким слоем окиси. Распыленный пульверизат содержит 0,5—
246

1,0%, а пудра АПС — до 18—23% окиси алюминия. На рис. 118
показано изменение характеристики пудры в процессе размола
с добавкой 1% стеарина [9, с. 98]. Общее время размола 45 ч.
Остаток на сите резко уменьшается через 17 ч в результате сплю¬
щивания я дробления частиц. Насыпная масса пудры заметно
снижается, но через 15 ч помола постепенно возрастает благодаря
более плотной упаковке частиц. В дальнейшем наряду с утонением
частиц происходит - их уширение и остаток на сите через 20 ч
возрастает, а насыпная масса
еще более увеличивается. После
20 ч вновь усиливается процесс
разрыва тонких порошинок,
остаток на сите уменьшается и
достигает минимальных разме¬
ров через 35—40 ч. После 40 ч
помола в результате постепен¬
ного улетучивания стеарина
происходит интенсивное свари¬
вание частиц между собой; об¬
разуются конгломераты из пер¬
воначальных мелких плоских
частиц (рис. 117, а). Если в мель¬
ницу было введено меньше стеа¬
рина, интенсивное комкование
(сваривание) наступает быстрее.
Содержание окиси алюминия
в процессе помола непрерывно
возрастает (см. рис. 118), причем
оно остается практически посто¬
янным для комкованных частиц
всех размеров (табл. 71). Основ¬
ная масса пудры (см., работу
М. Г, Степановой, Л. А. Саруль,
Р. В. Нестеренко) [9, с. 192] через 13 ч размола со стеарином в ко¬
личестве 0,2% состоит из порошинок размером менее 45 мкм, т. е.
достигла минимального размера, 20% частиц имеет размер более
80 мкм и около 1 % более 500 мкм. Однако и крупные частички
содержат 4% А1203, т. е. представляют собой конгломерат мелких
частичек.
Следовательно, количество окиси алюминия в пудре опре¬
деляется в основном ее содержанием у первоначальных частиц.
Тем не менее процесс комкования имеет важное прикладное зна¬
чение: образующаяся при этом так называемая тяжелая пудра
с насыпной массой более 1,0 гісм* существенно упрощает опера¬
цию брикетирования по сравнению с пудрой, имеющей насыпную
массу 0,2 гісм3,
Сам механизм сваривания частиц объясняется взаимной
диффузией атомов алюминия сквозь трещины в окисной пленке
247
Рис. 118. Изменение характеристики
пудры в процессе размола:
I 5— содержанке А],0,; 2 — остаток на
сктс 0075, Э — яасыпкая масса

ТАБЛИЦА 7i
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ ПОРОШИНОК РАЗЛИЧНОГО РАЗМЕРА
(по М. Г. Степановой, Л. А, Саруль, Р. В. Нестеренко)
Размер
частиц, мкм
Колнчрство,
%
Содержание, %
актняиыА А|
А1,Од •
F*
миры
0—45
50 ‘
95,5
4.2
0,08
0,26
45—80
24
96,7
3.2
0,08
0.17
80—150
22
96,4
3,5
0,08
0,13
150—250
2
96,4 ;
3,5
0.08
0,12
250—500
t
96,4
3,4
0,08
0,17
Более 500
1
95,8
3,8
0,09
0,32
4 Определяется по формуле А1.0, = 100 — (активный А1 -+■ жиры + Fe), %.
двух соседних частиц, совместно деформирующихся и разогре¬
вающихся под ударами шаров мельницы.
Рентгеновское исследование размеров областей когерентного
рассеяния (ОКР) и микродеформаций пудры АПС показало (9,
с. 198; 12], что с увеличением времени размола ОКР уменьшается
от 2000 до 300 А:
Время размола, ч 		 9	21	28	43
Размер OKP-I0-*, см 	 0,2 0,05 0,04 0,03
Величина микроискаженнй, 10“1	• • . 19,5	8,7	20,5 23,0
Микропскажения вначале растут, а затем уменьшаются, дости¬
гая минимума при размоле в течение 21 ч. Затем вновь наблю¬
дается рост микроискаженнй через 30—40 ч помола.
Очевидно, при увеличении времени размола и степени дефор¬
мации плотность дефектов растет, следовательно, повышается
величина микроискаженнй и уменьшается размер областей коге¬
рентного рассеяния. Дислокации накапливаются, а их выходу из
частиц пудры препятствует образующаяся на поверхности окись
алюминия. Затем целостность пленки и порошка нарушается
вследствие механического воздействия или повышения плотности
дислокации, достаточной для развития скольжения, или увеличе¬
ния разности коэффициентов линейного расширения алюминия
и его окиси, что способствует растрескиванию пленки и разруше¬
нию частичек порошка при нагреве пудры в процессе помола.
Дислокации выходят из кристалла, плотность их уменьшается,
уровень мнкроискажений снижается. Размеры областей когерент¬
ного рассеяния тоже уменьшаются, так как эти размеры и размеры
отдельных порошинок близки между собой.
В работе ПО] указывается на неизменность размеров областей
когерентного рассеяния н уровня микроискажений для пудр
248

АПС-1, АПС-2, АПС-3 и холоднопрессованных брикетов, получен*
ных из пудр этих марок:
Марки пудр		 * •
Размер областей когерентного
АПС-1
АПС-2
АПС-3
рассеяная* А
4S0—500
350-400
3D0
Наибольший уровень микроиекажений <е2>	порядка 25*10 4
соответствует марке пудры АПС-3 (15,6% А12Оа) в сравнении
с АПС-1, АПС-2, где <e2>V* —15,0-10“4.
Пленка, образующаяся на пудре АПС, по данным многих
работ, представляет собой тригидрат окиси алюминия (гидраргил-
лит) А120а-ЗН20 [6, с. 77; И—161. Трнгидрат окиси алюминия
устойчив при температурах ниже 150° С; при более высоких на¬
гревах он превращается в моногидрат (бемнт) и в дальнейшем
в безводную окись алюминия AIjOj-ЗНїО —■»А1г03-Н20—»
—*у-А12Оа (А. И. Литвинцев 16, с. 771). Переход в моногидрат
окиси происходит в интервале 175—400° С и в у-А)203 в интер¬
вале 450—600°.С [16, 17]. Температурная область существования
у-А1 j,Oj соответствует 600—900° С Ц81.
В процессе превращения аморфной окиси в кристаллическую
фазу у-А1гОа с г. ц. к. образуется промежуточная фаза у'-А12Оз,
которая имеет решетку г. ц. к. с межатомным расстоянием 3,95 А,
но менее упорядоченным строением [18, 19]. у-А1,Оа харак¬
теризуется значительной гигроскопичностью и может впитывать
большие количества влаги. Согласно работам [19, 20], образова¬
ние эпитаксиальной у-окисной пленки на алюминии сопрово¬
ждается закономерным ее растрескиванием по плоскостям пре¬
имущественного скольжения кубической решетки, при этом
характер растрескивания определяется структурой алюминиевой
подложки. При нагревах кристаллизационная и адсорбированная
влага разлагаются, приводя к увеличению содержания в металле
окиси алюминия и водорода. Дополнительно насыщение водоро¬
дом происходит в результате разложения остатков жиров [21,
с. 270, 221.
Чем выше содержание окиси алюминия в пудре (т. е., чем
больше суммарная площадь элементарных частиц), тем больше
объем адсорбированных паров воды и газообразных продуктов
от разложения стеариновой кислоты (рис. 119).
Исследование зависимости степени дегазации пудры и холодно¬
прессованных брикетов от температуры нагрева и кинетики газо-
выделения показало, что при нагревании материала до 700° С
имеются два температурных участка интенсивного газовыделения:
при 370—420 и 580—620° С (рис. 120). Первый максимум газовы-
деления связан с разложением стеариновой кислоты, а второй —
гидроокиси алюминия с отделением двух молекул воды, при
взаимодействии которых с алюминием выделяется водород, о чем
уже говорилось ранее [13].
249

Наряду с окисью алюминия и водородом в пудре обнаружены
включения А14С3 и AIN [23 J. Карбиды появляются в результате
разложения стеариновой кислоты, они представляют собой срав¬
нительно крупные пластинки с гексагональной решеткой, име¬
ющие большие размеры, чем включения окиси алюминия. Ни¬
триды образуются при нагреве пудры перед спеканием; содержа¬
ние азота может достигать 0,2% при нагреве пудры на воздухе
и 0,005—0,02% при нагреве в вакууме [22].
В процессе помола при применении стальных шаров в пудре
встречаются выкрашивающиеся частицы железистых составля-
Рис. 120. Влияние температуры
нагрева на степень дегааапин (1)
н кинетику газовыделсния (2) (по
И. Н. Фридляядеру, Н. И. Колоб¬
неву, М. Г. Степановой)
ющих, которые выявляются на
готовых изделиях в виде черных
точек. Включения механически
примешанного железа н его со¬
единений могут удаляться магнитной сепарацией [24, 25], хотя
это резко понижает выход годного [21, с. 217].
В работах П. В. Кишнева [21, с. 270], А. А. Борзунова,
М. Г, Степановой [9, с. 231] и других авторов [26, 27] изучено
влияние нагрева пудры на свойства брикетов и готовых полу¬
фабрикатов.
В результате нагрева пудры при 600—680° С пластичность
брикета резко возрастает (относительное удлинение повышается
с 0,2 до 5%), прочность несколько уменьшается, содержание га¬
зов, жиров снижается, концентрация окиси алюминия, плотность
и электропроводность брикетов возрастают [9, с. 231). Изменение
характеристик брикетов можно объяснить следующими причи¬
нами: частичным снятием нагартовки алюминиевой матрицы;
растрескиванием окисной пленки, нарушением ее сплошности
при образовании у-А1203; удалением влаги и жиров, в результате
чего уменьшается возможность образования пор и трещин при
последующих нагревах брикетов.
250
Рнс.419. Зависимость объема газа,
выделяющегося при экстракции
(<экстр= 760е Q из пудры АПС, от
содержания окиси алюминия (по
И. Н. Фридляпдеру, Н. И. Колоб¬
неву и М. Г. Степановой):
/ — суммарны Л объем газа; 3 — объем
газа нз*з« разложения ядсорбирован-
ноА и кристалл кэпа иоиноЯ воды; J —
объем газа разложен»к стеарино¬
вой кислоты; 4 — остаточков количе¬
ство стеаринової! кислоты в пудре

Брикетирование пудри и производство полуфабрикатов
Брикетирование может быть холодным (при комнатной тем¬
пературе) или горячим. Холодное брикетирование можно осуще¬
ствлять на гидростатических установках при давлении до 1500 am
или на гидравлических прессах (вертикальных или горизонталь¬
ных). Холодные брикеты, имеющие малую прочность и плотность,
следует подвергать горячему спеканию на гидравлических прессах
при температурах до 620° С и давлении до 70 кПмм2.
ТАБЛИЦА 73
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЕЧЕННЫХ ЗАГОТОВОК *,J% At,О»
(Б. И. Матвеев, В. Г. Коврпжных, Н. Д. Цабров)
Темпера¬
тур*
испит**
идя, ЛС
Диаметр
заготодок,
мл
ад, кГ/мм*
а, %
шах
mm
Среди,
шах
min
среди.
20
650
30.3
28.1
29,1
4,1
3,1
3,6
800
29,3
27,9
28,1
3,7
2,4
3,0
500
650
7.9
6.7
7,9
3,5
2.7
3.1
600
7,6
7,1
7,3
3,6
2.4
3,0

Наиболее распространено брикетирование с предварительным
нагревом порошка в печи с циркуляцией воздуха или: нейтральной
атмосферой до температур 600—
640° С [8, с. 231.
Предварительное холодное бри¬
кетирование целесообразно в случае
вакуумной дегазации, которую труд¬
но осуществлять при брикетирова¬
нии порошка. В то же время удале¬
ние влаги и газов существенно труд¬
нее происходит из спеченного мате¬
риала, чем из холодного брикета.
Заготовки, полученные непосред¬
ственно из нагретых порошков, спе¬
ченные при давлении до 70 кГ/мма
и температуре до 620° С, отличаются
высокими механическими свойствами
(табл. 72).
Пудру можно нагревать до более
высокой температуры, чем брикет.
Нагрев брикета до температуры,
превышающей точку плавления алю¬
миния, приводит, в частности,
полос чистого алюминия,
** Я *1
.. ййЙ „
£>*&»?/
Рис, 12L Полосы свободного
алюминия в САПе [121. ХЗОО
к образованию в САПе
			, свободного от включений окиси
(рис. 121) [9, с. 23; 121, обычно температура нагрева порошка
251

равна 580—630° С, температура прессования САП 480—550° С.
Прессование порошков осуществляется при скорости истечения
8—10 мімин и при деформации выше 90%. У прессованной за¬
готовки предел прочности повышается на 2—3 кГІмм*, а
удлинение возрастает в 2 раза 18, с. 581. Лист может быть получен
рулонной и карточной прокаткой. Горячая прокатка проводится
при 450—500° С, температура конца прокатки не выше 250—300° С.
Из САПа производятся также поковки, штамповки, трубы,
проволока, фольга. Штамповки можно получить непосредственно
нз брикета, исключая операцию прессования прутка [9, с, 2491
Структура и свойства САПа
После холодного брикетирования структура выявляется в виде
сот нз окиси алюминия, заполненных алюминием (своего рода
каркасная структура) (рис. 122). Прочность такого материала
невелика и он рассыпается при обработке его резанием, но срав¬
нительно хорошо выдерживает нагрузки при температурах, зна¬
чительно превышающих точку плавления алюминия (рис. 123)
252

[9, с. 181]. По мере нагревов и деформаций каркас дробится
и при достаточно большой степени деформации САП он представ¬
ляет собой алюминиевую матрицу с включенными в нее более
или менее равномерно распределенными чешуйками окиси алюми¬
ния [8, с. 16; 27—29] (рис. 122, б, в). При увеличении содержания
окиси алюминия прочность и предел текучести САПов растут,
достигают максимума и снижаются, удлинение и электропровод¬
ность уменьшаются непрерывно, твердость непрерывно возрастает
(рис. 124) [30]. Изменение прочности, поданным И. Н. Фридлян-
дера [9, с. 181], может быть описано эмпирической формулой
Рис. 123. Осадка образцов из САП с 15% АЬ09 под на¬
грузкой 5,5 кГ/мм1 в зависимости от продолжительности
испытания при 800°С (И. Н. Фрндляндер, Б. И. Матвеев,
Л. И. Антоненко):
1 — горлчехгтгна* полоса; 2 — гор я л с прессован ни и брикет;
$ — холодно прессой лини ft брикет
а» ~ А! 4* С10 — Q>0a, где ав д] — прочность чистого алюми¬
ния; 0 —содержание окиси; Ct и Сг — коэффициенты. На вос¬
ходящем участке кривой прочности может быть построена зави¬
симость прочности от обратного расстояния между частицами
окиси алюминия [8, с. 13; 29] (рис. 125). Б ряде работ при этом
получается прямая пропорциональность, что в общем удовле¬
творяет критерию Орована [33]. Согласно данным Орована, как
известно, скольжение дислокаций, встречающих жесткие частицы
второй фазы, требует дополнительного напряжения, чтобы дисло¬
кационные линии выгибались в виде полуокружности между
частицами и могли проходить между ними, оставляя на них кон¬
центрические дислокационные петли [331. Расстояние между
частицами окиси в полуфабрикатах из САПа оказалось примерно
соответствующим толщине первичных порошинок в пудре АПС.
Вместе с тем нельзя не отметить, что определение расстояния
между частицами сложный - процесс, который следует дополни¬
тельно исследовать; при увеличении содержания окиси алюминия
свыше 25% прочность снижается, что также требует объяснения.
По данным работы [101, прочность САПов зависит не только
от расстояния между частицами окиси алюминия, ко в опре-
233

деленной степени зависит также от блочной структуры алюминие¬
вой матрицы. Данные рентгеновского исследования (анализ
полюсных фигур и расчет областей когерентного рассеяния)
показали, что с увеличением степени деформации размер областей
когерентного рассеяния увеличивается. Это повышение можно
связать с разогревом материала при его обжатии.
Возрастание степени деформации, как показали работы
В. Г. Коврижных и др. [21, с. 217], повышает предел прочности
САПа. Уровень микроискажений на листах низкий, что связано
Рис* 124. Зависимость свойств САПа
от содержания окиси алюминия [30]
с большой способностью алюминие¬
вой матрицы к релаксации напря¬
жений.
Рис. 125. Зависимость предела
прочности САШ от обратного
расстояния между частицами
окиси 1 fd £9Р с. 13]:
/ — лрх 20° С; 2 — при 300° С;
3 — прм 500е С
Влияние различных степеней деформации холоднокатаных
листов САП-1 (7,8% А12Оа) на размер ОКР и микроискажений
[10] приведено ниже:
Степень деформация %	..........	60	68	84
Размер (ЖР-І0-4, ем	 0.08 0,10 0,10
Величина мнкроисяажений>10"*, см .....	8,9	10,3	13,3
Другая теория о пределе текучести матрицы, содержащей
прочные частицы второй фазы, развита Анселлем и Ленелем [291
и применена ими к САПу [34]. По их мнению, заметное пласти¬
ческое течение будет достигнуто при разрушении частиц второй
фазы. Однако в настоящее время нет убедительных доказательств
разрушения частиц окиси алюминия при деформации САПа.
Согласно данным работы [35], в процессе пластической де¬
формации САПа дислокации либо обходят частицы у*А1*Оа,
либо задерживаются на них.
Представляет интерес сравнение свойств САПа и стареющих
алюминиевых сплавов в разной стадии старения — в случае
254

упрочнений их зонами Гинье—Престона к частицами метаста¬
бильных фаз, т. е. в зонной и фазовой стадии старения [9, с. 316;
36—381. Для зонного старения характерны пониженное значение
предела текучести, большой разрыв между пределом прочности
И пределом текучести, отношение oro.a/ffat как правило, менее
0,6—0,7. удлинение велико, обычно не менее 12—15% [9, с. 316;
37; 38]. Пониженный предел текучести сплавов в зонной стадии
старения объясняется тем, что.зоны не оказывают существенно
большего сопротивления движению дислокаций, чем матрица,
дислокации пересекают зоны, а не огибают их [33]. При фазовом
старении, когда упрочнение создается дисперсными частицами
метастабильных фаз, предел текучести вплотную приближается
к пределу прочности {сг0>г/стэ = 0,8—0,95), относительное удли¬
нение снижается до 5—7% за счет снижения равномерного удли¬
нения, прочность достигает максимальных значений [9, с. 316;
37; 38]. Высокие значения предела текучести вызваны зна¬
чительно большим сопротивлением движению дислокаций частиц
метастабильных фаз, огибаемых дислокациями, образующими
вокруг них многочисленные дислокационные петли [33].
По соотношению механических свойств САП близок к старею¬
щим алюминиевым сплавам в фазовой стадии старения (табл. 73).
ТАБЛИЦА 73
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ Дів (А1— Cu-Mg),
АДЗЇ (Al—Mgr—SI) И САП
Сплав
Вид
старения
кГ/.им*
•W0.
в» %
Діб, ЛИСТ	* -
Зонкуе
29
44
0,66
19
Фазовое
40
45
0,69
6
АДЗЗ, профиль - - * •
Зонное
11
16
0,61
15
Фазовое
23
26
0,89
6
САП-3 (7% А1*03), пруток
САП-2 {10% АіД)і пру-
—
25
30
0,83
9
ток * * - ■ ■
САП-3 (13% АІ.Рз). пру-
—
30
35
0,86
7
ТОК • • ■ • »
—
32
40
0,80
5
Поданным И. H. Фридляндера [9, с. 181], подобно стареющим
алюминиевым сплавам в фазовой стадии старения упрочнение
САПов объясняется, по-видимому, сопротивлением частиц окиси
алюминия движению дислокаций, огибающих частицы и образую¬
щих вокруг них дислокационные петли. Соотношение предел
текучести—расстояние между частицами окиси должно быть
дополнительно уточнено. Вместе с тем между частицами мета¬
стабильных фаз, образовавшихся в структуре стареющих алю¬
миниевых сплавов при фазовом старении, и частицами окиси алю¬
миния в САПе имеется и огромное различие. Метастабильные
255

фазы образуются в результате диффузии атомов легирующих
элементов (меди, магния, цинка и т. д.) в твердом растворе, их
первоначальной группировки в зоны Гпиье—Престона; после¬
дующего частичного растворения зон и, наконец, возникновения
ыетастабильных фаз из перегруппировавшихся зон или непосред¬
ственно из твердого раствора. При дальнейшем повышении тем¬
пературы и времени выдержки мелкие метастабильные частицы
вновь растворяются, а более крупные еще более увеличиваются
в размерах, идет процесс коагуляции частиц ыетастабильных
фаз и, в конце концов, их превращение в стабильные частицы.
Вследствие всех этих сложных процессов кривая изменения проч¬
ности стареющих сплавов с повышением температуры имеет на
графике сложную зависимость. До тех пор, пока частицы мета-
стабнльиых фаз сохраняют относительную устойчивость, старею¬
щие алюминиевые деформируемые сплавы характеризуются срав¬
нительно высокой прочностью в определенном температурно¬
временном интервале. Когда при дальнейшем повышении темпе¬
ратуры начинается процесс коагуляции (укрупнение метаста-
бкльиых частиц) и их превращение в стабильные фазы, прочность
стареющих алюминиевых деформируемых сплавов катастрофи¬
чески снижается.
Совсем по-иному ведут себя частицы окиси алюминия в САПе.
Кислород не растворяется в алюминии. Поэтому и растворение
в твердой алюминиевой матрице имеющихся частиц окиси алю¬
миния, изменение их формы и размеров (коагуляции с помощью
диффузионных процессов через алюминиевую матрицу) можно
практически исключать. Именно отсутствие диффузионного вза¬
имодействия между частицами через алюминиевую матрицу яв¬
ляется причиной исключительно высокой термической СТОЙКОСТИ
САПов, в этом отношении они близки к сплавам алюминия с бе¬
риллием.
Зависимость прочности САПов от температуры на графике
представлена прямой линией в большом температурном интервале:
от —196° С до точки плавления (рис. 126). По-видимому, прямо
пропорциональная зависимость сохранится в интервале температур
жидкого водорода и гелия. Тогда, с некоторой условностью, можно
считать, что прочность САПа при любой температуре опреде¬
ляется по уравнению [9, с. 181]
ааГ
„ Д’В. ж. и (Туп — 7*исп)
Гил “ Тж. в.
*
где	<тиТ — прочность при температуре испытания Т, кГ1ммг\
сгв. ж. я — прочность при температуре жидкого водорода,
кГ/ммг;
Тп„, Тцср, Тж, в — температура соответственно плавления, испы¬
тания и жидкого водорода, "К.
Точка плавления САПа принимается равной температуре
плавления алюминия (ббв” С). Хотя САП сохраняет неизменность
256

формы и выше этой температуры, что объясняется не повышением
температуры плавлення металла, а действием сил поверхностного
натяжения, брикет после холодного прессования, в определенной
степени сохранивший скелетную структуру из окнсных пленок,
оказывает большее сопротивление нагрузкам при температуре
выше точки плавления алюминия (см. рис.'123), чем хорошо про-
деформированные полуфабрикаты из САПа.
Рис. 126. Температурная зависимость механических свойств
САПа и стареющих алюминиевых сплавов:
	да 		Е: —. — .	А: I - САП-І; 3 ~ САП-4;
■	3 — Д1АТ; 4 — В95
Способность САПа сопротивляться нагрузкам выше точки
плавления алюминия дала основание для так называемой каркас¬
ной теории САПа. Согласно этой теории, жаропрочность полу¬
фабрикатов САПа объясняется наличием непрерывного каркаса
(скелета) из окиси алюминия, которому, естественно, не опасен
нагрев до 500—600° С любой длительности. Однако, как указы¬
вает И, Н. Фридляндер, каркасная теория не выдерживает кри¬
тики по ряду причин:
1)	прямая изменения прочности САПов с повышением тем¬
пературы стремится практически к нулю в точке плавления алю¬
миния, а не окиси алюминия (2050° С);
2)	при содержании 15—2096 окиси алюминия прутки из САПа
имеют прочность порядка 40—45 кГІмм*, прочность простран¬
ственного скелета из окиси алюминия должна составлять при
17 Алюминиевые сплавы	257

этом 400—450 кПмм*, что мало вероятно; прочность при комнат¬
ной температуре холоднопрессованного брикета нз САП значи¬
тельно ниже, чем прочность деформированных полуфабрикатов,
у которых каркас должен быть явно более разрушен к, следова¬
тельно, менее прочей;
3)	хотя длительные нагревы при повышенных температурах
в общем мало изменяют прочность САПов, тем не менее наблю¬
дается определенное снижение прочности и очень заметное повы¬
шение пластичности, особенно холоднокатаных листов, суще¬
ственно улучшается их штампуемость, что, по всей видимости,
связано со снятием нагартовки матрицы.
Длительная прочность САПа существенно снижается с уве¬
личением времени выдержки даже при таких сравнительно низких
(для скелета нз окиси алюминия) температурах, как 300—400° С.
Указанные причины не согласуются с каркасной теорией, хотя
в брикетах каркасный скелет и играет, очевидно, определенную
роль в упрочнении материала.
Представляет интерес рассмотрение температурной зависимости
относительного удлинения САПов и стареющих алюминиевых
сплавов (см. рис. 126). У САПа повышение температуры от тем¬
пературы жидкого водорода до точки плавления алюминия вызы¬
вает монотонное снижение относительного удлинения, у стареющих
алюминиевых сплавов при повышении температуры выше ком¬
натной оно возрастает. Подобное поведение САПа трудно объ¬
яснить (9, с. 671. Следует, однако, обратить внимание, что у ста¬
реющих алюминиевых сплавов с понижением температуры ниже
комнатной вплоть до температуры жидкого водорода удлинение
также повышается. Согласно данным работы [39], определяющим
фактором деформационного упрочнения чистых металлов, проис¬
ходящего при температуре термического возврата, является по¬
перечное скольжение дислокаций. При понижении температуры
вероятности поперечного скольжения дислокаций уменьшаются,
металл в процессе деформации более энергично упрочняется и
приобретает большее равномерное местное удлинение.
Такое поведение характерно для всего температурного интер¬
вала, где структура сохраняет достаточную стабильность: для
стареющих алюминиевых сплавов — ниже комнатной температуры;
для САПов — от температуры жидкого водорода до точки плав¬
ления! алюминия. Выше комнатной температуры у стареющих
алюминиевых сплавов интенсивно проходят процессы распада
твердого раствора, возврата л рекристаллизации, что и приводит
к появлению минимума, примерно соответствующего комнатной
температуре на температурной кривой удлинения.
Способность САПа к рекристаллизации проявляется лишь
в небольшой степени и в локальных объемах [6, с. 88; 10; 40—451,
Это связано как с тормозящим действием частиц окиси, так н
с общим ячеистым строением матрицы, напоминающим первичные
порошинки пудры. Следовательно, структура САПа представляет
238

собой нагартованную алюминиевую матрицу ячеистого строения,
упрочненную нерастворимыми частицами окиси алюминия. Во¬
просы упрочнения алюминиевой матрицы другими, кроме окиси
алюминия, нерастворимыми частицами, а также растворимыми
фазами в данной статье не рассматриваются.
Кинетика рекристаллизации САПас 1,75 иЗ% A!?Os описана
в работе [461. В работах [41, 43] приведены данные об образо¬
вании чрезвычайно грубозернистой структуры в САПе с низким
содержанием окиси алюминия. Авторы работ [9, с. 217; 41 ]
делают вывод, что в САПе с 8% А1гОа рекристаллизации не про¬
исходит.
Из-за слабого роста частиц ввиду специфичного строения
алюминиевой пудры исследование рекристаллизации в САПе
обычным методом (уколов) [9, с. 198; 41] затруднено, поэтому
С. С. Гореликом [45] был использован метод полюсных фигур.
На САПе с 4% А140, [40, 451 было показано, что процессы фор¬
мирования зародышей рекристаллизации и их рост разделены
температурным интервалом.
Текстура деформации заменяется текстурой рекристаллизации
при температуре 200—225° С, т. е. идет первичная рекристалли¬
зация, но зародыши остаются малыми (линии на рентгенограммах
сплошные). Рост зародышей (и соответственно разупрочнение)
оказывается сдвинутым в сторону более высоких температур —
к 400е С.
Авторы работы [10] на основании рентгеновских исследований
(анализ полюсных фигур и расчет областей когерентного рассея¬
ния) утверждают, что структурные изменения на листах из САП-1
(7,5% А1а04) при степени деформации 5=70% происходят при
нагреве на 300® С в течение 100 ч. Протекает первичная рекристал¬
лизация, увеличивается размер областей когерентного рассеяния
и происходит их переориентировка по сравнению с исходным
(деформированным) состоянием. Собирательной рекристаллизации
в смысле появления новых зерен размером 1—10 лсклх не происходит.
В листах САП-2 (—10% А1гО„) укрупнение областей когерент¬
ного рассеяния происходит при t > 420° С [44].
Влияние длительного нагрева на тонкую структуру листа
из САП-1 (7% А1аОз), степень деформации 80%, по данным
И. Н. Фридляндера, М. Г. Степановой, И. Н. Смирновой при¬
ведено ниже:
Режим нагрева 	 Без нагрева 300® С 100 ч
Размер ОКР-10'4, см ....	0,15	0,2
Величина микроискажений-10"4, см 8,7	—
Сопоставляя данные работ [44 и 45], можно сделать вывод,
что структурные изменения при нагреве САПа происходят при
более высоких температурах по мере увеличения содержания
окиси алюминия (и, следовательно, уменьшения расстояния между
окисными частицами).
17*
259

Механические свойства САП
Свойства полуфабрикатов из САП зависят не только от содер¬
жания окиси алюминия, но и от вида полуфабрикатов и режима
отжига брикетов (или пудры).
По данным П. В. Кишнева 121, с, 2701, А. А. Борзунова,
М. Г. Степановой [9, с. 231, нагрев пудры перед брикетированием
(или горячее брикетирование) обеспечивает получение однородной
структуры, а также сохранение высокого уровня свойств при
повышенных температурах. Высокотемпературные (620—680° С)
отжиги холоднопрессоваиных брикетов приводят к образованию
ТАБЛИЦА 74
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПОЛУФАБРИКАТОВ
ИЗ САП
(долевое направление)
Марка
САПа
Вид ролу-
фа Брнката
Содержа¬
ние А]-О*
%
Темпе¬
ратура
нспы-
тэяиА,
°С
°в,
кГ/мм*
кГ/Ммя
6, %
ИВ.
кГ/л*1
САП-1
Прутки
6-9
20
26-30
20—24
8—12
85
Н ПОЛОСЫ
100
24—26
17—20
6—10
200
18-20
15—17
4—8
300
16—18
12—И
3—7
400
10—11
9—И
3—7
500
5—7
5—6
2—6
САП-1
Листы
20
32—34
1 о
со
1 1
00
сч
3—4
lf5 AIM
100
22—26
—
4—6
200
J7—20
—
10—12
300
9—12
—
10-14
400
4—6
—
6—8
5Q0
3-4
—
6—8
САП-2
Прутки
9—13
20
32—36
21—25
6—8
100
И ПОЛОСЫ
100
28—30
20—22
6—8
200
22—26
18—20
4—6
300
17—18
15—16
4—6
400
12—13
11—12
3—6
500
8—9
8—9
2—3
САП-3
Прутки
13—IB
20
38—45
32^36
3-6
120
И ПОЛОСЫ
100
34—38
26—28
4—6
200
26—32
24—26
4—7
300
19-21
14—16
4—7
400
14—16
11—12
3—6
500
10—12
8—10
2—4
САП-3
Штамповки
13—15
20
37—39
32—33
6
ПО
350
12—13
10—И
8
500
7—8
5-6
6
260

в материале областей, свободных от окиси алюминия, и, в конечном
итоге, к разбросу механических свойств.
Типичные механические свойства полуфабрикатов нз САП
приведены в табл. 74.
Предел прочности холоднокатаных листов при комнатной
температуре на 3—5 кГ/мма выше, чем прессованных прутков,
при том же содержании А12Оа, однако относительное удлинение
20 №	500 500 ЮО 300 500 W0 300 500 WO 300 500
W
Рис. 127. Механические свойства листов из катер нала САГМ в яависи-
мости от степени деформации при холодной прокатке (21, с. 217):
1 — вдоль Прокатки? 2 — поперек прокатки
при этом вдвое ниже. При температуре 350—500° С предел прочно¬
сти листов на 3—5 кПмм1 ниже, чем прессованных полуфабрикатов.
При комнатной температуре холоднокатаные листы имеют
анизотропию свойств, причем предел прочности образцов, выре¬
занных вдоль прокатки, на 2—3 кГ!мм% ниже, чем образцов, выре¬
занных в поперечном направлении. При температурах 300—
500° С подобной анизотропности свойств не наблюдается Анизо¬
тропия свойств у горячекатаного листа практически отсутствует.
Свойства листов из САП-1 в зависимости от степени деформации
при холодной прокатке (рис, 127) изучены В. Г. Коврижных,
261

Б. И. Матвеевым, А. А. Воробьевым [21, с. 217 J. При сте¬
пени деформации до 70% предел прочности непрерывно растет
(прирост составляет около 6 кПмлг). При дальнейшем повышении
степени деформации dt 70 до 90% существенных изменений пре¬
дела прочности не происходит. При повышении степени холодной
деформации свыше 90% предел прочности существенно снижается,
но остается выше, чем у горячекатаного материала. При 100° С
значения предела прочности (независимо от степени деформации)
ЮО 200 Ж т 500	50Q tx
Рис. 128. Влияние температуры нагрева на свойства полу¬
фабрикатов из САПа при комнатной температуре:
і “ тсрлодкоиятаїшП лист на САП-1 (выдержка при температуре
отжига 24 *); 2 — прессоваяиыП пруток САГИ (выдержки
Температуре отжига 100 чу, 3 — прессованный пруток САП-3
(выдержка при температуре отжига ! 00 ч)
остаются на уровне значений, полученных при испытании горяче-
катаного листа при 100° С. При температурах 200—500° С наблю¬
дается снижение предела прочности тем в большей степени, чем
выше степень деформации при холодной прокатке.
Длительные (до 20 000 ч) нагревы при температуре до 350° С
не влияют на свойства полуфабрикатов из САПов. Аналогичные
нагревы до 500° С не действуют на структуру и свойства прессо¬
ванных полуфабрикатов, так как они не подвергались наклепу
(рис. 128).
При нагреве холоднокатаных листов выше температуры 450° С
наблюдается понижение прочности и существенное возрастание
пластичности при комнатной температуре и увеличение прочности
при повышенных температурах (400—500° С), что связано со
структурными изменениями, описанными ранее.
Предел прочности при 500° С листов (степень холодной дефор¬
мации 68%) после отжига при 650° С в течение 1 н повышается
в два раза (21, с. 217].. Такое возрастание прочности Товнер (47)
связывает с уменьшением числа вакансий и'дислокаций. Согласно
262

[47]. при холодной деформации увеличивается количество несо¬
вершенств в единице объема кристаллической решетки, возникают
дополнительные вакансии, которые концентрируются в областях
матрицы, прилегающих к дисперсным частицам окиси алюминия.
Такое распределение дефектов кристаллической решетки, вероятно,
может облегчить возможность их переползания при повышенных
температурах в том случае, если тепловая подвижность атомов
высокая и тепловая активация при пластическом течении (испы¬
тание на разрыв) может иметь большое значение. При повышенных
температурах дислокации должны двигаться вокруг окисных
частице большой легкостью из-за высокой концентрации вакансий.
Поэтому холодная деформация снижает прочность материала
при температурах 350—500° С за счет прохождения процессов
полигонизации. В холоднодеформировамном листе во время высо¬
котемпературного отжига (650° С) количество дефектов кристал¬
лической решетки значительно уменьшается. Возможность пере¬
ползания дислокаций при меньшей плотности вакансий в отожжен¬
ном материале значительно затрудняется. Вследствие этого при
повышенных температурах предел прочности и, по-видимому,
текучести холоднодеформированного листа значительно воз¬
растает.
Предел текучести прессованных полос из САПа при сжатии
на 2—3 кГ/мм2 выше, чем при растяжении (табл. 75).
ТАБЛИЦА 7S
СВОЙСТВА ПРЕССОВАННЫХ ПОЛОС ИЗ САП
Марка
Темпара^
тура
испыта¬
ния, «С
При растяжении
Прн сжатии
я,
кГ/ди*
ffD-
кг/мл‘
4*°
1 **
й. %
Е,
кГ/мм*
CQ.±
кГ/мм*
САП-1
20
6000
28
16
10
7000
19
(6,5% АІА)
200
—
19
и
10
5600
14
САП-3
20
7400
39
25,5
4.0
7000
27
(15,8% АІА)
200
25,5
21.0
4.4
6500
23
Для листов нз САП-1 предел выносливости на базе 20ПО®
при пульсирующем растяжении при 20° С гладких образцов,
вырезанных в долевом направлении, составляет 8 кГІлім*, а образ¬
цов с отверстием (ак = 2,3) б кГІммг. Предел выносливости образ¬
цов, вырезанных в поперечном направлении, ниже, чем в про¬
дольном, и составляет для гладких образцов 6 кГ/млг, а для
образцов с отверстием 5 кГ/мм2.
Пределы ползучести н длительной прочности прессованных
полуфабрикатов САП приведены в табл. 76. Предел ползучести
листов из САП-1 при остаточной деформации 0,2% при 250° С
значительно ниже, чем у прессованного материала, Отжиг листов
263

ТАБЛИЦА U
ПРЕДЕЛЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ И ПОЛ1УЧЕСТИ
ПРЕССОВАННОГО МАТЕРИАЛА САП, к Г/мм*
Марка
Температура
испытания, *С
*100
*10СО
^0,2/100
°0,2/Ш
САП)
200
и
10
10
9
250
10
8
7
6,5
350
7
6
6
5,5
400
—
—
5
4
5Q0
4
3
3
-
САП-3
200
10
10
250
11
9
10
9
350
S
7
6
5
400
—
—
5
4
500
5
4
3,5
3
при 630° С а течение 3 ч повышает предел ползучести, в этом
случае offic, = 7 кГ/мм\
Пределы выносливости на базе 20*10® при пульсирующем
растяжении листа из САП-1 толщиной 1,5 мм приведены в табл. 77.
Материал САП сохраняет прочность после секундных нагре¬
вов до температуры 900° С (табл. 78).
ТАБЛИЦА V
СТАТИЧЕСКАЯ выносливость ПОЛУФАБРИКАТОВ
ИЗ САЛоа •
Марка,
содержание
AI*Gt
Вид
лолу фабриката
Темпера¬
тура, "С
<v
кГ(мм*
Уровень
напряжения
<wот °»
Число
ЦИКЛОН ДО
разрушения
САП-1
Лист толщиной
20
33,7
0,6
14144
(7,6% А1.,Оэ)
1,5 мм
0,5
25 013
0,4
59 200
САП-1
Пруток диаме¬
20
31
0.7
6 864
(6,0% А1А1
тром 25 мм
0,5
24 190
САП-3
Пруток диаме¬
20
38
0.5
16 452;
(14,5%
тром 120 мм
23 679
А1А)
250
22
0,5
31 412
• Определялась на образцах с отверстием ак = 2,6 прв пульсирующем цикле
6 — 12 циклов!мин.
264

ТАБЛИЦА 78
ВЛИЛ ННВ ПЕРЕГРЕВА НА СВОЙСТВА ЛИСТА ИЗ САП-1
(10. А. Бабин)
Температуре
Время
20® С
600* с
нагрева,
“С-
выдержки,
мин
сгв, кГ/ммш
а. %
<ГБ, К Г/ мм*
А, %
Исходное
состояние
—
32,4
6,8
4,7
6,0
640
30
27,9
16,0
60
27,6
19,3
—

300
27 Д
14,9
5,9
3.7
670
5
23,1
15,6
7,7
2,8
3,6
30
22,3
12,8
5,4
60
21,8
13,2
—
750
5
20.5
14,3
4,8
3,2
15
22,2
13,7
—
30
20,0
13,2
4,8
3,8
900
1
19,4
13,5
2,9
5
13,6
16,6
15
10.8
21,0
—
30
8,7
21,5
м
10,6
Влияние циклических нагревов изучено в работе \ Циклический
нагрев до 400° С снижает предел прочности САПа всего на 2—
3 кПмм* (табл. 79).
Способность материала к торможению начавшегося разрушения
оценивалась работой разрушения образца с трещиной при ударном
ТАБЛИЦА 79
механические свойства ЛИСТОВ ИЗ сап-1
ПОСЛЕ ЦИКЛИЧЕСКОЙ ТЕРМООБРАБОТКИ
(Ю. А. Бабин)
Темпера¬
тура
Цикла, «С
Число
циклон
°В‘
нг/мм*
V
кГ/мм»
а. %
Темпера¬
тура
цикла, “С
Число
циклов
у
К Г/ЛІ ж»
°олш
КГ/ММ*
а, и
350
350
100
1000
32.0
29.6
29.6
25,5
25,3
24,9
5.7
5.7
6,2
500
100
1000
26,6
24,4
20,6
20,4
8.2
3,2
600
100 1
1000
25,9
19,5
20,0 '
18,0
9,8
2,4
1 10. А. Б а б и и. Исследование термической стабильности САПа а условиях
изготовления и эксплуатации листовых материалов. Диссертация, МАТІЇ, 1969 г.
235

ТАБЛИилЮ
СОПОСТАВЛЕНИЕ РАБОТЫ РАЗРУШЕНИЯ ОБРАЗЦА С ТРЕЩИНОЙ
ПРИ УДАРНОМ ИЗГИБЕ ЛИСТА ИЗ САП-1 ТОЛЩИНОЙ 1.6 м*
И СПЛАВОВ ДІвТ-l И AM-J
(М. Г. Степанова, Б. А. Дроздовскин, Т. К. Зилова)
Марка
сплава
Свойства при растяжении
*ту
к Гм/см*
Однократное растяжение
“о-
кГ/мм*
««.*•
к Г/.tut*
%
0В'
кГ/м.и*
Д 1с,мм
лГм/си*
САГМ
31
27,8
5.7
0,82
26,9
17,0
0,88
Д16Т-1
44.6
37,0
7.0
0,56
36,2
6,2
0,85
АК4-1
38,8
34,7
5,7
0,70
36,5
13,0
1,34
изгибе (0,^), по величине разрушающего напряжения а и крити*
ческой длине трещины Д/с при однократном растяжении образца
шириной 200 мм с центральной трещиной 12 мм, а также ло
числу циклов при повторном нагружении такого же образца
максимальным напряжением цикла II кГ/мм* 19, с. 208; 541.
Работа разрушения образцов с трещиной ату при ударном
изгибе листа из САП-1 близка к величине сцу для сплава АК4-1
и выше величины ату для сплава Д16Т-1.
ТАБЛИЦА II
ВЛИЯНИЕ ДЛИТЕЛЬНЫХ НАГРЕВОВ НА СВОЙСТВА ПРИ РАСТЯЖЕНИИ
Н РАБОТУ РАЗРУШЕНИЯ ОБРАЗЦА С ТРЕЩИНОЙ
ПРИ УДАРНОМ ИЗГИБЕ ЛИСТА САП-1 ТОЛЩИНОЙ 1,6 мж
(no М. Г. Степановой и Б. А. Дроздовско.му)
Режим
нагрева
теипс^турв,
орекя, ч
1
Температура
испытания,
вС
ав, к Г/ми*
6. %
а,у. «Гя/са*
Без лагрева
20
33,5
4,0
0,82
175
20.2
9,3
0,75
250
16,0
10,4
1,09
500
3,5
9,5
1,69
250
1000
20
33,1
4,8
1,08
175
—.
—
1,04
250
15,7
13,0
1,18
500
3,6
11,0
1,66
250
5000
20
32,3
5,0
1,02
500
100
20
32,5
6,0
и 1
250
—
—
1,42
1
500
14,0
14,0
1,82
266

Разрушающее напряжение а и вязкость излома Gc при растя¬
жении широких образцов (200 мм) с центральной трещиной (12 мм)
из САПов выше, чем из сплава Д16Т-1, и ниже, чем из АК4-1
(табл, 80),
Нагрев при 250° С в течение 1000 ч и при 500е С в течение
100 ч не только не снижает, но даже несколько увеличивает работу
разрушения образца с трещиной при ударном изгибе яту, а кри¬
тическая длина трещины Д 1й при однократном растяжении широ¬
ких образцов с трещиной остается неизменной, при этом несколько
возрастает стойкость против развития трещины при повторном
нагружении (табл. 81).
При повышении температуры испытания до 175° С величина
работы разрушения образцов с трещиной при ударном изгибе
несколько снижается, а при дальнейшем повышении температуры
испытания до 500° С растет, несмотря на резкое понижение пре¬
дела прочности (см. табл. 79).
Очевидно, мельчайшие частицы окиси, имеющиеся в САПе,
препятствуют распространению трещины.
Коррозионная стойкость
Материал САП характеризуется высокой коррозионной стой¬
костью, практически равной коррозионной стойкости чистого
алюминия, и не склонен к межкрнсталлитной коррозии и корро¬
зии под напряжением [9, с. 208; 21, с. 2231. По снижению ов
и б, а также по потере массы при полном погружении в 3%-ный
раствор NaCl 4-0,1% НаО. САП вполне сравним с чистым алю¬
минием (табл. 82). Аналогичные результаты получены при испы¬
тании в естественной атмосфере промышленного района в течение
года (табл, 83).
ТАБЛИЦА S3
КОРРОЗИОННАЯ СТОЙКОСТЬ САП-1, ЧИСТОГО АЛЮМИНИЯ
И СПЛАВОВ ДІС
(Комиссарова В. С., Степанова М. Г., Фридляидер И. Н.)
До кор¬
розии
1
После
коррозии
Потерн. %
Потерн
Коррозионная среда
(время испытания)
Марка
сплина
т
ч
щ
ь *
о4
■О
-І
& *
«О
т
5
вС1
о *
Я
массы
после
корроамн.
3% NaCl+0.1%
АОО
САП-1
и.е
34
12,0
34,2
—
—
0,0008
НА
(7,5% A(sOj)
39,8
9
39J
8,8
—
VW-
0,0011
(2 месяца)
Діб
51,0
16,8
43,5
6,7
15
60
0,1081
Естественная ат¬
САП-1
32.8
15г3
32,0
15,3
2,0
.
Нет
мосфера (год)
Діб
51,0
16,8
44,2
13.4
13,4
20,9
0,00100
267

ТАБЛИЦА І)
ПОКАЗАТЕЛИ деформации ЛИСТОВ ИЗ САЛ-1
(М. Д. Кузьмичев, И. И. Пантюшцн)
Показатели деформации
Виды деформации
без отжига
после отжига при
630е С с эыдержкаЛ
3 ч
20е
3SO-5QO’ С
20* С
ЗсИ' С
Вытяжка • « ■ • • . *
1,88—1,95
1.8 ,
1,84
Отбортовка
—
1,45—1,60
1,45
1,45
Сферическая выдавка . ,
Гибка:
■—
0,26—0,33
0,25
0,24
вдоль волокла * - *
8S
(1,12—1,15)5
1.2S
1,0S
поперек волокла . «
6S
(1,12—1,15) S
I.2S
1.0S
Примечание. S — толщина листа.
Неблагоприятное влияние на коррозионную стойкость САПа
оказывает примесь механически примешанного железа, попадаю¬
щего в процессе размола алюминиевого порошка, так как железо —
активное катодное включение [21, с. 223]. Окись алюминия
тоже можно рассматривать как катодное включение, но отличаю¬
щееся незначительной эффективностью в 3%-ном растворе NaCI.
САП не нуждается в дополнительной защите от коррозии,
но для обеспечения удовлетворительной прочности сварных соеди¬
нений, выполненных точечной сваркой, САП плакируют спла¬
вами АД1 или Ачц [49—50]. Сплав АМц [50] нельзя исполь¬
зовать для изделий из САПов, применяющихся в жестких корро¬
зионных условиях (морской воде и т. д.), так как плакировка
из сплавов АМц служит катодом по отношению к САП (САП-1,
САП-2 и САП-3) в 3%-ном растворе NaCI и в растворе 3%
NaCI +0.1% Н*Ог [9, с. 2081.
Высокая коррозионная стойкость, свойственная САП, сохра¬
няется лишь при плакировании АД1 или сплавом алюминия
с 0,8—1,0% Mg.
По данным работы [48], при анодировании САПа необходимо
более высокое напряжение, чем при анодировании алюминиевых
сплавов, что вызвано наличием пленки окиси алюмшшя, пре¬
пятствующей образованию защитного покрытия.
Е. М. Зарецким, Б. А. Макаровым н другими авторами уста¬
новлены режимы сернокислого и хромовокислого анодирования
САПа для получения пленки толщиной 5 и 10 мкм. Отмечается,
что при наличии в САПе до 0,12% Fe анодная пленка толщиной
5 мкм имеет более высокие защитные свойства и большую эла¬
стичность, чем на плакированном дуралюмнне Д16ТВ.
Защитные свойства оксидных и анодных пленок сохраняются
при иагреве САПа при 250—500° С в течение 1 ч.
26В

Технологические свойства
При комнатной температуре из всех операций листовой штам¬
повки САП можно производить только гибку с радиусом кри¬
визны R = 8— I1S, где 5 —толщина листа. При нагреве до
420—470° С штампуемость листов из САП значительно повышается
н достигает штампуемости листов из алюминиевых сплавов АМц,
АВ, Д16 и др. в холодном состоянии. При указанных температу¬
рах аз листов САПа можно получить сложные детали путем гибки,
вытяжки, отбортовки и выдавки 16, с. 66]. На рис. 129 приведена
сводная диаграмма штампуемости листов из САП-1 толщиной
1-1,5 мм.
S3 1
73
S3 -
S3 ъ
45 Б-
33*
25
/■5
U
**
0.1
о
Рас. 129. Сводная диаграмма штампуемости на САП-1,
s— I —1,5 мм (Давыдов В. И.):
і — вдоль волокна; 2 — поперек волокна; гШІП — цишіиадьішЛ радиус
гкба; /СВЬ1Д пр — коэффициент въщ&вкп; *orf.np —- коэффициент отбор¬
товки; /СвцТж — коэффиален’т вытяжки
Высокотемпературный (600—630“ С) отжиг листов позволяет
производить листовую штамповку при комнатной температуре,
что очень важно для изготовления деталей из САПа в производ¬
ственных условиях, При этом показатели штампуемости листов
из САП-1 приближаются к показателям шталшуемости серийных
алюминиевых сплавов в отожженном и закаленном состоянии
(табл. 83).
Сварка
Характерная особенпость САПа—адсорбция огромного коли¬
чества влаги поверхностью частичек алюминия. Поэтому в САПе
содержится в несколько сотен раз больше газа, чем в обычных
алюминиевых сплавах [13, 36, 52]. Окисленная поверхность
очень прочно удерживает влагу. Основная масса гидроокиси
алюминия разлагается при 550—560° С, приводя к выделению
водорода и окислению металла. Водород так же, как и в обычных
алюминиевых сплавах, способствует образованию пористости
в полуфабрикатах. При сварке гидроокись разлагается и пре¬
пятствует получению сварного шва 136]. Для устранения этих
269

нежелательных явлений САП необходимо Хорошо дегазировать
в вакууме при температурах, близких к точке плавлення алюми¬
ния. Дегазированный САП (содержание водорода 3—5 см31100 г
металла) сваривается аргоио-дуговой сваркой 18, с. 111, 141,
148; 21, с. 254; 49—51; 531. Прочность сварных соединений
таблица м
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И ВРЕМЕНИ НАГРЕВА НА ПРОЧНОСТЬ
СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ПЛАКИРОВАННОГО ЛИСТА ИЗ СПЛАВА
САП-1. ВЫПОЛНЕННЫХ АРГОНО-ДУГОВОЙ СВАРКОЙ
ПРИ ТЕМПЕРАТУРАХ ИСПЫТАНИЙ 20, 350 И 500° С [5ІІ
Темпера¬
туре
пагргпа,
*С
Время
нагре¬
ва,
Н
2G*C
35tt*C
500* C
*11, ОСНз
кГ/ммJ
*D. СВ»
хГ/мм1
*в. са
*0» ОСП
* q і
3*
к»
CBt
кГ/мм*
си
qd. ОСП i
кГ/лм*
кГ/лім*
*0. CD
°B. OCH
Wli
—
—
32,2
27,0
84,0
10,7
10,2
95
3,8
3,8
100
100
100
31,8
26,0
82,0
10,7
10,0
93
3,8
3,8
too
* 500
31,5
25,3
80
10.5
10,1
96
3,8
3,8
100

350
too
30.S
24,9
82
10,5
10,4
98
3,8
3,8
100
500
30,1
23,8
79
10,4
9,6
90
3,9
3,9
100
500
100
2917
24,7
83
10,7
9,6
90
4,0
4,0
100
500
29,1
24,2
83
10,6
9,5
90
4,0
4,0 |
100
600 I
1 100
26,8
10,6
| 39,5
1 п.о
3,5
32
4,0 |
2,3 ]
1 57,5
П р и м е ч а н и е. а„, ос,, — предел прочности основного материала; са ,м —
предел прочности сварного соединения.
ТАБЛИЦА JJ
ВЛИЯНИЕ ЦИКЛИЧЕСКОЙ ТЕРМООБРАБОТКИ
НА ПРОЧНОСТЬ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ЛИСТА ИЗ САП-t
ПРИ ТЕМПЕРАТУРАХ ИСПЫТАНИЯ 20,350 И 500° С fell
Температура
Количество
Охлаждаю¬
сгв, кГ/мм* при температуре, °С
иаґрепа,
°С
ЦИКЛОН
щая среда
20
350
500
Исходное
состояние
—
—
27,0
10,0
4,0
100
Вода
26,1
10,1
3,9
350
500
в
25,9
10,0
3,9
100
Воздух
27,4
9,7
3,9
100
Вода
25,6
10,8
4,0
500
»
24,7
10,8
3,8
500
100
Воздух
25,7
10,5
3,8
500
>
25,3
10,2
4J
270

составляет 0,8—0,9% прочности основного материала. Такая
высокая прочность сварного шва сохраняется после длительных
(до 500 ч) нагревов до температуры 500° С (табл. 84) и цикличных
(до 500 циклов) нагревов при тех же температурах (табл. 85).
При более высоком содержании водорода (15—20 с,и3/100 г)
САП можно сваривать только контактной или диффузионной свар¬
кой под большим давлением 154]. Последним методом можно
соединять САП с другими алюминиевыми сплавами или нержавею¬
щей сталью. Для контактной сварки листы плакируют алюминием.
Толщина плакирующего слоя составляет 5—7% от толщины
листа. Полученное в плакирующем слое точечное соединение
характеризуется достаточно высокими механическими свойствами.
Отношение значения разрушающей нагрузки при испытании
точечного соединения на отрыв Р^ к разрушающей нагрузке
при испытании на срез Рсрезя для плакированного листа САП-1
.толщиной 0,8—2,0 мм составляет 33—40% 149, 50],
Применение САП
САП — один из наиболее перспективных материалов для
создания самых разнообразных конструкций. Он сохраняет
удельный вес алюминия и его высокую коррозионную стойкость,,
САП может применяться вместо нержавеющих сталей и титановых
сплавов для мало нагруженных конструкций, работающих в интер¬
вале температур 250—500° С, что значительно снижает вес кон¬
струкции.
Из САПа можно изготавливать лопатки для газовых турбин
13, 56], поршни форсированных двигателей, поршневые штоки,
небольшие шестерни и другие детали, работающие при темпера¬
турах 300—500° С (3, 5].
Благодаря хорошей способности поглощать нейтроны, высокой
теплопроводности и коррозионной стойкости САП нашел при¬
менение в атомных реакторах 156].
САП — чрезвычайно перспективный материал для судострое¬
ния и химического машиностроения. Трубы из САП можно успешно
применять при бурении глубоких скважин (когда температура
в скважине вследствие земного нагрева достигает 300—400° С) 1361.
ЛИТЕРАТУРА
1. г е с г U d е г A. Z. Metallic unde, 1950, Bd 41, S. 228.
2. Zeerleder A. Z. MeUllkuntle. 1955, Bd 46, S. 809.
3.	I r m a n n R. Techn. Rundschau (Bern), 1949, 41 (№ 36) 19.
4.	Irmann R. Metal, 1952, JVfe 6, p. 608.
5.	I r m a n n R. Aluminium, 1957, Bd 33, S. 250.
6.	Сб. «Теплопрочный материал из спеченной алюминиевой пудры (САП)»,
под ред. И. Н. Фриддяндера л Б. И. Матвеева. Оборокгиз, 1961, с. 17.
7.	Р е б и н д е р П. А., Л и х т м а и В. И. ДАН СССР, 1947, т. 5G,

8.	Сб. «Алюминиевыесплавы, спеченные сплавы», выл. 2, под ред.И.Н,Фрпд.
ляп дера, Обороигиз, 1963.
9.	05, «Алюминиевые сплавы», вып. 5, под ред. И. Н, Фридляндера, Изд-во
«Металлургия», 1967, с. 198,
10.	Ф р и д л я к д е р И, И, и др* Металловедение и термообработка,
1971, Кя 4, с, 13,
11.	Белецкий М. С ДАН СССР, 1950, т. XXV, с. 4,
ГГансов А, И. | и др. Труды МАТИ, № 62,_Иэд-во «Машиностроение»,
12.
с.
1965, с. 22.
ІЗ. Л к т в и п ц е в А, И., Арбузова Л. А. Порошковая металлургия,
1967, № 1, с, 1—13.
J4. К о т и е в а Л. У., Филичкнна М. П. В сб. «II Международная
конференция по порошковой металлургии», т, И. Иад-во АН УССР, 1966, с. 29.
15.	Н а й go п N. Powder Met., 1964, v. 13, р. 64.
16.	ЛІ о 1 d - О п і t sc h E. Лі. Aluminium, 1961, v. 37, № Uf p< 724.
17.	Калинина A.. M. ЖНХ, 1959, т. IV, вып. 6, c, 1260.
18.	Л a fi h e p А. И. Производство глинозема. Металлургиэдат, 1962.
19.	Ч и с т я к о в Ю. Д. и др. Известия АН СССР. Металлы, 1967, Ле 3,
131,
20.	Ч и с т я к о в Ю. Д., Панкратов В. В. Известия АН СССР*
Неорганические материалы, 1967, № 37, с. 89.
21.	Сб. «Алюминиевые сплавы», под ред. И. Н. Фридляндера, вып. 4. Иэд-во
«Металлургия», 1966.
22.	G j а г d а А., Р a g а п е 12 і М. Les Memoires Sdenttfiques de la
Revue tie Metallurgie, 1965, Ks 12.
23.	Tb el sen R. Z. Metallic., 1964, Bd 55, № 3, S. 128—134.
24.	Лнтвнццев А. И., Ц а б p о в И. Д. Дегазация алюминиевых
порошков, Цветмстииформаїшя, 1970.
25.	So І от І г L. G. Metal Progress, 1963, N 83, N 1, р. 105—108.
26.	Aluminium und Aluminiumlegier ungen D. AHenpohl, Springer-Verlag,
1965.
27.	П а и с о в A. И„ Сергеева Л. И. В сб. Труды МАТИ, 1963,
№ 57, с.
135-139.
28. Паисрв А- И., [ Коллашпиков А. И., Пак-Я-Чень,
Цветные металлы, 1962, А1> 10, с. 71.
29. L е n е 1 F, V. G. I. A n s е П
1957, р. 117.
A. G. Nelson, Trans. AIME, v. 209,
30.	Степанова Лі. Г. НТБт 1964, № 6, с. 25—27.
31. Boghen I. I. Herenguel Rev. Aluminiun, 1955, Bd 32T S. 1117.
32. Gregory E. N. I. Grant Trans. АШЕ, 1954, v. 200, p. 247,
33.	К e 1 Гу A,, Nicholson R« B. Precipitation Hardening, New
York, 1963.
34.	Ansel 1 G. S., Lenel F. V. Ada Met., I960, Afe 8, p, 612.
35.	Полянский В. M., Спиридонов В, Б, Металловедение н
термическая обработка, 1963, № 12, с. 37.
36.	Ф р н д л я н д е р И. И. Алюминий и его сплавы. Иэд-во «Знание»,
1965.
37. Ф р и д л я н д е р И. Н. МяТОМ, 1965, № 8, с. 43.
38. Ф р и д л я н д е р И. Н-, Герчикова Н. C.f Зайцева Н. И.
МиТОМ, 1966, № 8, с. И.
39.	Ф р и д л я н д е р И. И. и др. Известия АН СССР, Металлы, № 5,
1967, с. 214.
40.	Г о р е л н к С. С, Л и т в и н ц е в А. И., Белова Э. П. В сб,
«Металловедение я термообработка», Иэд-во «Машиностроение», 1964, с, 159.
41.	Iked a, Ixumi, Tanaka J. Japan, Inst. Met., 1966, v. 30,
№ 1, p. 811—814.
42.	Горелик С. С., Гельман А. А. Известия вузов. Цветная метал-
лургия, 1966, JSTs 3, с. 134—137,
272

43.	Т о	w п e c	R,	I., Metal Trans. АШЕ, 1964, v, 230, р, 605,
44.	С и	в е р д е н к	о В. П. я др, Производство полуфабрикатов	из	САГТ.
Цветметинформация, 1965.
45.	Г о р е л и к С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов. Иэд-во «Ме¬
таллургия*, 1967.
46.	Westerxnan Е. I., L е п е 1 F. V. Trans, АШЕ, I960* v. 218,
р. 1010—1014.
47.	Т о	w п е г	R.	1. Metal Progress, 1958, v 73, N 5, р. 70.
48.	В о	g h е п	L,,	Herenguel. Revue de I'Aluminium, 1955,	№	227,
p. 1117—1124.
49.	А и t о и о в E, Г, и др. Труды МАТИ, вып. 68. Изд-во «Машинострое-
пне*, 1967.
50.	Д м и т р и е в Ю. А. н др. Труды МАТИ, вьш. 37. Иэд-во «Машино-
строепне*, 1963.
бІ.Цяпулия И. П. и др. Сб. Трудов МАТИ № 69. Изд-во «Машино¬
строение*, 1968.
52.	Wilkins N. М., W а n k I у и I. N, J. Inst. Met., 1959, v. 88,
N 3. р, 134—140.
53.	Белецкий В. М., Беляев В. Н. В сб. «Алюминиевые сплавы»,
Иад-во «Металлургия», вып. 6, 1969, с' 97.
54.	N е 1 s о п F, G., Towner R Л. Welding Journal, 1962, v. 41, N 2.
55.	К а а а к о в Н. Ф. Диффузионная сварка в вакууме металлов, сплавов
и неметаллов, Машгиэ, 1962.
56.	Айзенкольб Ф, Успехи порошковой металлургии. Изд-во «Метал¬
лургия»! 1969, с. 308.
Глава X
СПЕЧЕННЫЕ АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
1. Высокопрочные сплавы системы AI—Zn—Mg—Си1
Со времени открытия материала САП интерес к дисперсно-
упрочненным материалам с повышенной прочностью при комнат¬
ной и высоких температурах постоянно растет.
Добиться высоких прочностных свойств алюминиевых сплавов
в отличие от САП можно использованием в качестве исходных
материалов высоколегированных сплавов алюминия. Свойства
таких материалов, как и обычных стареющих сплавов, будут зави¬
сеть от дисперсности и распределения частиц упрочняющих фаз.
Один из наиболее эффективных способов получения высокой
дисперсности и равномерного распределения упрочняющих фаз —
быстрая кристаллизация расплава. Высокая скорость кристалли¬
зации может быть получена при использовании метода распыления
жидкого расплава. Закалка распыленных частиц в воздухе (воде)
обеспечивает высокую скорость охлаждения, что в свою очередь
приводит к получению требуемой структуры каждой частицы по¬
рошка. Кроме того, высокие скорости охлаждения, имеющие
место в период формирования структуры сплава, позволяют при
1 Авторы: И. II. Фридляндср, Н. С Клягииа, А, И, Петров.
18 Арюмицепыс (плавы
«73

дополнительном (против равновесной растворимости) легировании
сплавов получать пересыщенные твердые растворы; механические
свойства при этом повышаются.
Большие работы по изучению и разработке способа распыления
применительно к алюминиевым сплавам проведены под руковод¬
ством А. С. Сахнева 1. В этих работах особое внимание уделено
разработке отдельных узлов и деталей распылительной установки;
разработана новая конструкция форсунки.
При использовании распылительной установки для получения
высокой скорости охлаждения капелек сплава авторами данного
раздела была исследована возможность образования пересыщен¬
ных твердых растворов в сплавах системы А1—Zn—Mg—Си.
В качестве легирующих добавок выбраны такие элементы, как
марганец, хром и цирконий. Так как известно, что наибольшее
пересыщение достигается у тех металлов, структура которых
в жидком состоянии резко отличается от структуры в кристалли¬
ческом состоянии вблизи температуры плавления, содержание
этих элементов должно быть существенно выше максимального
равновесного [1 ] * *,
Порошки экспериментальных сплавов получали на распыли¬
тельной установке, где охлаждающей средой была вода (темпера¬
тура распыливающего газа 20е Q. Механические свойства (ов, 6)
определяли на прутках диаметром 14 мм.
На рис. 130, а представлены механические свойства исследуе¬
мых сплавов в состоянии без термической обработки, для сравнения
приведены свойства порошкового варианта сплава В96ц стандарт¬
ного химического состава.
Все исследуемые добавки оказали заметное влияние на свой¬
ства сплавов в состоянии без термообработки. Самое высокое
значение прочности отмечено у сплава с добавкой 4% Мп.. Предел
прочности в этом случае на 11 кГ!ммг выше предела прочности
порошкового сплава стандартного химического состава. Однако
следует заметить, что содержание 1,2 и 3% добавок таких эле¬
ментов, как хром п цирконий, а также совместные добавки хрома
и марганца оказывают более заметное влияние на прочность
сплава, чем добавки одного марганца. По-видимому, хром и
цирконий либо более полно растворяются, пересыщая твердый
раствор, либо марганец быстрее выпадает из твердого раствора,
а его соединения понижают прочность сплава.
Следовательно, при добавке в сплав В96ц элементов переход¬
ной группы, таких как марганец, хром и цирконий, и одновремен¬
ном использовании высокой скорости охлаждения при формиро-
1 В. В. В а в и л о в, В- Г. Г е р л и в а и о в, Н. М. К а г а н, А. С. Са¬
хи е в и др. Авт. сеид. СССР, Л? 223275. Бюлл. нзо5р. я тов. знаков, 1968, Ns 24,
* Н. Н. В а р н ч. Исследование структуры и свойств алюминиевых сплавов,
полученных при больших и повышенных скоростях охлаждения. Автореферат
диссертации, 1968 г.
274

вашій каждой частички порошка можно заметно повысить предел
прочности сплавов в состоянии без термической обработки.
Механические свойства экспериментальных порошковых спла¬
вов в свежезакаленном состоянии представлены на рис. 130,6.
СИ «t
а
си*
Рис. 130. Механические свойства экспериментальных сплавов:
й ~ Оса термкческоП обработки; 6-а с веж но каленном состоянии
Прирост предела прочности после закалки у сплавов с добав¬
кой марганца несколько выше, чем у других сплавов. Добавки
хрома и циркония в меньшей степени оказывают влияние на
прочность сплавов. Возможно, что при закалке выпавший и непол-
18*	275

Время Выдержки при температуре
старения, ч
Рис. 131. Кривые старения порошко¬
вых сплавов типа В96ц с добавками
марганца;
і — стандартный; 2 — 1% Мп; з — 2%
Ми; 1 — 3% Мп: S — 4% Мп
ностью перешедший в твердый раствор марганец дополнительно
перенасыщает последний, что повышает прочность сплава.
В отличие от сплавов в состоянии без термической обработки
в свежезакалениом состоянии увеличение содержания марганца
в сплаве так же, как и хрома,
уменьшает предел прочности
сплавов. При содержании 4%
Мп предел прочности в свежеэа-
каленном состоянии становится
ниже на 2,3 кГ!мм*. В данном
случае, вероятно, чем больше
марганца содержится в сплаве,
тем в большем количестве сое¬
динения марганца выпадают
в свежезакалениом состоянии —
сплав все больше теряет свою
прочность.
Исследование влияния раз¬
личных выдержек при темпе¬
ратуре старения эксперимен¬
тальных сплавов с содержанием
марганца 1,2 и 3%, темпера¬
туре закалки 473° С и темпера¬
туре старения — 135° С пока¬
зало, что так же как и в сплавах, полученных литьем,
марганец ускоряет процессы старения (рис. 131), Некоторое
исключение представляет сплав с содержанием 1 % Мп. В проти¬
воположность сплавам с боль¬
шим содержанием марганца
малые добавки этого элемента
(менее I %), по-видимому, нс
оказывают влияния на процесс
старения сплавов типа В96ц.
Значение прочности для всех S' to
сплавов с добавками марганца #|.|^
было достаточно высоким (69—
79 кГ1ммй).
По предварительным дан¬
ным, общий уровень прочности
у сплавов с добавками цирко¬
ния и хрома заметно ниже, чем
у сплава В96ц с добавками
марганца и у В96ц без дополни¬
тельных добавок (рис. 132).
Сплавы В96ц с добавкой 1 % марганца, а также сплавы с добав¬
ками железа и никеля по 2,2% получены в промышленных усло¬
виях. Значения механических свойств прутков диаметром 60 мм
из таких сплавов достаточно высокие — 81—82 кГІмма. Добавки
276
76
66
\ 56
%
70
І0
П
К
*
Рис. 132. Механические свойства экс¬
периментальных сплавов после закал¬
ки и старения

железа и никеля (по 2,2&), так же как и Марганца, Значительно
повышают предел прочности сплава В96ц (о„ = 80 кГ/мм2). Однако
относительное удлинение новых экспериментальных сплавов срав¬
нительно низкое ф — 1—1,5%).
Большие работы проведены по получению высокопрочных
алюминиевых сплавов из гранул. Скорости охлаждения при полу¬
чении гранул заметно ниже, чем для порошков, получаемых
методом распыления. Гранулы являются как бы промежуточным
звеном между порошками и сплавами, получаемыми обычным
методом литья. Исследования в этой области проведены В. И. До-
баткиным, В. И. Елагиным и В. М. Федоровым 12],
С, И. Берман и др.* исследовали способы изготовления изде¬
лий из гранул, в том числе и высокопрочных алюминиевых спла¬
вов. Механические свойства сплавов, изготовленных из гранул,
следующие: ав = 68—70 кГ/мма, а, = 65,4—68,0 кГ/мм1, 5 —
—	4,8—9,2%.
Все исследования зарубежных авторов, касающиеся проблемы
получения высокопрочных алюминиевых сплавов методом порош¬
ковой металлургии, выполнены только в лабораторных условиях,
в них совершенно отсутствуют данные по получению порошковых
сплавов на промышленном оборудовании. Так же как и в работах
советских ученых, основное внимание уделялось образованию
пересыщенных твердых растворов при дополнительном легиро¬
вании сплавов такими элементами, как марганец, железо, никель
и др. Показано при этом значительное повышение прочностных
характеристик.
Исследования Робертса ІЗ] по сплаву 7178 (системы А1—Zn—
Mg—Си), содержащему максимальное количество легирующих
элементов (11,5%), показали возможность повышения общего
состава легирующих -элементов в порошковом варианте этого
сплава за счет больших добавок марганца или магния и хрома.
Автор [31 считает, что введение больших количеств указанных
добавок при использовании метода порошковой металлургии для
получения сплава представляет большой интерес. Механические
свойства порошковых сплавов с добавками марганца и хрома
следующие: о, = 73—83 кПмм2, сг0>а = 75—82 кПмм*, 5 =
—	4—8%. По данным автора, добавки марганца и хрома остаются
в твердом растворе и выпадают в процессе прессования в виде
тонких дисперсных частиц.
В работе Дж, Лайла 14] приведены свойства двух экспери¬
ментальных сплавов (M9I6 и М917), содержащих большие до¬
бавки железа и никеля. Показано, что порошковые сплавы проч¬
нее, несколько менее пластичнее, но не более чувствительны
к коррозии под напряжением, чем стандартные сплавы того же
состава.
* С. И. Б ер м а и и др. Ает, спид. СССР № 228892. Бюлл. изобр. ц
тов. знаков, 1968, № 32.
277

В результате исследований сотрудников МассачузетскоГо тех¬
нологического института и фирмы Chose Brass and Copper (5|
был получен высокопрочный алюминиевый сплав с сга = 80 кПмм1
и аал — 77 кГ/мм\ Распыление металла производилось в элек¬
тромагнитном поле, процесс охлаждения осуществлялся раз¬
брызгиванием при больших скоростях охлаждения.
Залески Ф. И. 16) указывал на перспективность порошко¬
вых сплавов системы А)—Zn—Mg—Си. Прочность исследуемых
автором сплавов была около 80 кГ/мм8. Автор обращает внимание
на то, что порошковые сплавы этой системы могут конкурировать
с высокопрочными сталями.
Таким образом, используя порошки и гранулы алюминиевых
сплавов системы At—Zn—Mg—Си с добавками элементов пере¬
ходной группы, можно повысить прочностные характеристики
стандартных высокопрочных алюминиевых сплавов, полученных
литьем.
2. Жаропрочный сплав СПАК4 1
В порошковом сплаве СПАК4 использован комбинированный
метод упрочнения алюминиевой матрицы дисперсными частицами
А1*Оа, частицами метастабнльных фаз системы А1—Си—Mg и
частицами стабильной фазы AljFeNi. Свойства полуфабрикатов
из этого сплава при кратковременных испытаниях и при сравни¬
тельно низких температурах определяются в основном упроч¬
нением, происходящим в результате распада пересыщенною
твердого раствора меди и магния в алюминии. Мелкодисперсные
частицы А1208, которые остаются стабильными при нагреве до
температур, близких к точке плавления матрицы, повышают проч¬
ность сплава при более высокой температуре (7—9].
Прутки, полученные нз слитков аналогичного химического
состава, ведут себя по-другому. Вначале прочность несколько
повышается вследствие эффекта достармвания, а затем непре¬
рывно снижается нз-за коагуляции упрочняющих фаз AI—
Си—Mg.
На рис. 133 сравниваются результаты испытания при комнат¬
ной температуре после нагревов в течение 500 ч в интервале
температур 100—400° С прутков, полученных из брикетов к
из слитков.
Порошковый сплав понижает свою прочность при нагревах
до температуры 250° С вследствие коагуляции упрочняющих
частиц S -фазы системы А1—Си—Mg. Дальнейшее повышение
температуры нагрева не меняет прочность прутков, обсусловлен-
ной в этой ситуации действием частиц окиси алюминия.
Длительная прочность прутков порошкового сплава СПАК4
при 250—350° С (рис. 134) также значительно выше, чем прутков
из слитка аналогичного химсостава.
1 Авторы: И. Н. Фридляндер, Б. И. Матвеев, П. Т. Власова, В. Г. Коернжных.
278

Эффект закалки и эффект естественного старения прутков из
порошкового сплава СПАК4 и прутков из слитка этого сплава при¬
мерно одинаковы; прп искусственном старении прирост прочности
прутков, изготовленных из слитка, значительно больше, чем
прутков из порошкового сплава.
Таким образом, дисперсные частицы А12031 присутствующие в
порошковом сплаве СПАК4, не влияют на образование зон Гинье—
Престона, вызывающих повышение прочности при естественном
старении. При искусственном старении окись алюминия ускоряет
распад твердого раствора, сни¬
жая оптимальную температуру
старения порошкового сплава
СПАК4 по сравнению сосллавом
аналогичного химического со¬
става, изготовленного из слитка.
$
20
1 1
U-N':
X]
208
trc
300
W №
Рис. 133. Влияние 500 часовых нагре-
шш па предел прочности прн 20° С
Прутков из порошкового сплава СПАК4
(2) и прутков аналогичного химсоста¬
ва, полученных из слитков (/)
Рис. 134. Длительная прочность прут¬
ков из порошкового сплава СПАК4 и
из прутков аналогичного химсостава,
полученных лз слитков і
	порошковый сплав с окись»;
лнтоЛ вариант сплапа без описи:
I —25Q° С; 2 — 300° С
При исследовании прутков нз сплава СПАК4 на электронном
микроскопе * в свежезакаленном состоянии на фоне твердого рас¬
твора видны расположенные рядами частицы окиси алюминия
и нерастворимой фазы AleFeNi (рис. 135, я). В сплаве аналогич¬
ного состава, изготовленного из слитка, нерастворимая фаза
Al#Fe Ni значительно крупнее (рис. 136, я,), чем в порош¬
ковом сплаве, что связано с большей скоростью кристаллизации
при распылении металла в процессе получения порошков. После
старения как в порошковом сплаве, так н в сплаве, изготовленном
из слитка, из твердого раствора выпадает упрочняющая метаста¬
більная фаза S' в виде мелких точек (рис. 135, б п рис. 136, я).
После длительных (500 ч) выдержек при температурах 160—190° С
порошковый сплав незначительно разупрочниется (см. рис. 133),
метастабильная фаза S' превращается в стабильную фазу S,
которая на электронной микрофотографии выглядит в виде штри-
* Экспериментальная часть выполнялась Л. П. Шароновой.
279

.. о м— О 25 мкм. Вблизи рядов окиси алюминия
хов размерами 0.0 t ений области шириной 0,3-0,4 мкм,
имеются свободные хиыического состава, изготовленного из
В сплаве аналоги	а пр0должак>тся процесс упроч-
лр^иость его сколько ло»ышл«ся (с.
W
Рис. 135. Электронная микрофотография
іСлл?ЛКаЛеЛ,1!ім состоянии. х!3 00Q; б — no<SVrK
160*0. X85Q0; г—орале 5QQ щ нагрев» лрн ЯЯС

рис, 133), упрочняющая фаза распределяется равномерно в виде
белых точек размером 0,04—0,02 мкм (рис. 136, б). Дальнейшее
повышение температуры нагрева этого сплава ведет к резкому
снижению его прочности, что обусловлено коагуляцией упроч¬
няющей фазы, которая после 500 ч нагрева при 250° С на электрон¬
ной микрофотографии представляет редко расположенные штрихи
размером 0,5—1,0 мкм (рис. 136, а). В порошковом сплаве после
аналогичных режимов нагрева (250°С, 500 ч) упрочняющая
фаза S' исчезает (рис. 135, г), эффект старения снимается, но
сохраняется упрочнение мелкодисперсными частицами A1S03.
Прочность порошкового сплава понижается до 30 кГ/мма, тогда
как у сплава аналогичного химического состава, изготовленного
из слитка, в котором отсутствует упрочнение частицами окиси
алюминия, прочность после нагрева в течение 500 ч при 250° С
упала до 20 кГ!ммг (см. рис. 133).
При дальнейшем повышении температуры нагрева прочность
порошкового сплава СПАК4 остается постоянной (см. рис. 133),
прутков на порошкового сплава СПАК4:
МКК II старения. X 28 000; » — после 500 ч иагрсва при
л8500; 3 — после 500 ч нагрела при 350®. X8500
2S1

«ріилі
282
Р,,«2ЛСКГййаЯ ыйкР°фотографии прутков, полу¬
ченных из слитков аналогичного составу СПАК4:
«а“р "в“Лг,р,| ®| йО»Лс" V ?С,,И''-Х 2®00: б-после 500 v
р uu u xe cVmoo"® wo *н,грвм пр“ 25fl"

электронная микростуктура имеет вид свежезакаленного сплава,
на фоне твердого раствора рядами расположена окись алюминия,
фаза S отсутствует, однако встречаются отдельные участки мел¬
ких белых точек, расположенных вблизи рядов окиси алюминия
(рис. 135, 5).'Таким образом, для порошкового сплава харак¬
терно резкое ускорение всех диффузионных процессов: распада
пересыщенного твердого раствора, коагуляции частиц мета-
стабнлькой фазы и превращения ее в стабильную, коагуляции
частиц стабильной фазы и ее растворения. В связи с этим проч¬
ность порошкового сплава, обусловленная выпадением частиц
S'-фазы, снижается быстрее, чем у сплава, полученного из слитка.
Более высокая прочность порошкового сплава при более высоких
температурах поддерживается благодаря частицам окиси алю¬
миния.
Сплав СПАК4 отличается высокой технологической пластич¬
ностью и может деформироваться различными методами обработки
давлением (прессованием, штамповкой, свободной ковкой, про¬
каткой). Изменение скорости деформации от 0,1 до 8,0 місек
не влияет на пластичность сплава при обработке его давлением,
что позволяет свободно ковать его как иа гидравлических прес¬
сах, так и под молотами. Пластическая деформация проводится
в диапазоне температур 470—350°. В этом интервале температур
допустимая деформация за один нагрев в направлении оси состав¬
ляет 80—90%, а в перпендикулярном к оси направлении 40—60%.
Порошковый сплав СПАК4, имеющий более высокую жаропроч¬
ность при температурах 250—350° С, чем алюминиевый сплав
аналогичного химического состава, полученный из слитка, ре¬
комендуется применять для изделий, которые должны иметь
высокую прочность при комнатной и сравнительно невысоких
температурах и сохранять стабильность свойств при длительной
работе при повышенных температурах. Применение этого сплава
для изготовления поршней позволяет повысить надежность и
увеличить ресурс работы форсированных двигателей внутреннего
сгорания.
3.	Коррозионностойкий сплав системы А1—Mg
с повышенным содержанием хрома (АМг4Х)1
В ряде работ [1, 10—12], посвященных изучению кинетики
распада твердого раствора в сплавах системы А1—Сг—Мл, было
обнаружено, что при быстром охлаждении из жидкого состояния
у сплавов с повышенным содержанием хрома и марганца наблю¬
дается значительное расширение области твердого раствора по
сравнению с равновесной диаграммой состояния. При этом проч¬
ностные свойства значительно повышались.
1 Авторы; 10. М. Манов, Б. И. Матвеев, О. А. Сетюков, В. С. Самдлер. В работе
принимал участие Khuihcd II. В,
283

Показано ПИ, что в этом случае получается устойчивый ме-
тастабильный пересыщенный твердый раствор, распадающийся
при относительно высоких температурах. Так, в сплаве с 0,73%
Мп; 1,7% Сг распад твердого раствора начинается в интервале
температур 450—500° С. Дополнительно повысить механические
свойства сплавов системы А1—Сг—Мп можно введением в сплав
магния, который образует с алюминием и хромом тройное соеди¬
нение типа AlijMg2Cr (фаза Е), Сплавы системы А1—AI13MgsCr
отличаются высокой коррозионной стойкостью в 3%-ном растворе
NaCl с 0,1% Hj02 при 20° С [131. Учитывая высокую корро¬
зионную стойкость сплавов системы А1—A]12Mg2Cr, а также
возможность повышения механических свойств сплавов системы
А1—Сг—Мп за счет введения в твердый раствор магния и повы¬
шения растворимости марганца и хрома из-за склонности к пере¬
сыщению при больших скоростях кристаллизации, методом по¬
рошковой металлургии были получены прессованные и холодно¬
катаные полуфабрикаты из сплавов системы А1—Mg—Сг—Мп—
А120 з.
Методом рентгеиострунтурного анализа анодных осадков,
экстрагированных из образцов прессованной полосы, обнару¬
жено существование частиц фаз СгА!7 и AlJ2Mg2Cr (Мп). По
данным электронномнкроскопического анализа, предполагается
также присутствие марганцовистых фаз. Однако на ренттгено-
грэммах пульверизата (порошок с размерами частиц 50—200 мкм)
и холоднопрессованных брикетов линии этих фаз отсутствовали,
Следовательно, эти фазы — результат распада твердого раствора
при нагревах и горячей деформации. Нагрев под горячее прессо¬
вание приводит к двум противоположным процессам — раство¬
рению неравновесно выделившейся эвтектики А1—Al3Mgs и
распаду пересыщенного твердого раствора марганца и хрома,
полученного при закалке из жидкого состояния, что приводит
к увеличению среднего параметра кристаллической решетки а
твердого раствора до а0 j=« 4,057 /сХ. При этом на рентгенограм-,
мах обнаруживаются дополнительные линии, не принадлежащие
матрице, а в структуре можно наблюдать появление дисперсных
частиц — продуктов распада (рис. 137).
Кроме того, локальным рентгеноспектральным анализом из
образцов, вырезанных из холоднопрессованных брикетов, обна¬
ружено небольшое количество частиц, содержащих хром и мар¬
ганец и образующихся при кристаллизации.
При увеличении температуры горячего брикетирования и прес¬
сования с 400 до 500° С происходит повышение размера частиц
от 0,05—0,1 до 0,1—0,15 мкм (на брикете) и от 0,05—0,1 до 0,2—
0,4 лиси (на прессованном прутке) и снижение свойств (табл. 86).
Резкое снижение прочностных характеристик при темпера¬
турах нагрева ~Б00° С можно объяснить образованием жидких
и газообразных фаз. Термический анализ образцов этого сплава
показал, что температура равновесного солидуса составляет
ги

584е С, что очень близко к температуре двойного сплава А1—
4,5Mg.
Газообразная фаза возникает вследствие интенсивного раз¬
ложения при температурах выше 500—550° С гидроокиси алюми¬
ния, образовавшейся в процессе получения исходного пульвери-
зата. Порошковый сплав АМг4Х сваривается точечной и ролико¬
вой сваркой. Однако в связи с высокой газоиасьпценностыо сплава
возникают значительные трудности при разработке технологии
сварки плавлением, так как снижение газонасыщенности требует
Рис. 137. Микроструктура прессоваиного прутка из порошкового сплава
АМг4Х, температура прессования 500е С. X13 600
применения высокотемпературных нагревов (до 600е С) порошков
перед брикетированием. Эго приводит к появлению жидкой фазы,
из которой при последующем охлаждении образуются проме¬
жуточные фазы в грубой форме.
В работе исследовали влияние температуры испытания
(табл. 87) и степени холодной деформации (табл. 88) на механи¬
ческие свойства сплава.
ТАБЛИЦА SS
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ НАГРЕВА
ПОРОШКА ПЕРЕД ГОРЯЧИМ
БРИКЕТИРОВАНИЕМ НА МЕХАНИЧЕ.
ОКНЕ СВОЙСТВА ПРУТКОВ ИЗ
ПОРОШКОВОГО СПЛАВА АМг«Х
1 Тем ПС ригу ре
1 горячего брике¬
тирования я
1 прессования, °С
20е С
ISO® С
я
А
sl
ь а
as
•о
І
as
о"
300
46.7
33,0
12,5
30,7
14,1
400
46.1
37,5
п.о
32,6
19,8
500
42,1
32,4
13,8
33,0
17,0
600
36,2
29,7
12,8
28,5
16,1
ТАБЛИЦА 87
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ
ИСПЫТАНИЯ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ
СВОЙСТВА ПРУТКОВ
ИЗ СПЛАВА АМт4Х
283

ТЛЕЛИ ПА Ss
ВЛИЯНИЕ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ
СВОЙСТВА СПЛАВА <В ПРОДОЛЬНОМ НАПРАВЛЕНИИ)
ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
Степень
Вид полуфабрикат!
холодиoft
деформации,
%
ав. кГ/лш1
аол. кГ/мм*
в. ?;
Прессования я полоса
—
42,0
32,0
14,0
Горячекатаная полоса
—
43,0
35,0
12,0
Холоднокатаный лист
15
47.0
36,0
9,0
18
50,0
39,0
9,0
30
53,0
41,0
4,5
45
55,0
45,0
3,8
Анализ полученных данных показывает, что механические
свойства порошкового сплава АМг4Х превышают свойства сплава
АМгб (по пределу прочности на 10 кГ/мм2 для прессованных по¬
луфабрикатов и на 15 кГ/мм2 для холоднокатаных, по пределу
текучести в зависимости от вида полуфабриката на 15—20 кГ!ммг).
Высокие по сравнению со сплавом АМгб значения пределов
прочности к текучести порошкового сплава АМг4Х при 20° С
объясняются наличием дисперсных частиц, сложных по составу
и строению фаз, содержащих хром и марганец, а также присут¬
ствием этих элементов в твердом растворе, которые образуют
искаженные области кристаллической решетки и наряду с ча¬
стицами интерметаллических соединений оказывают сопротивле¬
ние движению дислокаций. Это объяснение не расходится с тео¬
рией упрочнения Мотта—Набарро [14, 15].
На порошковом сплаве АМг4Х получены достаточно высокие
значения сопротивления ползучести (^o^a/ioo “ ^ кПмм2;
ао%т — 5,5—6,0 кПмлі1) и длительной прочности	с =
= 25 кГ/мм2; cr}jgc‘ = 15 кГ/мм2).
Высокопрочный и коррозионностойкий сплав АМг4Х (01549) мо¬
жно применять в конструкциях, работающих при низких и комнат¬
ной температурах в условиях морской среды вместо сплавов АМг4 и
АМгб.
4.	Сплав ДЇ6 1
Изучение сплавов А1—5Сн и А1—5Си—12А1г03 показало
[8], что скорость разупрочнения порошкового сплава при тем¬
пературах до 250° С в значительной степени превосходит скорость
разупрочнения сплава, полученного методом литья и последу-
1 Авторы: Ю. М. Маков, Б. И. Матвеев,
286

Рис. 138.
юідего прессования. £>тот эффект был также обнаружен при иссле¬
довании кинетики старения и разупрочнения при повышенных
температурах порошкового сплава Д16 с содержанием окисной
фазы 1, 3, 5 и 7%. Сплав Д16 с 1% окисной фазы был приготовлен
распылением жидкого металла следующего химического состава:
основа А), 4% Си, 1,6% Mg, 0,6% Мп, 0,4% Fe, 0,3% Si. Сплав
Діб с содержанием окисной фазы 3, 5 и 7% был получен размо¬
лом пульверизированного порошка в шаровой мельнице в тече¬
ние 10, 20 и 25 ч соответственно.
Из полученных порошков на прес¬
се усилием 5000 Т была изготов¬
лена опытная партия полос (квад¬
рат 70X70 мм) по следующей
технологической схеме:
1)	горячее брикетирование
в контейнере диаметром 285 мм
при температуре 480° С (выдержка
под давлением 1 мин)',
2)	прессование полосы при
температуре 350° С (скорость прес¬
сования 1—2 м/мин). Для срав¬
нения структуры и свойств одно¬
временно с порошковым сплавом
прессовали полосы из слитков
сплава Д16 следующего химиче¬
ского состава: основа АІ, 4% Си,
1,6% Mg, 0,6% Мп, 0,4% Fe,
0,3% Si, прошедших гомогенизи¬
рующий отжиг при температуре
480° С и выдержке 12 ч. Об¬
разцы, изготовленные из полос, закаливали при температуре
500° (выдержка перед закалкой 30 мин, охлаждение в воде). Ста¬
ренне образцов проводили прк температурах 20, 130, 160 и 190° С
в течение от 8 до 48 ч при температурах в пределах 130 -190е С
и в течеиие 5 суток при 20° С. Исследуя кинетику старения раз¬
личных вариантов сплава, можно отметить наличие следующих
закономерностей в изменении предела прочности материала в за¬
висимости от температуры и времени старения, а также от содер¬
жания окисной фазы:
1.	С увеличением содержания окисной фазы до 7% макси¬
мальные значения предела прочности при старении сплавов
сдвигаются в область меньших значений времени старения. Для
сплава с 5% AljOs максимому предела прочности при темпера¬
туре старения 160° С соответствует время старения 24 ч, для
литого варианта 36 ч. Кроме того, уменьшение времени старения,
соответствующего максимальному пределу прочности, сопровож¬
дается снижением величины о„ с 55,0 кПмм2 для литого варианта
(рис. 138, кривая 1) до 48 кГ{мм* для сплава с 5% А1гОа (кривая 1).
287
т, ч
Завис нмость предела
прочности стандартного и порош¬
кового сплава Діб с содержанием
окисной фазы 5% от времени ста*
рения:
—			 порошковыЛ вариант: — — —
	лито Л ьлрн£жт; і — тенпературч
старения 160° С; * — 190е С; 3 —
130* С

Эта закономерность особенно ясно видна при сравнении кривых
старения литого и порошкового вариантов при температуре
№0'' С. В этом случае у литого варианта сплава максимум проч¬
ности (53,5 кГ/мм2) соответствует времени старения 16 ч. (рис. 138,
кривая 2), в то время как у сплава с 5% А1г03 максимум проч¬
ности (46,5 кПмм2) соответствует времени старения 4 ч.
2.	Ускорение диффузионных процессов с увеличением со¬
держания оккси алюминия снижает температуру старения, соот¬
ветствующую максимальному пределу прочности. Из рис. 138
видно, что если для литого варианта максимальной прочности
(55,0 кПмм2) соответствует температура старения 160° С (время
старения 36 ч), то для сплавов с 3, 5 и 7% окиси алюминия ма¬
ксимальной прочности (55,5; 55,0; 48,0 кГ/мм2) соответствует
температура старения 130° С (время старения соответственно
48, 36 л 24 ч).
3.	При температуре старения 160° С у сплавов с 5% окиси
алюминия (рис. 138, кривая 1) эффект старения отсутствует,
а при температуре 190° С (рис. 138, кривая 2) у сплава с 5%
окиси алюминия и при 160s С (табл. 89) у сплава с 7% оккси
алюминия наблюдается даже снижение прочности от 46,5 до
44,0 кГ/лшг и от 45 до 42 кГ/мм2 соответственно.
4.	При температуре испытания 20° С в сплаве с 1 % окисной
фазы прочностные характеристики, особенно после старения при
20“ С, увеличивались. Для сплава, полученного литьем и прес¬
сованием, огв = 55 кГ/мм2, ст0і2 — 38 кГімм2, б = 15%; для
сплава, полученного из пульвернзата, сг, = 58 кГ/мма, а0,а =
— 40 кГ!мм2, б = 14%.
Анализ данных, приведенных в табл. 90, показывает, что
введение в сплав 5% окисной фазы снижает предел прочности
при температуре 150° на 6—7 кПмм2 и относительное удлинение —
в 2 раза. Прн температуре 200° С разупрочнение порошкового
сплава происходит более интенсивно, особенно в первоначальный
период времени: при выдержке 30 мин предел прочности порош¬
кового сплава ниже предела прочности стандартного сплава на
10 кГ1ммг.
ТАБЛИЦА 89
ИЗМЕНЕНИЕ ПРЕДЕЛА ПРОЧНОСТИ ПРИ СТАРЕНИИ
порошковых сплавов с в и 7% окисной фазы
Со держи мне,
%» ОКИС)!
фазы алю¬
миния
Температура
старения,
•С
,, кГ/лм*, ,
9в время старения, ч
1
8
Ю
36
48
5
130
43
49,5
51,5
55
54
7
130
45
47
47,5
48
48
5
160
47
47,3
48
48,3
48
7
160
45
45
44,5
42,5
42
288

ТАБЛИЦА 90
ВЛИЯНИЕ СОДЕРЖАНИЯ ОКИСНОЙ ФАЗЫ И ПРОДОЛЖИТЕЛЬНОСТИ
НАГРЕВА (ЭФ .«им, 50 «, 100 ч) ПРИ ТЕМПЕРАТУРЕ ИСПЫТАНИЯ
НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПОЛОС
Темпера¬
туря ис¬
пытания
"С
Содержа-
Htte окиси
алюми¬
ния, %
эо мин
5D Ч
100 *
<%•
КГ/МЯ*
Ь. %
“г
кГ/мм*
в. %
<тв.
кГ/мм*
ъ. */.
20
	_
55,5
14,0
_ .



і
5
1
53,0
10,3
—
—
—
—
150 1
.
52,0
15,3
50,2
14,5
48,3
15,7
5
45,5
7,5
40,4
6,9
35,1
7,3
200

45,4
20,6
35,0
19,5
27,0
21,3
5
55,0
12,1
30,5
11,5
22,7
Н.8
Методом ренгеноструктурного анализа была изучена рекри¬
сталлизация литого и порошкового сплава ДІ6. Перед испыта¬
нием образцы подвергали холодной прокатке (степень деформа¬
ции 65%) и закалке при температуре 500е С (выдержка 30 лик).
Рис. 139. Рентгенограммы стандартного и порошкового сплава Діб после хо¬
лодной прокатки (степень деформации 65%) н эакалкк (500е С, 30 мин, охла¬
ждение в воду):
а — л it то ft вариант сплава; б порошковый сплав с	окис но Л фазы: * — то же, с 2%
окисно Л фазы; е — то же, с Ь% окксноЛ фазы
Анализ полученных рентгенограмм показывает, что в структуре
литого и порошковых сплавов с содержанием окисной фазы 1 и
3% содержатся рекриетэллизованные зерна, характерные для
начальной стадии рекристаллизации обработки (рис. 139, а—в).
Повышение содержания окисной фазы до 5% приводит к устра¬
нению рекристаллизации (рис. 139, г) вследствие эатормажива-
19 Алюминиевые сплавы	289

ТАБЛИЦА a I
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ 20* С ЛИТОГО И ПОРОШКОВОГО
ВАРИАНТОВ СПЛАВА Д10 ПОСЛЕ ПЕРВИЧНОГО
И ДВОЙНОГО ПРЕССОВАНИЯ
IlpeCCQBS-
ІШБ
V р
= С о
"5“
¥ Я -
cU*
38Ї
\
*
л
D
я
*
ч
С*
к
(1
о
о
V** 1
О |
Прессова¬
ние
2 •
* я •
s=§
и о І
т
%
С
К
ь®
■
5
С*
к
•о
о"
О
«.о
о-
Ю
55,0
37,8
14,1
47,2
33,6
13,3
Первич¬
1
56,4
40,5
16,1
I
46,7
33,8
10,0
ное
3
55,8
38,0
11,0
Двойное
3
45,9
31.4
11,2
5
53,2
37,0
6,3
5
54,0
40,5
8,9
ющего влияния частиц окисиой фазы на перемещение границ
зерен, что в свою очередь обеспечивает предотвращение снижения
механических свойств при двойном прессовании (табл. 91) и по¬
лучение мелкозернистой структуры без крупнокристаллического
ободка на периферийной зоне полуфабрикатов. Данные рентгено¬
структурного анализа подтверждаются исследованием микро¬
структуры литого (рис. 140, о) и порошкового сплава с 5% окис¬
иой фазы (рис. 140,6) после холодного осаживания на 20% и
закалки при температуре 500° С (выдержка 3 ч).
Влияние двойного прессования на механические свойства
сплавов изучали на образцах, прошедших термообработку по
оптимальным режимам. Из анализа данных, приведенных
в табл. 91, видно, что в материале с 5% окиси алюминия после
двойного прессования сохраняется прессэффект, что вызвано
торможением рекристаллизации частицами окисиой фазы.
S.	Сплавы с малорастворимыми добавками 1
Увеличение скорости кристаллизации путем быстрого охлаж¬
дения жидкой фазы приводит к сдвигу линии ликвидус и образо¬
ванию из жидкого состояния пересыщенного твердого раствора
у алюминиевых сплавов, содержащих элементы переходных групп
(Мп, Or, Ті, Zr, V, Mo, W), за счет закалки из жидкого состоя¬
ния. Это позволяет получать также сплавы с более высокими проч¬
ностными свойствами, повышенным электросопротивлением и не¬
высоким температурным коэффициентом электросопротивления
[16].
А. А. Бочвар (171 отмечает, что большие скорости охлажде¬
ния не позволяют пройти первичной диффузии, которая создает
разницу между твердым и жидким раствором.
1 Авторы: И. Н. Фридляндер, м. Г. Степанова.
290

Рис. 140. Микроструктура стандартного и порошкового сплава Діб
после холодного осаживания на 20% я аакалки 500° С (3 ч)« X2QG:
іг — л«тоЦ вариант сллвиаі б — порошкопыП сплеш С 5% окнсиоіі фязы
19*
291

Фалькенхаген и Гофман (18] на основании изучения пара¬
метров решетки установили, что возможно значительное пересы¬
щение против максимальной равновесной растворимости у спла¬
вов А1—Мп, А1—Сг, Al-Ті, А1—V и др. При охлаждении со
скоростью 25 000 град!сек, достигнутой при определенной кон¬
струкции кокиля, содержание Сг в твердом растворе составило
2,85% /ат.) (5,5% (по массе)! при охлаждении жидким воздухом
н 1,15% (ат.) [2,2% (по массе)! при охлаждении водой.
По данным И. Н. Фридляндера и др. П, с. 429J, быстрая
кристаллизация сплавов AJ—Мп приводит к повышению электро¬
сопротивления в сплавах и снижению температурного коэффи¬
циента а. При скорости охлаждения, равной 90—80 градісек,
наблюдалось значительное смещение критических точек на диа¬
грамме состояния А1—Мп. Это позволило сделать вывод, что
алюминиевые сплавы, имеющие узкий интервал кристаллизации
вблизи точки А1 или кристаллизующиеся по пернтектической
реакции, склонны к закалке из жидкого состояния.
При скорости кристаллизации порядка 50 000 градісек (по
расчету) Н. И. Варнч и К. Е. Колесниченко (19), а также
И, В. Салли и И. С. Мирошниченко в сплавах системы А1—Мп,
А1~Сг достигли растворимости хрома в твердом растворе алюми¬
ния 5,7% (по массе), а Мп—до 11% (по массе). Большие ско¬
рости кристаллизации были получены при затвердевании тонкой
пленки сплава на медной подложке.
Таким же путем были получены пересыщенные твердые рас¬
творы на бинарных сплавах А1—V, А1—Mo, А1—W [201. В табл. 92
приведены данные Н. И, Варича и его сотрудников [12, с. Ш—
114] о максимальном пересыщении твердых растворов двойных
сплавов. Наибольшее пересыщение достигнуто на сплаве At—Сг.
Устойчивость сильно пересыщенного твердого раствора в сплаве
А!—Сг значительно повышается введением третьего компонента
циркония или тантала [12, с. 111—1141.
Таблица 92
МАКСИМАЛЬНОЕ ПЕРЕСЫЩЕНИЕ ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ
ДВОЙНЫХ СПЛАВОВ
я
2
а
«;
с
и
а
В
V
н
и
б
а о S
аЯ а -
■б Q X;
ч h "
sirs
у (Xii«
q £) Н » О
£alS
цвГВ
0*0*
* о 0*0
Л е С S
«J у
П ej F »
S!IE
й Ч s
< ОР> ї
Sir!
X 3 и
4 и а>
, * ы о щ
0,0 *-
О 3 У
«І С я О
к л « 2
X £ ах
О Я Г\
agag
О л р
Е 4 5е
oils. ]
Система сплавов
»8g..
К 3 *
ЙЙІ2
і £ u
*	H ж о о
ї 2 х о о
У ї ^
*	О-и _ _
я о о
£g£§5
V ЗГ І
(Хд
с * я «
S,U
о » н®
с оЕ
<□ 4г и
* = 2 >5
X я Q-54
О СІ £ .
3 =
£§ SS
1 А в
* 2 и.
Я о U*
ї^я:
0-0 £
и = о
о С О g
!*■§
х 5 о; Ь>
О s §1
Al-Cr
0J7
5,7
7,4
А1—V
0,37
1.2
3,3
А!—Мп
1,82
10,2
5,7
Al-Fe
0,052
0,2
3.2
А1—W
0,20
1.0
5,0
AI-Zr
0,28
0,6
2,2
AI—Мо
0,25
1.0
4,0
Al-Та
0,22
0,45
2.0
AI-Re
0,15
0,6
4.0
А1—Ті
0,24
0,35
1.4
292

В качестве промышленного метода, обеспечивающего закалку
из жидкого состояния, можно использовать распыление с помощью
форсунки (иульверизат) или какого-либо специального устрой¬
ства (гранулы, дробь). Высокие скорости кристаллизации здесь
достигаются за счет того, что малый объем жидкого металла
(диаметр гранул 1 3 мму диаметр частичек пульверизата 10—
Рис, (41. Микроструктура частичек порошка!
а — сплав А1 — 2% Сг. хSOD; б — то же. х ЮСО; в — то же. Х35 000; г — сшгав
At — 8% Ffi, Х300
500 мкм) кристаллизуется при непосредственном контакте с хо¬
лодной водой или со струей инертного газа.
Первым практическим осуществлением закалки из жидкого
состояния была отливка непрерывной тонкой листовой заготовки
на охлаждаемую водой сетку. И. Н. Фридляндер и В. И. Холъ-
нова [21 ]? отливая этим методом сплав А1 — 3t5% Мл, получили
значительно пересыщенный твердый раствор марганца в алюми¬
нии и очень низкий температурный коэффициент электросопро¬
тивления.
293

В. И. Добаткии и В. И. Елагин 1221 исследовали структуру
и свойства прутков, прессованных из гранул сплавов А1—Мл,
А1—Fe, А1—Сг—Zr. Предельное содержание марганца, которое
было зафиксировано в твердом растворе при скоростях кристал¬
лизации гранул 5—10*10* градісек из сплава А1—Мп, соста¬
вило 5% (по массе)..
В случае порошков, полученных методом распыления [231,
достигалось значительно большее пересыщение, чем в случае
гранул. Максимальная растворимость в алюминии марганца
составляла 8,35% (по массе), а хрома 5,8% (по массе). При до¬
стигнутых скоростях охлаждения 3—4-Ю4 градісек пернтекти-
ческпе сплавы А1—Сг, А1—Мп, АІ—Zr образуют пересыщенные
из жидкого состояния твердые растворы. В структуре частичек
порошка сплава А1—2% Сг интерметаллидов не наблюдается
(рис. 141). Степень пересыщения растет до определенного предела
по прямолинейной зависимости при увеличении содержания ле¬
гирующего компонента [23J. Выше некоторой критической кон¬
центрации пересыщение прекращается и возникают только пер¬
вичные очень дисперсные интерметалл иды, которые служат упроч¬
няющей фазой (рис. і42).
2'Л

so
і
го
зо
Полученные пересыщенные твердые растворы неустойчивы
и в процессе производства полуфабрикатов (порошки при прес¬
совании полуфабрикатов нагреваются до температуры 450—
470° С) распадаются с выделением дисперсных вторичных интер-
металлидов. Поэтому упрочнение этих сплавов осуществляется
за счет трех факторов:
а)	образования пересыщенного твердого раствора;
б)	наличия в структуре дисперсных первичных выделений
и нтерметалл идо в;
в)	появления в структуре
вторичных выделений интер-
металлидов при распаде по¬
лученного пересыщенного
твердого раствора в процессе
нагрева к деформации.
В эвтектическом сплаве
А1—Fe закалки из жидкого
состояния не происходит, но
образующиеся при кристал¬
лизации первичные кристал¬
лы AlaFe имеют необычную
для них форму разветвленных
дендритон (см. рис. 14], г).
Грубых включений интер-
металлндов не наблюдается
также в структуре порошков
тройных сплавов системы
А1—Мп—Zr,	А1—Мл-Сг,
А1—Сг—Zr [24].
Прочность сплавов как
леритектнческих, так и эв¬
тектических растет с увели¬
чением содержания легирую¬
щих компонентов [23]. Из
данных работы [25] следует,
что в пределах одного хими¬
ческого состава сплава на механические свойства полуфабрикатов
влияет температура перегрева расплава выше точки ликвидуса
перед распылением.
Наиболее перспективными следует считать сплавы системы
А1—Сг—Zr. Прессованные пруткн из порошкового сплава А1 —
1,65% Сг — 1,18% Zr имеют при 20° С о, = 35,2 кГ/мм*, аоа =
« 30 кГ/мм1, 6 = 12%, а при 400° С 8,7 кПмм*, о«° =
= 9 кГ/мма, б — 20%. Длительный (100 ч) нагрев до 400° С не
снижает свойства сплава. Полученные из этого сплава листы
сваривают аргоно-дуговой сваркой. Жаропрочность сплава повы¬
шается введением в его состав окиси алюминия по технологии
САП (размолом порошка в шаровой мельнице). В этом случае
295
<
К-
^sj
.
‘О
ч
Г
-ч
1
	7е
Ь '
г»
7 *_J
j
юо т зоо т зоо
Температуро t ‘С
Рис. 143. Зависимость предела прочности
порошковых сплавов от температуры
испытания:
t — А1 —10% Сг; 2 — АІ — 1.65% Сг —
1,18% Zr: 3 — А1 — 1.2% Сг — 0.8% Zr —
«,5%	А1,0,; 4 ~~ САП-1 (7%	А1,0>); S —
АКЧЧ (литой)

разупрочнение сплава с повышением температуры испытания
протекает менее интенсивно (рис. 143).
Разработка порошковых жаропрочных сплавов значительно
расширяет температурную область применения алюминиевых
сплавов.
6.	Сплавы системы AI—Si
с низким коэффициентом линейного расширения 1
Создание легких материалов с низким коэффициентом линей-
лого расширения, необходимых для специального приборострое¬
ния 1261, двигателестроекия 127] и других отраслей промышлен¬
ности, — одна из актуальных проблем современной металлургии.
Основой для разработки такого рода материалов, по мнению
многих советских и зарубежных исследователей, должен являться
алюминий 128, 29]. Известно 130 ], что коэффициент линейного
расширения (к. л. р.) либо аддитивно складывается из коэффи¬
циентов линейного расширения фаз, входящих в состав сплава
(в случае гетерогенных сплавов), либо имеет более низкие значе¬
ния, чем вычисленные по правилу аддитивности (в случае неупо¬
рядоченных твердых растворов). В связи с этим для получения
низких значений к. л. р. сплавов на основе алюминия последний
необходимо легировать элементами, обладающими меньшим
к. л. р., чем основа. К таким элементам относятся, например,
никель, железо, хром, бериллий и кремний. Однако плотность
никеля, железа и хрома достаточно высока, поэтому вводить их
можно лишь в сравнительно небольших количествах, чтобы не
утяжелять сплав. Бериллий имеет низкую плотность, но он
дорог и, главное, токсичен, а поэтому может быть применен
только в тех случаях, когда он дает особенно большой эффект.
Наиболее целесообразная добавка — кремний. Он сравнительно
легок, недефнцнтен, недорог, нетоксичен и отличается от других
упомянутых выше элементов более низким к. л. р.
При обычных методах литья кремний, введенный в алюминий
в больших количествах (более 15%), сильно ликвирует и образует
грубые первичный выделения, которые сильно охрупчивают сплав
и снижают его механические и технологические свойства. Не¬
смотря на применение разнообразных методов модифицирования
с целью измельчения грубой кремниевой составляющей, до на¬
стоящего времени не удается приготовить обычным методом
литья высококремнистые сплавы, удовлетворяющие по качеству
и свойствам всем необходимым требованиям.
Методы порошковой металлургии позволяют получить равно¬
мерное тонкоднеперсное распределение фазовых составляющих
в сплаве и тем самым привлекают все большее внимание исследо¬
вателей, работающих над созданием алюминиевых сплавов с низ¬
ким к. л. р. 19, с. 160—169; 31].
1 Авторы: И. Н. Фридлвндер, Р. А. Кривенко, Н. С. Клягина.
296

Технологические особенное™ изготовления порошков
и полуфабрикатов нэ алюминиевых сплавов
с низким коэффициентом линейного расширения
Технологический процесс изготовления спеченных алюминие¬
вых сплавов с низким к. л. р. состоит из следующих ОСНОВНЫХ
операций: получения порошка сплава; горячего брикетирования
порошка (спекания порошка сплава под давлением); прессования
полуфабрикатов из брикетов.
Порошки сплавов могут быть приготовлены различными ме¬
тодами: а) распылением расплава заданного состава; 6} измель¬
чением стружки готового сплава; в) смешением порошков отдель¬
ных компонентов сплава. Наиболее перспективным методом изго¬
товления порошков силуминов является распыление. Это —
очень производительный метод, который дает возможность полу¬
чить высокие скорости охлаждения расплава, что обеспечивает
наибольшую дисперсность и равномерность распределения фазо¬
вых составляющих в сплаве. Распыление алюминиевых сплавов
с низким к. л. р. производят при высоких температурах (порядка
1000° С), Некоторые детали распылительных установок (сопри¬
касающиеся с жидким металлом) во избежание растворения
расплавом при высоких температурах целесообразно изготовлять
из специальных материалов (талькохлорпда, си лидировал ного
графита и др.).
Брикетирование порошка и прессование полуфабрикатов из
брикетов производят на гидравлических прессах. Порошки и
брикеты перед обработкой давлением нагревают в электропечах
до различных температур (450—550° С) в зависимости от хими¬
ческого состава сплава. Перед прессованием во избежание нали¬
пания прессуемого материала рабочие поверхности втулки кон¬
тейнера, матрицы и прессшайбы смазывают графито-масляной
смазкой (масло Вапор Т -(-графит),
В процессе прессования спеченных силуминов, содержащих
более 20% кремния, для предотвращения появления поверх¬
ностных трещин применяют специальные матрицы (с конусным
вводом и широким рабочим пояском) п особые приемы (низкие
скорости истечения сплава, алюминиевую плакировку и др.),
существенно повышающие технологическую пластичность сплавов.
В настоящее время из спеченных алюминиевых сплавов с низ¬
ким к. л. р. изготовляют прессованные прутки диаметром до
180 мм и штамповки диаметром до 300 мм.
Закономерности изменения коэффициента
линейного расширения и механических свойств
от химического состава и метола приготовления сплавов
На рис. 144 приведена зависимость (экспериментальные и
расчетные данные) к, л. р. и механических свойств бинарных
сплавов системы А1—Si от химического состава и метода приго¬
товления сплава (порошковый метод и метод литья). Значения
297

к. л. р. сплавов, полученных методом литья, близки к величинам,
рассчитанным по правилу аддитивности (см. рис. 144, а). У спе¬
ченных сплавов эаэвтектического состава, приготовленных из
распыленных порошков, экспериментально полученные вели¬
чины к. л. р. заметно ниже теоретических, вычисленных по
этому правилу. Аномалия к. л. р. спеченных силуминов объяс¬
няется, по-виднмому, следующим. При распылении жидкого
металла благодаря высокой скорости кристаллизации и позднее
при деформации сплава кристаллы кремния сильно измельчаются.
сплава:
/ — порошковый метод; 2 — лнтье; 3 — расчетные данные
Это приводит к резкому сокращению расстояния между ними
и увеличению поверхности их контакта с алюминиевой матрицей.
В результате у кристаллов кремния, обладающих малым к. л. р,
и прочно связанных с алюминиевой матрицей, появляется воз¬
можность активнее на нее воздействовать, препятствуя ее расши¬
рению под влиянием температуры, поэтому к. л. р. сплава в це¬
лом дополнительно понижается.
Наряду с низкими значениями к. л. р. спеченные силумины,
приготовленные из распыленных порошков, обладают повышен¬
ными пределом прочности и относительным удлинением (см.
рис. 144, б), что также обусловлено сильным измельчением кри¬
сталлов кремния. Как показали исследования авторов (см.
рис. 144, б) и как следует из работ других исследователей [32],
повышение прочности литых силуминов наблюдается при увели¬
чении концентрации кремния до 11,7% (эвтектическая концен¬
трация). Дальнейшее повышение концентрации кремния приводит
к снижению их прочности. По-видимому, только тонкие кристаллы
эвтектики, расположенные достаточно близко друг к другу,
2?Э

способны вызвать упрочнение сплава подобно частицам нераство¬
римых фаз в механических смесях или армирующей добавке
в композиционных материалах 133]. Поскольку в этом случае,
упрочнение должно отвечать в определенной пропорции обрат¬
ному расстоянию между частицами, то чем тоньше строение
эвтектических кристаллов и меньше расстояние между ними, тем
сильнее эффект упрочнения сплава. Грубые первичные кристаллы
кремния, появляющиеся в литых заэвтектическнх силуминах,
оказывают противоположное действие, они сильно охрупчивают
Рис. 145. Характер разрушения под нагрузкой зазвтектических
силуминов, приготовленных разными методами:
а — лнтоП.Х 120; 5 —* порош ков и Л, X 1000
сплав її снижают его прочность. У спеченных силуминов проч¬
ность не снижается при увеличении концентрации кремния выше
эвтектической, а продолжает возрастать. Замечено, что при
изготовлении порошковой шихты сплавов заэвтектическнх со¬
ставов методом распыления первичные кристаллы кремния из¬
мельчаются до размеров эвтектических кристаллов — образуется
квазиэвтектика 134]. Измельченные первичные кристаллы крем¬
ния, по-видимому, дополнительно упрочняют алюминиевую ма¬
трицу.
Что касается повышенных значений относительного удлине¬
ния спеченных силуминов, то здесь, вероятно, решающую роль
играет форма хрупких кристаллов кремния. Повышение скорости
охлаждения (при переходе от метода литья к порошковому ме¬
тоду получения силуминов) способствует превращению пластин¬
чатых кристаллов кремния в компактные кристаллы, имеющие
сравнимые размеры по трем направлениям. Поскольку траекто¬
рия разрушения сплава под нагрузкой может проходить как
через пластичную, способную деформироваться матрицу, так и
через хрупкие кристаллы кремния (рис. 145, а), то вероятность
разрушения последних будет тем меньше, чем ближе они по
форме к сфероидальным частицам. По этой причине, очевидно,
гм

у спеченных силуминов траектория разрушения под-нагрузкой
в основном проходит по пластичной матрице, обходя прочные
компактные кристаллы кремния (рис. 145, б). Иначе говоря,
по А. А. Бочвару, сплавы (в частности, спеченные силумины),
у которых форма структурных составляющих близка к сфериче¬
ской, имеют большую возможность для пластической деформации.
Наиболее благоприятным сочетанием сравнительно низкого
к. л. р. (16-И7*10‘в1/°С) с пределом прочности (22—23 кПмм"1),
т, п, сг, %
а
St С, %
б
Рис. і46- Влияние различных элементов и карбида кремния на к. л. р.
и механические свойства спеченных сил ум инов:
й «— сплав AJ — 25% SI; 6 — сплав АІ — 11*8% SI
близким к максимальному для сплавов системы А!—Si, и удов¬
летворительным относительным удлинением (3—5%) обладает
спеченный алюминиевый сплав, содержащий 25—30% кремния.
Однако величина к. л. р. и уровень прочности двойного спечен¬
ного сплава указанного выше состава не удовлетворяют требо¬
ваниям многих конструкторов.
Экспериментально установлено, что дополнительное пониже¬
ние к. л. р. и повышение прочности спеченного силумина обеспе¬
чиваются легированием его такими добавками, как никель, хром
и железо (рис. 146, а). Оптимальное содержание никеля и железа
в спеченных силуминах составляет 5—7%, а хрома 3—5%. При
таком содержании компонентов спеченные сплавы имеют доста¬
точно низкий к. л. р,, практически максимальный (для сплавов
соответствующей системы) предел прочности н удовлетворитель-
300

ное относительное удлинение. Увеличение содержания никеля,
хрома и железа выше указанных пределов, не приводя к росту
прочности, вызывает падение относительного удлинения практи¬
чески до нуля,'
Интересные результаты получены на мегаллокерамической
смеси распыленного порошка силумина, близкого по составу’
к эвтектическому, с порошком карбида кремния. Повышение
содержания карбида кремния приводит к снижению к. л. р.
материала (рис, 146, б). Предел прочности возрастает при уве¬
личении содержания карбида кремния до 12%, а в дальнейшем
начинает уменьшаться. Относительное удлинение при увеличе¬
нии содержания карбида кремния понижается. Уменьшение раз¬
мера частиц порошка силумина от 400 до 50 мкм при постоянном
размере частиц порошка карбида (50 мкм) приводит к повышению
предела прочности материала от 21 до 26 кГ}мм*. Величина к, л. р.
при этом практически не изменяется. Уменьшение размера частиц
порошка карбида от 50 до 14 мкм не оказывает влияния на ве¬
личину к. л. р. и механические свойства материала, но способ¬
ствует улучшению его обрабатываемости резанием. Оптимальным
содержанием карбида кремния в материале является 15—20%,
Несмотря на то что материалы с таким содержанием карбида
находятся на нисходящей ветви кривой изменения прочности
(см. рис. 146, б), они обладают сравнительно низким к. л. р.,
пределом прочности, близким к максимальному для сплавов си¬
стемы А1—Si—SiC, и достаточно высоким относительным удли¬
нением.
Спеченные алюминиевые сплавы
С низким коэффициентом линейного расширения
В табл. 93 приведены химический состав и типичные физико-
механические свойства новых спеченных алюминиевых сплавов
САС-1 (35J, САС-2 (36|, САС-3 и САС-4 [37] с низким к. л. р.
Каждый из новых сплавов обладает своим преимуществом.
Например, сплав САС-1 имеет наиболее низкий к. л. р., а САС-3 —
наиболее высокий предел прочности, благодаря чему может
использоваться для нагруженных деталей, работающих в паре
с деталями из стали. Сплав САС-2 отличается от указанных выше
сплавов тем, что в нем такие добавки, как никель и хром, заме¬
нены более дешевым железом. В связи с этим сплав САС-2 является
перспективным материалом для поршней двигателей внутреннего
сгорания. Сплав САС-4 обладает по сравнению с остальными спла¬
вами типа САС повышенными пластичностью и коррозионной
стойкостью, что позволяет рекомендовать его для фасонных
деталей, изготовляемых методом штамповки и работающих в мор¬
ских и тропических условиях. Однако, несмотря на это, лучшим
по комплексу свойств является сплав САС-1. Наряду с наиболее
низким к. л. р. ему свойственно оптимальное сочетание удовле¬
творительных предела прочности и относительного удлинения.
301

ТАБЛИЦА 9J
ФНЗИКО-МЕХЛНИЧЕГКИЕ СВОЙСТВА СПЕЧЕННЫХ АЛ ЮЛІЙ НИ ЕВ ЫХ
СПЛАВОВ С НИЗКИМ КОЭФФИЦИЕНТОМ ЛИНЕЙНОГО РАСШИРЕНИЯ
(температуре испытания 20 СС)
Спляв
Химически А состав
Физические свойства
Механические
свойства
d, Iй
а х Ю«,
1/*С
ав
кГ/мм*
САС-1
25-30% Si; 5-7% Ni;
остальное А(
2,73
13,5—15.5
26,0
1,5
САС-2
25—30% Si; 5-7% Fe;
остальное А!
2,73
15,0—16,0
24,0
0.9
САС-3
2S—30% Si; 3—5% Сг;
остальное А)
2,72
15,0—16,5
28,0
0.6
САС-4
10-15% S1; 15-25% SiC;
остальное А1
2,78
16,0—17,0
23,0
5,0
Благодаря ценному комплексу свойств САС-1 нашел широкое
применение в приборостроении.
Ниже подробно описываются структура н свойства этого
сплава.
Основными структурными составляющими сплава САС-1 яв¬
ляются первичные кристаллы кремния и фазы эвтектического
происхождения, входящие в состав тройной эвтектики: а-твердый
раствор кремния в алюминии, практически чистый алюминий,
кремний и фаза NiAts.
Изменение структуры сплава, точнее формы и размера частиц
фазовых составляющих, оказывает существенное влияние на
свойства САС-1. Замечено, что форма и размер кристаллов крем¬
ния неодинаковы в частицах порошка разной величины. Боль¬
шую роль в данном случае играет скорость кристаллизации
сплава при распылении. Так, в крупных частицах, охлаждающихся
медленнее, первичные кристаллы кремния по форме подобны
таковым в литых заэвтектических силуминах, но по размеру
в десятки раз мельче их (рис. 147, а). Чем меньше размер ча¬
стицы, т. е. чем выше скорость охлаждения сплава, тем меньше
по величине кристаллы кремния, а их форма ближе к округ¬
лой, структура сплава приобретает квазиэвтектический ха¬
рактер.
В процессе брикетирования при высоких температурах (500—
550° С) ц больших удельных давлениях (50—80- кГ/млг) про¬
исходит частичное спекание порошка, т. е. наблюдается разру¬
шение границ между отдельными частицами и в ряде случаев
сращивание последних вследствие диффузионных процессов.
Однако неоднородность структуры, свойственная частицам по¬
рошка разной величины и обусловленная различной скоростью
их охлаждения, в брикете сохраняется (рис. 147, б). Наряду
302

с дисперсными кристаллами кремния, присущими мелким ча¬
стицам, имеются участки, - состоящие из грубых кристаллов
игольчатой формы, характерных для крупных частиц. Такая
неоднородность структуры и наличие относительно грубых кри¬
сталлов кремния являются «причиной повышенной хрупкости
брикетов и большого разброса низких по величине значений
предела прочности (табл. 94).
Рис. 147. Микроструктура сплава САС-1;
а — порошок; б — брикет; в — пруток, дисперсность порошка < 400 <кк.ы;
« — пруток, дисперсность порошка < 50 мкмш Х5ШЗ
Окончательное спекание порошка, измельчение и равномерное
распределение упрочняющих фаз в сплаве происходят при горя¬
чем прессовании брикетов на прутки (рис. 147, е). Прутки имеют
более высокие значения предела прочности и относительного
удлинения, чем брикеты (см. табл. 94).
Повышение дисперсности исходного порошка представляет
значительный резерв повышения прочности и пластичности сплава.
Так, с уменьшением размера частиц порошка от 400 до 50 мкм
903

ТАБЛИЦА .««
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА БРИКЕТОВ И ПРУТКОВ
ИЗ СПЛАВА САС-1
(температура испытания 20° С)
Вид полуфабриката
ав< кГ/мя*
%
Брикет диаметром 285 мм
16,0—24,9
20,0
0—0,4
0,2
Пруток диаметром 160лмс . „ , , .
24,5-27,0
1,0—2,8
26,0
1,5
Примечание, В числителе дроби приведены минимальные и макси¬
мальные значения свойств, в знаменателе — средние.
предел прочности САС-1 повышается в среднем на 30%, а твер¬
дость, длительная прочность и предел ползучести при невысоких
температурах — на 15—25%;
Размер частиц
гор ош кй
(менее),
мпм
400	60
о,, кГ/мм* 		 26,0	33,0
НВ (20*С), кГ/ммг .... і	 120,0	138,0
aJSg. кГІмм2			18.0	22,0
a$/ioo< кГІм#г	 Ю.0	12-0
Пластичность сплава при этом также возрастает. Особенно за¬
метно возрастает технологическая пластичность: при осадке —
на 25%, а при растяжении — более чем в 3 раза. Увеличение
прочности и пластичности сплава САС-1 с уменьшением размера
частиц порошка объясняется повышением скорости охлаждения
расплава и сильным измельчением частиц упрочняющих фаз —
Si и NiAla (рис. 147, г).
При кратковременных испытаниях сплав САС-1 сохраняет
сравнительно высокий уровень свойств вплоть до температуры
400е С (рис. 148). Обращает на себя внимание прямолинейный
(в отличие от стареющих алюминиевых деформируемых сплавов)
характер изменения прочности сплава САС-1 с температурой,
подобный изменению модуля упругости. Это указывает на то, что
сплав САС-1 обладает высокой структурной стабильностью н что
диффузионного взаимодействия между матрицей и упрочняющими
фазами практически не происходит. По*виднмому, для сплава
САС-1 характерно (в исследованном интервале температур — до
400е С) так называемое «обратимое снижение прочности с повы¬
шением температуры» [38], обусловленное ослаблением меж¬
атомных связей в результате увеличения подвижности атомов.
304

Наряду с достаточными прочностью и пластичностью сплав
САС-1 обладает низким к. л. р,, близким к к. л. р. стали; вы¬
соким модулем упругости (на 20—30% выше, чем у алюминиевых
сплавов) и повышенными антифрикционными свойствами (табл. 95).
Его платность и теплопроводность практически равны плотности
и теплопроводности стандартных алюминиевых сплавов.
Установлено, что свойства и структура сплава практически
не изменяются по длине и сечению прутков, от степени дефор¬
мации сплава (коэффициент вытяжки
изменялся от J0 до 27) и от дли¬
тельных отжигов (до 100 ч) при по¬
вышенных температурах (до 400° С)
в разных средах (воздухе, аргоне,
вакууме).
Коррозионная стойкость сплава
СЛС-1 в условиях естественной атмо¬
сферы промышленного района равна,
а при полном погружении в мор¬
скую воду в 2,0—2,5 раза ниже, чем
у стандартного алюминиевого сплава
АК4. Найдены эффективные способы
защиты сплава САС-1 от коррозии:
анодирование в серной кислоте с на¬
полнением пленки в растворе бихро¬
мата калия и применение лакокра¬
сочных покрытий, которые позволяют
повысить коррозионную стойкость
сплава соответственно в 1,5 и 5—
6 раза.
Сплав САС-1 сваривается. Герме¬
тичные узлы из него могут быть
получены также методом пайки и
склеивания.
Сплав САС-1 хорошо поддается механической обработке (то¬
чению, фрезерованию, полированию, сверлению и т, д.) с обеспе¬
чением необходимой чистоты поверхности и точности изготовле¬
ния. Твердосплавные резцы марки ВК8 с доведенной на алмазном
Рис. 148. Зависимость предела
прочности и модуля упругостл
от температуры испытания:
/ — СПАВ» САС-1: 2 — сплав Діб
ТАБЛИЦА 9$
СРАВНИТЕЛЬНЫЕ ПОКАЗАТЕЛИ СВОЙСТВ СПЛАВОВ
Сплав
d
*/елР
а х 10*. 1/вС
В
кГ/мм*
о
*
*
V
ы
3
Коэффициент трения f
без емдэки
eg скаакоґі
САС-1
Діб
Сталь ЭИ702
2,73
2,78
7,9
13,5—15,5
22,7
13,3
10 500
7 200
20 500
0,32
0,37
0,043
0,1 о—0,25
.0,4
0,3
0,01-0,025
0,1
0,1
20 Алюминиевые сплавы
305

круге режущей кромкой обладают наибольшей стойкостью и
обеспечивают высокую чистоту обработки при точении (V9).
Качественное нарезание резьбы удается осуществить, применяя
комплект из 4 метчиков, шлифованных по профилю. Для всех
видов механической обработки желательно применение твердо¬
сплавного инструмента (фрез, сверл, метчиков и др.). Операция
шлифования не обеспечивает получения достаточной чистоты
поверхности деталей из сплава САС-1. Для повышения чистоты
обработанной поверхности весьма эффективными являются опе¬
рации полирования и алмазного п рог л вживання, класс чистоты
повышается до S710—'V12. Сплав САС-1 удовлетворительно
обрабатывается электрофизическими методами: электроискровой
и ультразвуковой обработкой (чистота обработанной поверхности
составляет уб—V7)-
ЛИТЕРАТУРА
1.	Фридлякдер И. И. ДАН СССР, 1955, т. 104, № 3, с* 429.
2.	Добаткин В. И., Елагин В, И., Федоров В. М. Иэв.
АН СССР, Металлы, 1969, № 5, с. 164-169.
3.	Roberts S, Powder Metallurgy, New-Yorkf London, 1961, p. 799—817.
4.	L f 1 e L R. Jr. Aluminium, 1967, p. 337.
5.	Journal of Metalh, 1968, v. S, p. 17.
6.	Залески Ф, И. В сб, «Новое в порошковой металлургии», Изд-во
«Металлургия» 1970, с. 112—118.
7.	г е е г I е d е г A. Metallkunde, 1950, Bd 41, № 18, S. 288/233.
8.	Сб. «Теплопрочный материал из спеченной алюминиевой пудры (САП)»,
под рсд. Фрндл лидера* Оборонгиз, 1961.
9.	Сб. «Алюминиевые сплавы», под ред. И. Н. Фридли ндера, вып» 2. Обо-
роигнз, 1963.
10.	Ф р и д л я и д е р И. Н. и др. В сб. «Симпозиум по свойствам жидких
расплавов». Изд-во АН СССР, 1967,
11. Буров Л. М. Известия вузов, Физика. JSTs 3, 1964, с. 34—40.
12. В а р и ч Н. И. и др. Известия вузов, Цветная металлургия, [967,
К* 3, с. 111—114.
13.	Вульф Б. K*i Тронные металлические фазы в сплавах. Изд-во «Метал¬
лургия», 1964.
14.	Mott N. F. and Nabarro F. R. N. Conference on Strength of Solids
Phys. Soc., 1948, p, 1.
15.	Mott N. F. Imperfections in Nearly Pertect Crystals, John Willey and
Sons, New York, 1952, p, 173.
16.	Ф p и д л я и д e p И. H. Исследование форм роста кристаллов в зави¬
симости от скорости охлаждения. Оборонгиз, 1948.
J7, Б о ц в а р А. А. Основы термической обработки сплавов. Металл у рг-
иэдат, 1940.
18.	F а 1 k е n 1 a g е п G-, Hofmann W. Z. f. Metallkunde, 1952,
Bd 43, № 3, S, 69.
19.	В a p п ч П. И., Колесниченко К* Н. Изв. вузов, Цветная
металлургия, I960, Ks 41 с. 131,
20. В а р и ч Н. И. и др. ФММ, 1963, т. 15, вит 2, с. 262.
21. Фрндляндер И. Н., Хольнова В. И, В сб. «Металлурги¬
ческие основы литья легких сплавов». Оборонгиз, 1957, с. 394.
22.	Д о б а т к и я В. И., Е л а г и к В. И. Цветные металлы, 1966, JVs 8,
с. 81—86.
23.	Ф р и д л я н д е р И. Н. и др. В сб. «Алюминиевые сплавы». Изд-во
«Металлургия», 1968, выл. 5, с. 226—230,„
308

24.	Фрядляндер И. Н. и др, В сб. іРост «дефекты металлических кри¬
сталлов». Киев, изд-во «Наукова думка», 1972, с. 49.
25.	Фридляндер И. Н. и др. Порошковая металлургия, 1969, № 3
(75), с. 19—25.
26.	Missiles and Rokets, I960, N 23, с. 28.
27.	Diesel Engineers and Users Association!, 1959, v. 4, N 263, p. 35—40.
28.	Колобнев И. Ф. к др. Литейные алюминиевые сплавы, выл. L
Оборонгиз, 1963, с. 33—4Q,
29.	Kohler W. Metall, 1962, Bd 16( N 13, S. 48-53.
30.	Липшиц Б. Г. Физические свойства металлов и сплавов. Мзшгиз,
1959, с. 298.
31.	Р a n s е г і С., Р a g a n е 1 П М. Aluminio nuova metalurgia, 1966,-
v. 35, .Vi 7, p. 325—33Q.
32.	Шаров IAs В. Алюминиевые и магниевые сплавы для фасочного литья.
Машгиэ, 1951, вып, 32, с. 16—43.
33.	Ф р и д л я н д е р И. И, Металловедение и термическая обработка
металлов, 1970, № 4t с. 44—5Ь
34.	Б о ч в а р А. А* Исследование механизма и кинетики кристаллизация
сплавов эвтектического типа. ОНТИ—НКТП ^цветной металлургии, 1935.
35.	Ф р н д л я н д е р И. И. и др. Спеченный алюминиевый сплав. Авт,
свнд. № 143234. Бюлл. изобр. и тов. знаков, 1961, № 23, с, 59.
36.	Ф р и д л я я д е р И. Н. и др. Спеченный алюминиевый сплав. Авт,
.спид. Кэ 146948. Бюлл. изобр, я тов, знаков, 1962, К$ 9, с. 53.
37.	Ф р и д л я я д е р И. Н. и др. Алюминиевый металлокерамическнй
сплав. Авг. свид. № 154670. Бюлл. изобр, и тов. знаков, 1963, Ль 1Q, с. 50.
38.	Ф ридл я н дер И. Н. В сб. «Алюминиевые сплавы*, вып. 5, конструк-
двойные сплавы. Изд-во «Металлургия», 1963, с. 181.

Часть тре?ья
ЛИТЕИНЫЕ
АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
Глава XI
ЖАРОПРОЧНЫЕ СПЛАВЫ1
Детали, длительно работающие при повышенных температу¬
рах, могут отливаться из сплавов следующих систем: А1—Сц
(АЛ7, АЛ12); А1—Си—Si (АЛ7-4); А1—Си—Mg—Ni (АЛI); Al—
Si-Си—Mg (АЛЗ, АЛ5, АЛ4М, В124, В2616); А1—Си Мп—Ті
(АЛ19); Al—Si—Си—Mg—Ni—Мп—Сг (АЛ26); Al—Си—Mg—Ni—
—Мп—Сг(АЛ21); Al—Си—Mn—Ni—Ce—Zr (ВАЛІ), а также из
особо жаропрочного сплава АЦР1У и поршневых сплавов АЛ10В,
АЛ25, АЛ26, АЛЗО. Химический состав основных сплавов при¬
веден в табл. 96.
Вопросам упрочнения и разупрочнения посвящено большое
количество работ И—18], результаты которых можно обобщить
следующим образом. При длительном воздействии высоких тем¬
ператур и напряжений свойства сплавов зависят от ряда факторов:
J) энергии межатомной связи легирующих элементов, которая
приближенно характеризуется теплотой сублимации и энергией
активации диффузии их в алюминии;
2)	степени пересыщения и природы твердого раствора алю¬
миния;
3)	скорости распада твердого раствора и формирования атом¬
ных скоплений ближнего порядка, зон Гинье—Престона (Г. П.)
и метастабильных фаз;
4)	величины, формы, количества и характера распределения
частиц вторых фаз в объеме сплава. Таким образом, повышение
рабочей температуры и длительности ее воздействия приводит к
необходимости комплексного легирования сплава элементами с
высокой температурой плавления и низким коэффициентом диф¬
фузии.
В связи с этим жаропрочные литейные алюминиевые сплавы
не должны содержать лития, цинка, кальция, магния, которые
обладают в решетке твердого раствора алюминия более низким
уровнем сил межатомной связи, чем алюминий, и имеют высокий
коэффициент диффузии. Чем выше температура эксплуатации
1 Авторы: И. Ф. Колобнев, Н. А. Аристова.
308

ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ ЖАРОПРОЧНЫХ ЛИТЕЙНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
309

держание компонентов. ■; (алюыиннП — основа)
Уб
ts
5
DC
%
Си
с:
О 1-
S Z
и и
£3
“S
. ,м
NZ<
CM-g
©О о
ЭР
1Л
о
о
«
e
CM
CO
ео
1
w
X
N
о
o'
о
1
• 4
s
_
eo
1
CD
£
(A
о
1
о*
o'
a
a
c
CM
CO
o'
1
ЙЧ
о
1
V
iu
CD
1
О 1
d
«tC?
CD
n
n
ої
X X
| u.
r- to
dt
ем ем
<3
CD
ІШ
CM
CM
*3
is
1
^*WlO
1 ~ cm
0*0
[ І
о
1
о
1
4<
1 О о"
1 1
iA
VD
Ф
CM °
—«
uj
о
о'о"
o"
o'
1 IP
1 о
H
ХП CD
"lo
to —
Чо
1
1
о
о
о
cm
со"
s
2
1
1
1
so
I
°°-
см'
o'
о
CQe
о
•
o'
І
c
"1*
1
І ІГ>
1
Ю
ЮСМ
1
<
1
so
^-о“
1
so
о
о
о
о
CM
CD
bft
1
7
1
1
<
1
tl
1
so
1
о
o'
о
ЇЯ
1
і
I
I
CP
ю
©e
CM
3
ч>
7
so'
sef
и
ul
і
I/D
<4
3
V
со
V
1Д
■
a
o>
о
«*
c
CM
е:
n
4
<
U
<
<
<
CD
310
„	. 'їїл и
32 «I К О* rg QJ
5 g * fi м 5
a g О 3 о *
? 5 К S С О-
0	g Д - X С
И Ч К *т 5J
Й о к	5
~3£с|ё
§ О	2-І
nS« <2 Я
-1«- 8 §•“
“ I 2 s
S I <o g Й
[ e> Й я
. s S в.
e 2 c
1	£ Б * £	-
I ^ U S и Ц
« * £ I 5 5
“ « 8 p i5s&
548Ss
^ (5 *" i- о —
"ISsS®!
■І8І8Д
S i> = 3«o
g cx S До1
C5-S«|
cf M p
О
Ш
pa

детали, тем сложнее по химическому составу должен быть твер¬
дый раствор сплава, из которого она изготовлена, и тем меньше
он должен быть пересыщен. При этом жаропрочность сплавов по¬
вышается в том случае, если их твердый раствор легирован
элементами в соотношениях, обеспечивающих образование слож¬
ных по составу и структуре металлических соединений.
Продуктами распада твердого раствора алюминия должны
быть ультрадисперсные твердые частицы устойчивых сложных
фаз, в незначительной степени склонных к коагуляции при по¬
вышенных температурах. В этом случае образуется ультрадис¬
персная микрогетерогенная структура зерен твердого раствора,
затормаживающая передвижение дислокаций и атомных слоев
по плоскостям скольжения.
Для предотвращения развития процессов деформации жаро¬
прочные литейные алюминиевые сплавы должны содержать устой¬
чивые тугоплавки фазы (например, AleCu3Ni, Al3 (CuNi)»,
Ala4CueCe3Mn и др.)# которые кристаллизуются в тонкой разветв¬
ленной форме и хорошо блокируют границы зерен твердого рас¬
твора. Такое распределение вторых фаз тормозит развитие диффу¬
зионных процессов.
При легировании жаропрочных сплавов следует также
учитывать необходимость наличия в них более 20% сложной и
тугоплавкой эвтектики для обеспечения высоких литейных свойств.
Ниже приводятся основные свойства жаропрочных литейных
сплавов,
Сплав АЛ1 (с повышенной жаропрочностью)
Сплав АЛ1 относится к системе А|—Си—Ni—Mg- Он имеет
среднюю прочность при комнатной температуре (<тв = 21—
25 кПмм2) и сравнительно высокую жаропрочность (табл. 97- -
99).
Недостатками сплава являются: низкие литейные свойства
и герметичность, пониженные пластичность (6 = 0,5—1,5%) и
коррозионная стойкость, повышенная склонность к образованию
горячих трещин.
Фазовый состав сплава в литом состоянии: a-твердый раствор-|-
-fT’ (Ai0Cu3Ni) -f- 5 (AljCuMg). При нагреве под закалку фаза 5
(AljCuMg) целиком переходит в твердый раствор, а при после¬
дующем его распаде выделяется в виде дисперсных частиц по
всему объему a-твердого раствора, что обеспечивает сплаву
сравнительно высокую жаропрочность. Этому также способствует
наличие тугоплавкой фазы Alt,Cu3Ni, кристаллизующейся в раз¬
ветвленной форме и располагающейся в основном по границам
зерен, что тормозит развитие процесса диффузии и препятствует
деформации при воздействии температур и напряжений.
Термическая обработка сплава производится по следующим
режимам: Т5 — нагрев под закалку при 515 ±5° С в течение
311

7Л6ЛИЦЛ З?
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ КОМНАТНОЙ
ТЕМПЕРАТУРЕ
ПО ГОСТ —6J *
(отдельно отлитые
диаметром 12 мм)
Способ литья
о.®
V н
11
so
£ о
о о
& я
5
t*
ы
ът
У!
сГ
Ї
■*?
з: *
Сне исисс)
3; О
В; К
Т5
Т7
21
18
0,5
1.0
95
80
Примечание. 3 —
литье в песчаные формы; О —
литье в оболочковые формы; В —
литье по выплавляемым моде*
лям; К—литье в кокиль-
ТАБЛИЦА п
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ КОМНАТНОЙ температуре
(отдельно отлитые образцы диаметром 12 мм)
О «
U Л
О д
IS е
*ц
О в
fl* 1- р.
Е
г»
ао.*
*
тч>
нв
Ф
ff-l
С, —
U4
кГ/м.ц*
К Г/мм*
3
Без тер¬
мической
обработ¬
ки
7000
20
17
1.0
17
80
5,6
3
Т5
7000
26
22
0,5
22
100
5,6
к
Т5
7000
30
26
1.0
—
120
—
3
Г7
—
22
18
1,2
—
90
—
* Предел п ы гг осли о ост н о_, определяли прн
ЧИСТОМ изгибе вращающегося образ де:	= б - Х€".
2—5 н, охлаждение в воде (2D—100е С), старение при температуре
175 ± 5е С в течение 3—5 н, охлаждение на воздухе; Т7 — за¬
калка та же, что и по режиму Т5, старение при температуре
230 ± Ю’С в течение 2—4 ч, охлаждение на воздухе.
Коррозионная стойкость, Сплав обладает низкой коррозион¬
ной стойкостью. Для защиты от коррозии отливок с пористостью
не выше третьего балла применяют анодирование в серной кис*
ТАБЛИЦА 93
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
(отдельные отлитые образцы диаметром 12 мм, литье в землю)
Темпера¬
6>.
*
*0,2/100
Режим
тура
испыта¬
ния, *С
ов
(Jt«a
(по общей
термообработки
кПмм*
%
кГ{мм*
деформа¬
ции L
кГ/мм*
200
18,0
1.5
i,6
10,0
Т5
250
17,5
1.9
2,1
—
6,2
270
16,5
2,2
2,6
—
300
13,0
4.2
4,4
5,5
3J
Т5 и стабилиза¬
200
250
15
14
2,5
3,0
—
—
5,0
3,3
ция *
300
10
6,0
—
5
2,7
• Стабилизация — предварительная издержка при температур а испытания я тече*
нне 100 ч.

лоте с наполнением пленки хромпиком и соответствующую си¬
стему лакокрасочных покрытий, При пористости выше третьего
балла применяют анодирование в хромовой кислоте или хими¬
ческое оксидирование или грунтование грунтом горячей сушки
и соответствующие лакокрасочные покрытия.
Технологические свойства. Сплав имеет пониженные литейные
свойства. Температурный интервал кристаллизации составляет
630—535° С. Температура литья 690—740° С. Линейная усадка
1,35%, объемная усадка 5,3%.
Сплав склонен к образованию горячих трещин и усадочной
пористости: первая трещина образуется при ширине кольца
27,5	мм. Герметичность удовлетворительная: образцы дают течь
при давлении 120 am. Рафинирование рекомендуется проводить
сухим хлористым цинком, хлористым марганцем илн гексахлор¬
етаном в количестве 0,1—0,2%, можно применять вакуумирова¬
ние расплава.
Сплав хорошо сваривается газовой и аргоно-дуговой сваркой.
Основное назначение сплава — литье в кокиль поршней.
Сплав АЛЗ (средней прочности как при комнатной,
так и при повышенных температурах)
Сплав АЛЗ относится к системе А1—Si—Си—Mg. Отличается
от сплава АЛ5 более высоким содержанием меди и наличием
марганца, что обеспечивает ему более высокую жаропрочность
MS-з ,75—4,0 кПмм2) но меньшую пластичность, чем у сплава
АЛ5 (табл. 100, 101), Сплав АЛЗ рекомендуется применять для
литья головок цилиндров, особенно для двигателей воздушного
охлаждения. Обладает хорошими литейными свойствами, недо¬
статками его являются низкая пластичность и пониженная (ниже,
•чем у сплава АЛ5) коррозионная стойкость.
Фазовый состав сплава в литом состоянии: a-твердый раствор 4-
+ Si 4- Mg2Si + CuAI2 -j- AlSiMnFe, при медленном процессе кри¬
сталлизации может образоваться фаза W (Al^MgjSijCu,).
Термическая обработка в основном производится по трем
режимам: Т1 — нагрев при 175 ±5° С, выдержка 3—5 ч, охлаж¬
дение на воздухе; Т2 — нагрев при 300 ± 10° С, выдержка
2—4 ч, охлаждение на воздухе; Т5 — нагрев под закалку сту¬
пенчатый; при 515 ± 5° С в течение 2—4 ч 4- 525 ± 5° С в те¬
чение 2—4 ч, охлаждение в воде (20—100° С), старение при
175 ± 5° в течение 3—5 ч. Режим Т1 рекомендуется применять
для повышения твердости литых деталей, а режимы Т2 и Т5 —
для деталей, работающих при высоких температурах.
Разрешается также применение одноступенчатого нагрева
под закалку (515 ± 5° С в течение 3—6 ч); в этом случае необхо¬
димо, чтобы загруженные детали в печи медленно (нс менее 2 ч)
нагревались до температуры 500" С. Старение проводят при
температуре 175 ± 5° С в течение 3—5 ч, охлаждение на воздухе.
3(3

Таблица т
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
ПО ГОСТ 2ЄИ5 —вЗ *
(отдельно отлитые
образцы диаметром 12 мм)
Спгмгоб
ллтья
Режим
термообра¬
ботки
т
*
*
as
Ї
*
не менее
к
Без терми¬
ческой об¬
работки
17
0.5
65
3; О
То же
14
0,5
65
3; О;
В; К
ТІ
17
—
70
3; О;
В; К
Т2
15
I
65
3; О;
В
Т5
22
0.5
75
К
Т5
25
0.5
75
3; О;
В; К
Т7
21
1.0
70
3; О;
В; К
та
16
2.0
65
Д
—
16
0,5
65
ТАБЛИЦА ш
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
(отдельно отлитые образцы)
о
л*
JE | »в |°о.4
т
о (Б
о А
5 § о
1
gt
и*
* ft О
Л ь л
кГ/мм*
т
*
Образцы диаметром 12 мм
К і	| 7000 | 201 17 | 1,5 [75
Образцы диаметром 6 мм
Т5
Темпера¬
тура
формы, РС:
20
25
0,8*
100
—
22
—
0.6
200
—
21
—
0.5
300
<—
21

0.5
350
20
'
0,5
• Удлинение определяли я а расчетная
длине 25 лді.
Коррозионная стойкость. Сплав имеет пониженную корро*
знойную стойкость. Для защиты от коррозии отливок с пори¬
стостью не выше третьего балла применяют анодирование в сер¬
ной кислоте с наполнением пленки хромпиком и соответствующие
лакокрасочные покрытия. При пористости выше третьего
балла и для литья под давлением применяют химическое окси¬
дирование или грунтование грунтом горячей сушки и соответ¬
ствующие лакокрасочные покрытия.
Технологические свойства. Сплав обладает удовлетворитель¬
ными литейными свойствами. Температурный интервал кристал¬
лизации 627—577* С. Температура литья 700—750* С.. Линейная
усадка 1,15%,объемная усадка4,1%. Жидкотекучесть хорошая —
длина отлитого при 700е С прутка равна 340 мм. Герметичность
удовлетворительная — образцы разрываются без течи при давле¬
нии 140 от. Склонен к образованию горячих трещин: первая
трещина появляется при ширине кольца 12,5 мм.
Сплав рекомендуется рафинировать в вакууме, хлором, су*
хими хлористыми солями ZnCla, МпС12. Удовлетворительно
обрабатывается резанием. Сплав сваривается газовой и аргоно¬
дуговой сваркой.
Основное назначение сплава — литье в кокиль головок ци¬
линдров двигателей воздушного охлаждения и деталей агрегатов
и приборов.
314

Сплав АЛ5 (средней прочности как при комнатной,
так и повышенной температурах)
Сплав АЛ5 относится к четверной системе А1—Si—Си—Mg.
Он обладает достаточно высокой прочностью при комнатной
температуре = 23—28 кГ/мм*) и повышенной	=
= 3,5 кГІмм2) жаропрочностью
(табл. 102—105). Сплав имеет
хорошие литейные свойства,
повышенную герметичность. Не¬
достатками сплава являются
низкая пластичность (6 = 0,5—
1,5%) и пониженная корро¬
зионная стойкость. Путем сни¬
жения содержания примеси
железа пластичность сплава
можно повысить более чем
в два раза.
Фазовый состав в литом со¬
стоянии: a-твердый раствор +
+ Si + фазы СиА12 и MgaSi.
При медленном процессе кри¬
сталлизации и определенном
количественном соотношении
меди и магния может образоваться также фаза W (AlJVlgsSi^Cu,),
Термическая обработка производится преимущественно по
двум режимам. Режим Т5 применяют для обеспечения наиболь-
ТАБЛИЦА 101
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
по гост гв«5—«з •
(отдельно отлитые образцы
диаметром 12 мм)
Способ
литья
Режим
термо¬
обра¬
ботки
кГ/мм*
в,. %
ИВ
кГ/ям*
не менее
3; О;
В; К
ТІ
16
0,5
65
3; О; В
Т5
20
0,5
70
3; О; В
Тб
23
0,5
70
3; О;
В; К
Т7
18
1.0
65
ТАБЛИЦА 103
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ КОМНАТНОЙ
ТЕМПЕРАТУРЕ
Вцд образцов
Способ
Режим
термооб¬
£
Q.
%
лк
ИВ
работки
кГ/ч.**
кГлі/см*
' к Г/.им1
Отдельно от¬
литые диаме¬
тром 12 мм
3
Т5
7000
24
18
0,8
0,2
80
Отдельно от¬
литые диаме¬
тром 6 мм
В
Т5* Темпе¬
ратура фор¬
мы, дС:
20
31
1.9*
100
—
36
2,2

—

200
—
32
2,7
—
—
,—
300
—
30
1.5
—
—
j—
* Удлинение определяли не рисчегноП длине 2S мм.
315

ТАБЛИЦА 104
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
(отдельно отлитые образцы диаметром 10 мм)
Способ
литья
Режим
термооб¬
работки
Темпера¬
туря
испита-
шгя, *С
в»
*•.*
N. %
°0.2/)00
(to обще ft
деформации
кГ/мм*
к Г/МЛ с*
20
26
18
0,8
_
100
25
—
ЬО
—
—
150
25
—
1,0
—
—
1 э
200
22
—
1.4
9,0
8,0
250
18
—
1.5
5,5
4.6
300
13
—
4.0
3,5
2,4
20
24
18
1.5
100
24
18
2.0
—
—
к
Т7
200
18
14
2,5
— ■
—
250
14
12
4,0
—
—
300
(0
6
6,0
ших значений предела прочности: нагрев под закалку 525 ± 5° С,
выдержка 3—5 ч, охлаждение в воде (температура 20—100° Q,
старение при 175 ± 5е С в течение 5—10 ч, охлаждение на воз¬
духе.
Для обеспечения повышенной пластичности применяют режим
Т7 со старением после закалки при температуре 230 ± 10° С
в течение 3—5 ч, прочность при этом снижается на 1—2 кГ/мм*.
Коррозионная стой-
ТАБЛИЦА ю$
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПОСЛЕ СТАБИЛИЗАЦИИ *
(отдельно отлитые образцы диаметром
10 мм, литье в землю Т5)
Температура
испыталня,
'С
кГ(мм*
%
Ял*
*0,2/100
(по об ще ft
деформа»
цим)
кГ/ммш
20
26
0,8


150
27
2,0
—
—
175
25
1,0
—
200
—
—
5.5
250
—
—
—
2,5
300
—
—
3
1.5
ЖК8
ИЗО Ч.
Стабилизация — предозрительноя
при температуре испытания в
выдар-
течснис
кость. Сплав обладает по¬
ниженной коррозионной
стойкостью. Для защиты
от коррозии отливок с по¬
ристостью не выше третье¬
го балла применяют ано¬
дирование в серной кис¬
лоте с наполнением пленки
хромпиком и соответст¬
вующие лакокрасочные по¬
крытия; при пористости
выше третьего балла —
химическое оксидирование
или грунт горячей сушки
с соответствующим лако¬
красочным покрытием.
Технологические свой¬
ства. Сплав обладает хо¬
рошими литейными свой-
316

ствами. Температура литья 700—750е С; линейная усадка 1,1%,
объемная усадка 4,8%. Жидкотекучесть удовлетворительная —
длина отлитого при 700° С прутка равна 344 мм. Герметичность
удовлетворительная — образцы разрываются без течи ври давле¬
нии 230 am. Сплав почти не склонен к образованию горячих
трещин: первая трещина образуется при ширине кольца 7,5 мм.
Для получения плотного литья рекомендуется производить
вакуумирование пли рафинирование сплава хлором или хлори¬
стыми солями (ZnCls, MnClt).
Сплав хорошо обрабатывается резанием, удовлетворительно
сваривается аргоно-дуговой сваркой.
Сплав предназначается для литья средненагруженных деталей.
ТАБЛИЦА 106
МЕХАНИЧЁСКИБ СВОЙСТВА
ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
ПО ОСТ 1М0М—70
(отдельно отлитые образцы
диаметром 12 мм)
Сплав АЛ4М (с высокой прочностью при комнатной
температуре и повышенной жаропрочностью)
Сплав АЛ4М относится к системе А1—Si—Си—Mg с добав¬
ками титана (до 0,3%) и бора (до 0,1%)..
Сплав характеризуется высокими значениями предела проч¬
ности при комнатной температуре, особенно при литье в кокиль
(о„ = 35—42 кГ/мм2), относительного удлинения (б = 2—5%),
повышенной (а** = 5,5—6,5 кГ/мм7) жаропрочностью (табл. 106—
108), что определяется содержанием меди в сплаве и хорошими
литейными свойствами.
Этот комплекс свойств по¬
зволяет отливать из сплава
детали сложной конфигурации,
длительно работающие в усло¬
виях повышенных температур.
Недостатком сплава АЛ4М
является необходимость в при¬
менении ступенчатого нагрева
под закалку ввиду наличия
в структуре сплава нескольких
эвтектик с различными темпе¬
ратурами плавления.
Фазовый состав сплава в ли-
том состоянии: a-твердый рас¬
твор + Si + Mg2Si -|- СиAle + AlaTi + W (Al^MgjCu^Sy. Послед¬
няя фаза образуется обычно при медленном процессе кристалли¬
зации, например при литье массивных деталей. В этом случае
в сплаве может образоваться несколько сложных эвтектик, обус¬
ловливающих режимы термической обработки сплава:
а)	а + Si + MgESi 4- СиА1а -f- W (Al*Mg6Cu4Si4) с темпе¬
ратурой плавления 498° С;
б)	a -f- W 4- Mg2Si 4- CuAla -j- Si с температурой плавления
505° С;
в)	с* + Si 4* Mg,Si с температурой плавления 517° С;
1
і
Ъ. %
ИВ
Способ
Режим
тер МО-
обработки
К Г/ммА
не менее
3
Т5
30,0
2,0
90
к
15
35,0
3.0
100
317

таблиал т
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
(отдельно отлитые образцы диаметром 10 мм)
Способ
литья
РсжнИ
термо-
«ftps*
Е
"о
*0.»
6
тер
ИЗ
•
°-1
%
бот* И
кГ/мм■
к Г/мм*
3
Т5
7000
34,0
25,0
3,0
24,0
100
9.0
к
Т5
7000
37,0
27,0
4,0
25,0
ПО
9,0
• Предел выносливости определяли на бите 10-10* циклов ни гладких образцах.
г)	а -J- Si + CuAt* с температурой плавления 525° С;
д)	a + Si с температурой плавления 577° С.
Термическая обработка сплава производится по режиму Т5
с применением ступенчатого нагрева под закалку. Для массив¬
ных деталей, отлитых в песчаную форму, рекомендуется трех¬
ступенчатый нагрев: 490 + 5“ С — 4 ч 4* 500 + 5" С — 4 ч +
+ 530 + 5“ — 6 ч, охлаждение в воде (20—100“ С), старение
при 160 ± 5° С в течение 8—15ч,
охлаждение на воздухе.
Для деталей, отлитых в ко¬
киль, применяют двухступен¬
чатый нагрев под закалку:
515 + 5° — 4 ч + 525 ±: 5° С —
8 ч, охлаждение в воде (20—
100°С), старение при 160 + 5° С
в течение 8—15 ч, охлаждение
на воздухе.
Коррозионная стойкость.
Коррозионная стойкость сплава
АЛ4М близка к коррозионной
стойкости сплава АЛ4. Сплавы
АЛ4 и АЛ4М не склонны к кор¬
розии под напряжением. За¬
щита от коррозии проводится
в соответствии с существующими инструкциями в зависимости
от условий эксплуатации.
Технологические свойства. Сплав обладает хорошими литей¬
ными свойствами. Температура литья 680—760° С — в зависи¬
мости от конфигурации отливок, линейная усадка 1,0%. Жидко-
текучесть выше, чем у сплава АЛ4, длина отлитого при темпе¬
ратуре 700“ С прутка 375 мм; герметичность высокая —• образцы
разрушаются без течи при давлении >350 am.
Сплав не склонен к образованию горячих трещин — при
ширине кольца 5 мм трещины отсутствуют.
ТАБЛИЦА 108
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
(отдельно отлитые образцы
диаметром 10 мм, литье в землю, Т5)
Темпере-
туря
испыта¬
ния, "С
ав
кГ/мп*
в. к
<Г|ОВ
КГ/мм*
J00
30,0
2,0
150
28,0
2,5
200
25,0
3,0
13,0
250
20,0
3,5
5,5
300
14,5
6.0
3,25
318.

Введение бора в сплав в виде соли КВР4 производится при
температуре 780—7У0° С. Модифицирование проводится универ¬
сальным флюсом ВИ-45 при температуре 720—740° С. Сплав
хорошо обрабатывается резанием. Возможна заварка дефектов
аргоно-дуговой сваркой.
Сплав предназначается для литья в землю и кокиль крупных
деталей, работающих как при повышенных (до 250° С), так и
при комнатной температурах и высоких давлениях (до 350—
500 am).
Сплав В124 {высокопрочный сплав
с повышенной жаропрочностью)
Сплав В124 относится к системе А1—Si—Си—Mg с малыми
добавками марганца, титана и бора.
Сплав характеризуется высокими значениями пределов проч¬
ности и текучести при комнатной температуре, особенно при
литье в кокиль (с = 40—43 кГ1мм\ соа “ 36—37 кПмм*),
а также повышенной по сравнению со сплавами типа силумин
жаропрочностью (с** = 6,0кГ/мм? при литье в кокиль и cj®j =
— 7,0 кГ/мм1 при литье в землю).
Механические свойства сплава при комнатной температуре
по ОСТ 190004—70 и при высоких температурах приведены
в табл. 109 и 110.
Типичные механические таблица /м
свойства сплава при комнатной механические свойства
температуре (отдельно отлитые по ост 190Ш_Т0
образцы диаметром 10 мм, ли- .
тые в кокиль Т61 слепую- (отдельно отлитые образцы
тые в кокиль і следую диаметром \2мм)
А-г І 1 Jtbsr* р Wjj
= 42 кПмм\ Со а = 37 кПмм\
6 = 2%; тср - 34 кГЫл&, ИВ -
-= 120 кГ/ммг; а_х = 8 кПммг
Реши*
термооб¬
работки
"а
кГ/ми*
А* %
ИВ
кГ/лш*
не кеи»
определяли на гладких об¬
разцах на базе 10■ 10е циклов). 3
Коррозионная стойкость. К
Коррозионная стойкость сплава
Тб
36
40
36
0.5
2,0
2,0
но
120
ПО
В124 ниже, чем у сплава АЛ4М. '
Защита сплава от коррозии проводится в зависимости от усло¬
вий эксплуатации в соответствии с существующими инструк¬
циями.
Технологические свойства. Сплав обладает хорошими литей¬
ными свойствами. Бор вводят в сплав путем замешивания в рас¬
плав соли KBF4 из расчета 0,1% от массы шихты при температуре
740—780° С. Температура литья 690 - 740°С, линейная усадка 1,0%.
Сплав мало склонен к образованию горячих трещин: первая
трещина образуется при ширине кольца 7,5 мм. Герметичность
сплава хорошая: образцы разрушаются без течи при давлении
290 am.
319

ТИПИЧНЫЕ механические свойства
ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
ТАБЛИЦА 116
Вид образцов
Способ
литья
Р*ЖИ и
термооб¬
работки
Темпера¬
тура
испыта¬
ния, °С
".
кГ/мм*
А. %
2»e-
к Г/мм*
МО
30,0
1,0
15,0
3
Тб
250
22,0
1,5
7,0
Отдельно отлитые
без литейной кор¬
300
13.0
2.5
4,0
200
31,0
3,5
14,0
ки диаметром 10 мм
к
Тб
250
21,0
4,0
6,0
300
14,0
6,0
3,5
Гагаринские об¬
200
30.0
4,0

разцы диаметром
в
Тб
250
25,0
4,0
—
5 мм
300
14,0
5,0
Рафинирование жидкого расплава рекомендуется производить
хлористым марганцем или продувкой аргоном. Фазовый состав
сплава в литом состоянии: а-твердын раствор + Si + MgaSi
+ СиА1а + А]8ТІ + W (AljeMg5Cu4Si4).
Термическая обработка сплава производится по режиму Тб
с применением ступенчатого нагрева под закалку: 495° С, 10—
15ч+ 510° С, 6 ч, охлаждение в воде (20° С). При содержании
меди и магния на нижнем пределе допускается повышение тем¬
пературы второй ступени до 515° С, 4—6 ч. Старение при тем¬
пературе 160° С, 10 н, охлаждение на воздухе.
Для отливок с толщиной стенки больше 20 мл во избежание
пережога рекомендуется применять трехступеичатый нагрев под
закалку: 490° С, 4 ч + 500° С, 4 ч + 510” С, 6 ч.
Сплав хорошо сваривается аргоно-дуговой сваркой непла-
вящимся электродом.
Основное назначение сплава В124 —литье в кокиль деталей
турбин и вентиляторов, работающих при температурах до 250° С,
и больших числах оборотов с окружной скоростью до 320 м!сек.
Высокие литейные свойства сплава позволяют успешно его
применять для литья по выплавляемым моделям, для изготовле¬
ния деталей методом полужидкой штамповки и методом литья
под давлением.
Сплав АЛЛ (с повышенной прочностью и пластичностью
при комнатной и при повышенных температурах)
Сплав АЛ7 является двойным сплавом алюминия с 4—5%
меди. В термически обработанном состоянии сплав имеет доста¬
точно высокие механические свойства (ов = 22—35 кГ/мм*,
320

Й = 3—8%), а по жаропрочности (о*« = 3,0 кПмм2) превосходит
все сплавы типа магналий н многие сплавы типа силумин
(табл. 111-114).
ТАБЛИЦА Ш
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
по гост 2ass-fl3 ♦
(отдельно отлитые диаметром \2мм)
Способ
лить и
Режим
термообработки
С7т, *Г{ММг
Ь> %
HBV кГ/мм'
не меггее
3, о, в
Т4
20
б
60
к
Т4
21
6
60
3,0, в
Т5
22
3
70
к
Т5
23
3
70
ТАБЛИЦА т
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ КОМНАТНОЙ
ТЕМПЕРАТУРЕ
(отдельно отлитые образцы диаметром 10 мм9 литье в землю)
Режим
Б
"о,*
д
ив
*
термо¬
О
обработки
лГ/ло**
%
кГ/jkM*
Т4
7000
22
11
8
17
• 65
4,0
Т5
7000
25
15
5
І
21
і J
80
4.5
• Предел выносливости определили при чистой изгибе вращающегося образца;
1 5« 101,
ТАБЛИЦА ИЗ
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
(отдельно отлитые образцы
диаметром 10 мм, литье и землю.
Т4)
Температура
испытание, °С
кГ/дш*
в>. %
20
26
7.0
100
25
7.5
150
24
8.5
200
21
9,0
250
15
13,0
ТАБЛИЦА Ц4
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПОСЛЕ СТАБИЛИЗАЦИИ*
ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
(отдельно отлитые образцы
диаметром 10 мях литье в землю, Т4)
Температура
испытания
стл1 кГ/лш*
%
20
26
7,0
100
29
2,0
150
31
0,5
175
31
0,5
• Стабилизации — предварительная
выдержка прн температуре испытания в те¬
чение. 1 DO Ч>
21 Алюминиевые сплавы
321

Недостатками сплава являются низкие литейные свойства
н герметичность, а также пониженная коррозионная стойкость.
Фазовый состав в литом состоянии: a-твердый раствор медя
в алюминии -f-CuAlj. При наличии в сплаве примесей кремния
Рис. 149. Электрониомнкроскопнческая структура сплава АЛ7:
а — закаленное состоял нс, закалка в воде при 20° С» X 10 000; 6 — за ка леняас состояние
(закалка в охлаждающей смссн яри — 68ь С)ГХ 10 000; 9 — закаленлое и состаренное
прн 1S0® С — 3 ч состояние, X 10 000; с — закаленное и состаренное при 300е С-3 v
состояние,X 10 000
к железа могут образоваться фазы Al,Cu4Fe, AICuFeSi и трой¬
ная эвтектика а Si -|-CuAlj с температурой плавления 525° С.
Увеличение содержания кремния в сплаве до 3% приводит
к увеличению количества этой тройной эвтектики и к улучшению
литейных свойств, но к значительному снижению прочности как
при комнатной, так н при повышенной температурах.
Примесь железа до 1,2% снижает склонность к горячелом-
кости и повышает жаропрочность сплава. Вредное влияние ока-
322

эьгвает примесь магния, ухудшая свариваемость сплава и снижая
его пластичность.
Термическая обработка проводится по режимам Т4 и Т5.
Режим Т4—закалка оС 515 ± 5° С, выдержка 10—15 ч, охлаж¬
дение в воде (20—100 С); режим Т5 — закалка та же, что в по
режиму Т4, старение при 150 ± 5° С в течение 2—4 ч, охлажде¬
ние на воздухе. Режим старения применяют в том случае, если
необходимо повысить предел текучести сплава. Сплав склонен
к естественному старению после закалки. Это явление проявляется
тем в большей степени, чем меньше он содержит примесей, осо¬
бенно железа.
Элехтронномикроскопическнм исследованием структуры твер¬
дого раствора сплава в зависимости от режима термической
обработки установлено следующее:
1)	распад пересыщенного твердого раствора начинается еще
в процессе закалки (рис. 149, а);
2)	увеличение скорости охлаждения при закалке (темпера¬
тура —68° С) способствует образованию мозаичной субструк¬
туры и усилению процесса распада твердого раствора за счет
возникающей напряженности в его кристаллической решетке
(рис. 149, б);
3)	наиболее высокая прочность сплава достигается старением
при температуре 150° С, когда в структуре наблюдается преоб¬
ладание количества зон. Г. П. 2 (рис. 149, <?);
4)	перестаривание сплава (300% 3 н) приводит к образованию
мета стабильной 0' ц стабильной 9 СиА1а-фаз и снижению пре¬
дела прочности сплава (рис. 149, г).
Сплав обладает пониженной коррозионной стойкостью, осо¬
бенно в искусственно состаренном состоянии. Для защиты от
коррозии отливок с пористостью не выше третьего балла при¬
меняют анодирование в серной кислоте с наполнением пленки
хромпиком и соответствующую систему лакокрасочных покрытий;
при пористости выше трех баллов—• химическое оксидирование или
грунтование грунтом горячей сушки н соответствующую систему
лакокрасочных покрытий.
Технологические свойства. Сплав обладает пониженными ли¬
тейными свойствами.. Температурный интервал кристаллизации
сплава 650—548° С. Температура литья 670—750° С. Линейная
усадка 1,4%. Жидкотекучесть низкая—длина отлитого при
700° С прутка равна 163 мм. Герметичность пониженная—об¬
разцы дают течь при давлении 90 am.
Сплав склонен к образованию горячих трещин: первая тре¬
щина образуется при ширине кольца 35 мм. Склонен к образова¬
нию рыхлот, поэтому необходимо применять усиленное питание
отливок. Для улучшения литейных свойств при литье в кокиль
можно увеличить содержание кремния до 2—3%. Рафинирование
сплава рекомендуется проводить хлором, хлористыми солями
(ZnCl2 и МпС!г) или, обработкой расплава в вакууме. Сплав хо-
21*	323

рошо обрабатывается резанием. Возможна заварка дефектов
газовой и аргоно-дуговой сваркой.
Сплав предназначается в основном для деталей каркасного
типа, претерпевающих повышенные вибрационные нагрузки.
К двойной системе А1—Си также относится сплав АЛ 12.
Раньше из этого сплава отливали поршни. Однако в настоящее
время практически его не применяют, так как для изготовления
поршней используют более технологичные и жаропрочные сплавы.
Сплав АЛ19 (с высокой прочностью при комнатной
температуре и с повышенной жаропрочностью)
Сплав АЛ 19 относится к системе А1—Си—Мл с добавкой ти¬
тана (до 0,35%). Сплав характеризуется высокими механиче¬
скими свойствами при комнатной температуре (<тв = 34—35 кГІмм2,
б = 4—6%), жаропрочностью (ajjjjj — 6,5 кПмм2), хорошими
обрабатываемостью резанием и свариваемостью. Механические
свойства и свойства жаропрочности сплава приведены в табл. 115—
118.
Недостатками сплава АЛ 19 являются пониженные литейные
свойства, герметичность и коррозионная стойкость.
Фазовый состав в литом состоянии: a-твердый раствор меди
н марганца в алюминии +СиА12 + 7 (А11аМп2Си) -4-А13Т1, при
наличии в сплаве допустимых примесей кремния и железа обра¬
зуется фаза AlSiMnFe.
Увеличение содержания примеси кремния до 0,5% в сплаве
приводит к снижению жаропрочности сплава за счет увеличения
скорости диффузионных процессов и обеднения твердого раствора
марганцем. При содержании железа свыше 0,3% твердый раствор
ТАБЛИЦА lit
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ КОМНАТНОЙ
ТЕМПЕРАТУРЕ
по гост 2вав—*з*
(отдельно отлитые
диаметром 12 мм)
3*
її
І
н
»*
оя*
«о
м
Я}*-*
**
С Г
и *
л V °
0» Н О
tie менее
3.0,
Т4
30
3
70
в
3.0,
Т5
34
4
90
8
К
TS
36
3
100
324
ТАБЛИЦА lit
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
(отдельно отлитые образцы
диаметром 12 мм, литье в землю)
1S «Ї
fiSsI
в
G
Ч*
ft
\
^ *
5
ж
tl ІС
* ч
о'Ь
кГ/мм*
Т4
7000
2500
32
18
10
80
1,0
7,0
Т5
7000
2600
37
26
5
100
0,8
7,0
Т5*1
7000
2600
40
32
4
ПО
1,2
9,0
Предел оыиослиоостн (0_1) определяли при
чистом изшбс вращающегося образца N = 2*10»
Образцы, отлитые о кокиль.

обедняется марганцем и медью, что приводит к снижению проч¬
ности сплава.
Наличие магния даже в очень малых количествах (>0,05%)
приводит к резкому снижению свариваемости, пластичности
сплава и к пережогу при терми¬
ческой обработке за счет образо¬
вания фазы $ (AljCuMg) и
тройной эвтектики a-f Si-f-S
с температурой плавления
507° С.
Применяются два режима
термической обработки: Т4 и
Т5. Т4 —двухступенчатый на¬
грев под закалку (чтобы исклю¬
чить возможность пережога
отливок), I ступень — нагрев
при температуре 530 ± 5° С
в течение 5—9 ч; II ступень —
нагрев притемпературе545±3°С
в течение 5—9 ч (длительность
выдержки зависит от толщины стенок и конфигурации отливок).
В печах, обеспечивающих перепад температур не более ±3° С,
разрешается применять одноступенчатый нагрев под закалку при
температуре 545 ± 3° С в течение 10—12 ч. Охлаждение в обоих
случаях производится в воде	(20—100“ С).
Режим Т5 — закалка та же, что и по режиму Т4, старение при
емлературе 175 ± 5е С, выдержка 3—5 ч, охлаждение на воздухе.
ТАБЛИЦА ПТ
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
(отдельно отлитые образцы
диаметром 10 мм, литье в землю)
Ражим
терио-
обра-
Сотки
Темпера¬
тура
испыта*
идя, *С
"в
кГ/мн1
%
Т4
—40 1 30
—70 | 30
9.5
9.5
Т5
—40 ! 34
—70 34
7.5
7.5
ТАБЛИЦА lit
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
(отдельно отлитые образцы диаметром 10 мм, литье в землю)
Режим
термо¬
обра¬
ботка
Темпера¬
тура
испыта¬
ния, 41
V,
яГ(мм*
40.2/100. к/Гмм*
по общей
деформа¬
ции
по оста¬
точной
деформа¬
ции
175
27,0
18,0
4,0
18,0
9,0
13,0
200
27,0
18,0
3,0
15,0
—
—-
Т4
250
18,0
10,0
5,0
п.о
—
—
300
14,0
7,0
5.0
6,0
—
4,0
350
8,0
5,0
8,0
3,5
—
і
176
28,0
23,0
4,0
18,5
9,0
13,0
20D
28,0
22,0
3,0
15,0
—
—
Т5
250
20,0
16,0
4,0
11,5
—
—
300
15,0
10,0
5,0
6,5
—
4,0
350
8,0
6,0
8,0
3,5
—
—
325

Исследование тонкой структуры сплава АЛ 19 в зависимости
от температуры старения показало следующее:
1)	легирование двойного сплава А1—Си марганцем значи¬
тельно затормаживает распад твердого раствора, повышает устой¬
чивость зон Г. П. Наибольшей прочностью обладает сплав, со¬
старенный при температуре 175° С, когда в структуре наблюдается
большое количество зон Г. П. 2 (рис. 150, а);
2)	повышение температуры старения (250—300° С) приводит
к заметному группированию частиц зон Г, П. 2 с последующей
перестройкой структуры: образованием частиц метастабильной
фазы 0' и стабильной фазы 0 СиА1а, которая сопровождается
некоторым уменьшением значения предела прочности сплава
при комнатной температуре (рис. 150, б);
3)	наличие большой плотности микрогетерогенности внутри
зерен твердого раствора за счет наличия мельчайших частиц
фазы AllsMn2Cu, обладающих сравнительно малой склонностью
к коагуляции при повышенной температуре, обеспечивает сплаву
высокую сопротивляемость ползучести при воздействии высоких
температур и нагрузок. Этим объясняются сравнительно высокие
прочностные характеристики сплава АЛ19.
Коррозионная стойкость. Сплав АЛ 19 обладает пониженной
коррозионной стойкостью, но более высокой, чем сплав АЛ7.
зге

Для защиты от коррозии отливок с пористостью не выше
третьего балла применяют анодирование в серной кислоте с на¬
полнением пленки хромпиком и соответствующие лакокрасочные
покрытия, при пористости выше третьего балла — химическое
оксидирование или грунтование грунтом горячей сушки и соот¬
ветствующие лакокрасочные покрытия.
Технологические свойства. Сплав обладает удовлегворитель-
ньшп литейными свойствами. Температурный интервал кристал¬
лизации 650—548° С. Температура литья в зависимости от кон¬
фигурации отливок составляет 700—750° С, линейная усадка
1,25%. Жидкотекучесть выше, чем у сплава АЛ7: длина отлитого
при температуре 700° С прутка равна 205 мм\ герметичность —
пониженная, образцы дают течь при давлении 70 am.
Сплав склонен к образованию горячих трещин и рыхлот:
первая трещина образуется при ширине кольца 32,5 мм. Для
повышения плотности отливок необходимо предусматривать уси¬
ленное питание в процессе кристаллизации отливок, применение
податливых стержней, охлаждение массивных мест отливок,
рассредоточенный подвод металла, а также обеспечивать плавные
переходы в сечениях стенок детали.
Рафинирование от газовых и окисных включений рекомен¬
дуется проводить аргоном, хлористыми солями (ZnCl2, MnCls)
или обработкой расплава в вакууме.
Сплав хорошо обрабатывается резанием. Возможна аргоно-
дуговая и газовая заварка дефектов. Сплав предназначается для
литья деталей, работающих при температурах 175—300° С,
и для силовых деталей, работающих при комнатной и понижен¬
ных температурах с высокими вибрационными нагрузками.
Сплав АЛ20 (с повышенной жаропрочностью
и удовлетворительными литейными свойствами)
Сплав АЛ20 относится к системе AI—Си—Mg с дополнитель¬
ным легированием кремнием, железом, марганцем, хромом,
титаном. Легирование кремнием сплава системы Al—Си—Mg
улучшает литейные свойства, но приводит к снижению жаропроч¬
ности за счет коагуляции его частиц при повышенных темпера¬
турах. Железо, связывая кремний в устойчивое соединение
AIjSiFe или AlgSiaMgaFe j, что зависит от соотношения количе¬
ства железа к кремнию, нейтрализует вредное влияние кремния.
Сплав АЛ20 применяется в литом и термообработанном со¬
стояниях.
По литейным свойствам сплав АЛ20 превосходит сплав АЛІ,
но по жаропрочности они близки друг к другу, поэтому сплав
АЛ20 является заменителем сплава АЛ1, что имеет большое тех¬
нико-экономическое значение.
Сшіав АЛ20 в термически обработанном состоянии имеет-
достаточно высокий предел прочности: о„ =* 25 кГ(мм%. Большим
327

ТАБЛИЦА m
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
ПО ГОСТ Шо-вЗ*
(отдельно отлитые образцы
диаметром 12 леи)
ОТ
л
ь
S
Ч
«
О
V
о
*
х - о
* о о
т
О
м
Л
^ *
с
и
£ рО
О* Ь О
не пенса
3.0.
в, к
Т2
16
1,0
65
3,0.
в, К
Т5
25
1,0
65
3,0,
в, к
Т7
21
1,0
65
таблица по
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
(отдельно отлитые образцы
диаметром 12 мм9 литье в землю)
2 4.я
є
G
"о.*
»•
тср
к
%
** Cl'о о
BU Н 0 42
кГ/мм1
кГ/мм*
Т2
7000
2600
21
15,5
1.0
7,0
Т7
7000
2600
24
20,5
1.0
16,0
7,5
* Предел ВЫИОСЛНООСТИ	определял»
при чистом нагибе вращающегося образца; N «=
= 2> >0*.
преимуществом сплава является возможность использования
низкосортных исходных материалов в качестве шихты п отходов
с повышенным содержанием примесей железа и кремния.
К недостаткам сплава относятся пониженные коррозионная
Стойкость и пластичность.
Фазовый состав сплава в литом состоянии: а-твердын рас¬
твор + MgaSi -j-CuAl4 -(- AleSieMg3Fe или AlbSiFe, При мед¬
ленном процессе кристаллизации
может формироваться также фаза
W {AUM&SUCuJ.
Рекомендуются три режима
термической, обработки: Т2, Т5
и Т7. Механические свойства
обработанных по этим режимам
образцов приведены в табл. 119—
122. Т2 — отжиг из литого со¬
стояния — температура нагрева
300 ± 10° С,, выдержка 2—4 ч,
охлаждение на воздухе (для
деталей сложной конфигурации,
закалка которых может вызвать
трещины). Т5: ступенчатый на¬
грев под закалку, Jf ступень —
при 500 ± 5° С в течение 2—
3 ч, 11 ступень — при 515 ± 5° С в течение 2—3 ч, охлаждение
в воде (20—100° С); старение при 175 ± 5° С в течение 3—5 ч,
охлаждение на воздухе. Данный режим рекомендуется применять
для деталей, работающих при температурах до 175° С. В этом
случае прочность сплава может быть высокой (<jb — 28—31 кГ/мм*),
Т7: закалка та же, что и по режиму Т5, отпуск при 250 ± 10° С,
328
ТАБЛИЦА Ш
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
(отдельно отлитые образцы
диаметром 12 мм, литье в землю)
Режим
Темпера¬
ТСрМО-
обра-
боткн
тура
испыта¬
ния, *С
кГ/мм*
6.. %
12
^0
20,0
0.8
—70
21,0
0.8
Т7
—40
21.0
0.8
—70
21,5
0.8

ТАБЛHUA Лі
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ ВЫСОКИХ
ТЕМПЕРАТУРАХ
(отдельно отлитые образцы диаметром 10 им, литье в землю)
Режим
Ttpuc*
обра¬
ботки
Темпе¬
ратуре
испыта¬
ния. *С
%
0|*|
°0,2/Ю0, кГ/мм*
по общей
деформа¬
ции
по осте»
точной
деформа¬
ции
100
17,0
15,0
0,5
16,0
_
.
150
16,5
И,5
0,5
15,0
—
—
Т2
200
16,0
13,0
0,5
12,0
—
—
250
15,0
9,0
1,0
9,0
4,6
5,9
300
12,0
7,0
1,8
6,0
3,1
3,3
100
21,5
17,5
0,9
19,0
_
_
150
20,5
16,5
0,8
17,0
—
—
Т7
200
20,0
36,5
1,0
14,0
—
—
250
14,5
13,0
2,6
9,0
5,5
6,2
300
13,0
11,0
3,4
6,0
3,5
4,0
в течение 10 ч, охлаждение на воздухе. Режим Т7 применяют для
деталей, работающих при температурах выше 175° С.
Коррозионная стойкость. Сплав обладает низкой коррозион¬
ной стойкостью. Для защиты от коррозии отливок с пористостью
не выше третьего балла применяют анодирование в серной кис¬
лоте с наполнением анодной пленки хромпиком и соответствующие
лакокрасочные покрытия. При пористости выше третьего балла
применяют анодирование в хромовой кислоте или химическое
оксидирование или грунтование грунтом горячей сушки и соот¬
ветствующие лакокрасочные покрытия.
Технологические свойства. Сплав обладает удовлетворитель¬
ными литейными свойствами. Температура литья 720—730° С;
линейная усадка 1,1%. Жвдкотекучесть удовлетворительная:
длина отлитого при 700° С прутка равна 320 мм. Герметичность
удовлетворительная: выше, чем у сплавов АД1, АЛ7 и АЛ8,
и несколько ниже, чем у сплава АЛ5,
Сплав сравнительно мало склонен к образованию горячих
трещин: первая трещина образуется при ширине кольца 17 мм.
Рафинирование от газовых и окисных включений рекомендуется
проводить хлористыми солями (ZriCli, MnCl,) или обработкой
расплава в вакууме.
Сплав АЛ20 предназначается для литья деталей, работающих
при температурах до -f300° С.
323

Сплав АЛ2І (с повышенной жаропрочностью)
Сплав АЛ21 относится к системе А1—Си—Ni—Mg и отличается
от сплава АЛІ большим содержанием меди и никеля, следова¬
тельно, и фазовым составом. Он обладает более высокой жаро¬
прочностью, чем сплавы АЛ1, АЛ 19, АЛ20 (о$$ =7—8 кПммsj,
так как его твердый раствор в большей степени легирован эле¬
ментами с низким коэффициентом диффузии в алюминии, а гра¬
ницы зерен блокированы частицами двух устойчивых никеле¬
содержащих фаз и фазами, содержащими хром и марганец.
Сплав АЛ21 применяется как в литом, так и в термообрабо¬
танном по режиму Т7 состояниях. В последнем случае предел
прочности сплава составляет 21 кГ/мм* (табл. 123 и 124).
Литейные свойства более высокие, чем у сплава АЛ1, что
объясняется наличием большего количества эвтектики.
Недостатками сплава являются склонность к образованию
горячих трещин и пониженная пластичность (1—2%).
Механические свойства сплава АЛ21 при высоких темпера¬
турах приведены в табл. 125 и 126, а при низких температурах—
в табл. 127.
Фазовый состав в литом состоянии: a-твердый раствор •+-
-f 5 (AbCuMg) -f- Tni (AlfiCu3 Ni) -(- Al3 (CuNi)2 -f фазы, содер¬
жащие хром и марганец.
В зависимости от назначения деталей из сплава АЛ21 реко¬
мендуются два режима термической обработки. Т2: отжиг из
литого состояния при температуре 300 ± 10° С, выдержка 5—
10 ч, охлаждение на воздухе — для деталей сложной конфигу¬
рации, работающих при температурах 300—350° С. Т7: ступен¬
чатый нагрев под закалку: от 300 до 500е С в течение 2 ч, выдержка
при 500 ± 5° С в течение 2 ч, подъем температуры до 525 ±, 5° С,
выдержка при 525° С в течение 2—5 ч, охлаждение в воде, нагре-
ТАБДИЦА 129
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
ПО ГОСТ 26115—63 *
(отдельно отлитые образцы
диаметром 12 мм)
Способ литья
2
к
S . о
*23.
•І
ы
Ъ *
а*
m
<1
ЯВ
кГімм1
не менее
3.0.
Т2
16.0
1.0
65
в
3.0,
Т7
21
1.0
75
в
ТАБЛИЦА 124
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
(отдельно отлитые образцы
диаметром 12 мм., литье и землю)
*
ЗЕ * О
Ё
! а I ®в
I 1
°0.Т
Ь
*ср
* 2 Я
£
кГ/мм*
%
НГ/ММ*
Т2
17
7000
7000
2600І 21
2600 24
15.5
20.5
1.0
1,0
15,0
7.0
7,5.
♦ предел выносливости о определяли
при чистом изгибеаращвюіцсгосїобрирца: N и*
930

ТАБЛИЦА /25
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
(отдельно отлитые образцы
диаметром 10 ММ) литье в землю* Т2)
Темпера¬
тура
испыта¬
ния* ®С
*8
*0.8
V %
кГ/мм*
200
17.5
15,2
1,0
250
16,5
12,5
1,0
300
14,0
10,0
1,0
350
10,0
6,3
4,0
ТАБЛИЦА Ш
ПРЕДЕЛЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ
ПРОЧНОСТИ И ПОЛЗУЧЕСТИ
(отдельно отлитые образцы
диаметром 10 мм, литье в землю, Т2)
0
PS
I
!
°0.2/100, *г/ям»
* -
fs
ПО об ЩО1
пл оста¬
с а
деформа¬
точної
нёУ
ции
деформации
300
7—8*
4,0
5.0
350
3,5
2,0
2,4
•	=* 3 кГ/л/м^ если сплав содер¬
жит 0*25% Мо.
той до 40—50° С, отпуск при 300 ± 10° С в течение 3—10 ч,
охлаждение на воздухе.
Режим Т7 рекомендуется для деталей, работающих с высокой
нагрузкой. Во избежание образования закалочных трещин для
сложных по конфигурации деталей необходимо в качестве охлаж¬
дающей среды при закалке применять масло, имеющее темпе¬
ратуру 40—50° С.
Коррозионная	стойкость,
Сплав обладает низкой корро¬
зионной стойкостью. Для за¬
щиты от коррозии отливок с по¬
ристостью не выше третьего
балла применяют анодирование
в серной кислоте с наполнен¬
ием пленки хромпиком и соот¬
ветствующие лакокрасочные
покрытия, при пористости вы¬
ше третьего балла — химиче¬
ское оксидирование или грун¬
тование грунтом горячей сушки
и соответствующие лакокрасоч¬
ные покрытия.
Технологические свойства. Сплав обладает удовлетворитель¬
ными литейными свойствами. Температурный интервал кристал¬
лизации 638—555° С. Температура литья 730—75D° С; линейная
усадка 1,2%. Жидкотекучесть удовлетворительная; длина отли¬
того при 700° С прутка составляет 360 мм. Герметичность удовле¬
творительная; выше, чем у сплава АЛ1, но ниже, чем у сплава
АЛ5: образцы разрываются без течи при давлении 200 am.
Сплав склонен к образованию горячих трещин: первая тре¬
щина образуется при ширине кольца 22,5 мм.
Рафинирование рекомендуется проводить хлором, хлори¬
стыми солями (ZnCij, MnClj) или путем обработка расплава
ТАБЛИЦА IV
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
(отдельио отлитые образцы
диаметром 10 .«л, литье в землю)
Режим
термо¬
обработки
Темпе¬
ратура
испыта¬
ния, *С
ісГ/alh1
А.. %
Т2
—40
—70
20,0
21,0
0,8
0,8
Т7
—40
—70
21,0.
21,5
0,8
0,8
331

ТАБЛИЦА Ш
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ КОМНАТНОЙ
ТЕМПЕРАТУРЕ
ПО ОСТ 100004 — 70
(отдельно отлитые образцы
диаметром 12 мм,
литье в землю)
9л
ИВ
І
к
кГ/лси»
кГ/мм*
я « о
SU
* h
не ненов
Т4
23,0
2.5
60
Т5
26,0
1.5
85
TABЛИЦА J23
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
(отдельно отлитые образцы диаметром 12 мщ
литье в землю)
О
Я
ехг
►н
23
зи S.
о. о
Е
G
"в |°о.*
в..
%
л
3
ИВ
•
°-i
кГ/мм*
кГ/мм1
Т4
Т5
7000
7000
2600
2600
25 15
28 18
'3.0
2,0
0,3
0,3
80
90
?,5
9 Предел выносливости определял» на базе 2*107
циклов.
в вакууме. Обрабатываемость резанием удовлетворительная. Сва¬
риваемость сплава аргоно-дуговой и газовой сваркой удовлетво¬
рительная.
Сплав АЛ21 предназначается для литья деталей, работающих
при температурах до 350° С.
Сплав ВАЛІ (с высокой жаропрочностью)
Сплав ВАЛІ относится к системе А1—Си—Мп—Ni с малыми
добавками церия (до 0,3%) и циркония (до 0,2%). Он характе¬
ризуется высокой жаропрочностью (aj“ = 9 кГ/ммг), при300°С
значительно превышающей жаропрочность известных отечествен*
пых н зарубежных литейных алюминиевых сплавов, достаточно
высокими прочностью при комнатной температуре (ав = 26—
28 кГ/мм3), при относительном удлинении 1,5—3,0% (табл. 128
н 129) и герметичностью. Недостатками сплава являются не¬
сколько пониженные литейные свойства и коррозионная стой¬
кость.
Фазовый состав.в литом состоянии: a-твердый раствор меди
и марганца в алюминии + Сц2АІ2 + Т (AliaMnjCu) -f- Al^Ce -|-
-f 7ni (Al,Cu,Ni) 4- AlaZr. При наличии в сплаве железа
образуется фаза AljNiFe, Вредной примесью является магний;
наличие кремния и железа в количестве, превышающем 0,3%
каждого, снижает механические свойства при комнатной и по¬
вышенных температурах так же, как в сплаве АЛ19.
Только в случае образования фазы A]*NiFe (при соотношении
никеля к железу 1 : 1) наблюдается некоторое повышение предела
прочности за счет увеличения содержания меди в твердом растворе.
Применяются два режима термической обработки. Т4: в печах
с большим перепадом температур во избежание пережога от-
Э32

лнвок — рекомендуется двухступенчатый нагрев под закалку; за¬
грузка в печь при температуре не выше 300® С, I ступень—нагрев
при 535° С, выдержка 5—9 ч; II ступень — нагрев при темпе¬
ратуре 545І|°С, выдержка 5—9 ч.
При наличии термического оборудования, обеспечивающего
перепад температуры не более ±3°С, разрешается применять
одноступенчатый нагрев под закалку при температуре 545° С
в течение 12 ч.
Ркс* 151* Эл ектр о ином нкр оско¬
пи ческа я	структура сплава
ВАЛІ;
а — закаленнее я состаренное прн
225е С — 3 ч состояние,* 10 ООО;
б — закаленное И состаренное грк
30 0* С — 10 ч состояние, х 10 000;
о — закаленное п состаренное прн
350* С — $ ч состояние, выделение
сложно Л эитекткки, х 27 ДОП
Охлаждение в обоих случаях производится и воде с темпе¬
ратурой 20—100СС. Отливки сложной конфигурации или тонко¬
стенные для предотвращения коробления рекомендуется охлаж¬
дать в кипящей воде. Режим Т5: закалка та же, что и по режиму
Т4, старение прн температуре 175° С, выдержка 3—6 ч, охлажде¬
ние на воздухе.
Легирование никелем, церием и цирконием прнводшг по
сравнению со сплавом АЛ19 к большему торможению распада
твердого раствора и значительному повышению устойчивости
зон Г. П. Поэтому максимальное упрочнение сплава достигается
старением при температуре 225®С при сохранении большого
количества в структуре зон Г. П. 2 (рис. 151, в).
Повышение температуры старения вызывает очень медленное
изменение структуры твердого раствора с длительным сохране-
ззз

ниєм (до 300° С) зонной стадии распада твердого раствора
(рис. 151, б). Наличие в сплаве тугоплавкой фазы AI„Cu #Ni и слож¬
ной тугоплавкой эвтектики (рис. 151, в), не изменяющих свою
форму кристаллизации при длительном воздействии повышен¬
ных температур, обеспечивает сплаву высокую жаропрочность
(табл. 130).
ТАБЛИЦА 139
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ ВЫСОКИХ
И НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
(отдельно отлитые .образцы диаметрам 10 мм, литье в землю)
6
а
о. г
и
«8
п
а.
хс
н s
а *
*.»
? 3
і
Г* S •
£
%
**0,2/100
*0,2/ JO
кГ(мма
кГ/ммв
—70
21,5-23,0
_
_

_
— .
150
—
25
—
3,0
20
—
—
—
Т А
200
—
22

5,0
16
—
—
—
250
6000
18
И
5,0
14
—
—
—
300
5500
15
9
4,5
9
6,0
—
—
350
—
в
5
8,0
4,5
—
4.0
—
250
_
21
15
2,0
14.0


Т5
300
—
16
10
2,5
9,0
6
—
4
350
—
10
7
5,0
4,5
—
4,5
3
Коррозионная стойкость. Сплав обладает пониженной кор¬
розионной стойкостью, близкой к стойкости сплава АЛ7 при тер¬
мической обработке по режиму Т4 исплава АЛ19 при термической
обработке по режиму Т5. Для защиты от коррозии отливок с по¬
ристостью не выше третьего балла применяют анодирование в сер¬
ной кислоте с наполнением пленки хромпиком и соответствующие
лакокрасочные покрытия; при пористости выше третьего балла —
анодирование в хромовой кислоте или химическое оксидирование
или грунтование грунтом горячей сушки и соответствующие лако¬
красочные покрытия.
Технологические данные. Сплав обладает удовлетворительными
литейными свойствами. Температурный интервал кристаллизации
640—560° С. Температура литья в зависимости от сложности
отливки составляет 700—730° С. При литье рекомендуется рас¬
средоточенный подвод металла, применение стержней, способ¬
ствующих ненапряженной усадке сплава. Линейная усадка 1,25%,
Жндкотекучесть сплава удовлетворительная (выше, чем у сплава
АЛ19) — длина отлитого при 700° С прутка составляет 240 мм.
Герметичность сплава удовлетворительная; образцы разрываются
без течи при давлении 200 am. Сплав склонен к образованию горя¬
чих трещин: первая трещина образуется при ширине кольца 30 мм.
334

Рафинирование рекомендуется проводить хорошо просушенным
хлор истым мар ган цем.
Обрабатываемость резанием хорошая. Возможна заварка де¬
фектов аргоно-дуговой сваркой.
Сплав ВАЛІ предназначается для литья деталей, армированных
стальными втулками и трубками, длительно работающих при
температуре до 350° С.
ТАБЛИЦА 131
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ
СВОЙСТВА ПРИ ВЫСОКИХ
И НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
(отдельно отлитые образцы диаметром
10 лш$ литье в землю и кокиль» Т1
Сплав АЦР1У
(;жаропрочный сплав, литье в землю и в кокиль)
Сплав АЦР1У имеет еще более устойчивую многофазную
структуру, чем сплав ВАЛІ. Он относится к сплавам эвтектиче¬
ского типа, поэтому его преимуществом являются высокие литей¬
ные свойства — практически такие же, как у сплавов АЛ2, АЛ9,
АЛ 4 [151.
Однако по значениям жаропрочности (табл, 131) сплав АЦР1У
превосходит эти сплавы в 3—4 раза (о*сю = 8—10 кПмм2, cr]jj® =
= 4 кГ/мм2). Сплав АЦР1У не склонен к образованию горячих
трещин н обладает высокой
жидкотекучестыо, что позволяет
отливать из него тонкостенные,
сложные по конфигурации де¬
тали. Сплав применяют после
термической обработки по ре¬
жиму Т1: нагрев при 250° С —
10—15 ч, охлаждение на воз¬
духе. Механические свойства
сплава АЦР1У при комнатной
температуре по АМТУ 509—64
(отдельно отлитые образцы диа¬
метром 12 мм, литье в землю
и в кокиль) следующие: ав =
-- 18 кГ/мм*; 6Б = 1,0%; НВ =
= 70 кГ4ям*.
Типичные механические
свойства при комнатной темпе¬
ратуре (отдельно отлитые об¬
разцы диаметром 12 мм, литье
в землю и кокиль, ТІ): Е =
— 7000 кПмм2; G = 2600 кГ/ммя; <т„ = 20,0 /сГАлш2; о03 =
= 18,0 кГ/мм2;	= 1,0%; о„! = 7,0 кПммг.
Коррозионная стойкость. Сплав обладает пониженной корро¬
зионной стойкостью, однако более высокой, чем стойкость сплава
АЛ7.
Технологические свойства. Сплав обладает хорошими литей¬
ными свойствами, Температурный интервал кристаллизации 637—
603° С. Температура литья 710—730° С, линейная усадка 1,2%.
335
и
ч*
р- *
£5
П
Ь ж
°0.t
с-
* *
£ = я
оОЬ
к Г/.им*
кГ/ммг
100
18,6
17,5
>0,2
_
200
15,5
12,0
>0,3
—
—
300
11,5
9,0
».2
9,0
—
350
—
5,5
3,5
400
7.0
SA
Т,о
3,5
1*8
-70
21,5
0,4
—
—190
27,0
““
0,3
—
—

4а
- X 2
Й ft*;
и Г с ^
ч» » 5 *
С3Л58
с52
«HIT
-■ягіафЖ
UDllhOL
-ИЗО ft«
11
СЧ
1 ISM
1
1
1
1
MSI
11
-•■і
Ч
К л s
iiim
•яітгіофаіґ
tfofripo ou
11
1
Mill
I
о
г 1
I
ISM
11
в Tv
ж і
1" к
< о
Із
и
г "»\
е-с Ч О.
009
1 !
аО
СЧ
MS-І і
!
ю
СЧ
■ 1
о
г*
1 ч* ю і
® сч со ^
11
£ а
О ш
* о
К«
|1£?
*м
2ёЗ*
юг
1 1
■ч*
MSN
1
о
ITJ
о
to
о
1 со-°- t
I -t еО 1
11
Л о
С *
V
а и
О?
гз5"
ft Й I
С
с
DOS
1 1
О
rsT
1 Ї°-11
сэ
ао
о
сл
о
trt
1 оо о> 1
11
л х
< г
^ А»
С ы
U И
Р
009
3 і
©_
со
II1II
1
о
cf
1
Ofc
со
1 °-°-1
I 2~ I
11
X в
2£
ы X
з&
І5
|3
09г
S1
о^
erf
II11 1
1
о
СЭ
о
СЧ
о
сч"
сч
J <ои> 1
§]
**
Е gj
ЯГ в-
о"
и 5
d *
г*
2-І
с с
tC щ"
w 3
г£
003
1 ]
о
L/f
111II
1
о
о
о
мГ
СЧ
о
S
1 °-°-1
сч аз /
сч —1
1°
< X
x о
X—V
о
в
то
SIX
І і
1
мім
1
о
ао
і
1
ММ
11
= 1
в и
ЇЇ*
в
о
д
И
X
%*
Л ,
с <1
Ч Si
и £
№1
І і
1
1 1 М 1
1
©
of
1
1
||| І
5*1
сч
*5-
ч: то
< а
«Ї,
ст S'
г*
001
І І
1
Mill
1
о
сч”
СЧ
1
1
|§м
Si
сч 1
в ^
и х
£ <
« а.
о л
л и
<-»<
а.
ul и:
я е
«£ £
о
я.
я >>
пз н
к rt
ЯН
§8
s
ОЮЛОІЛ
MONNO
ІЯ
to
о
о
о
1-4
о
in О О О
о оо(>. о>
S
1л о
©во
jj ft
сз flj
s§
"є
V *■
■» і^
% *0
ІО СЧ
о —
о
to
оюооо
^•«'VJWcsf
о
Csf
о
ГР
о
со"
со
о
1 cf ^-Г
о
со
оо'
СОЛ
О ц)
S-
* сс
5 °
з;
UI щ
€э
S 2
a z
z*
n s
52 ■
,*x Ця
гво
о о
СЧ «Г
см ^
©
аГ
33»--1 і
“1 W ^
©
V
о
о
СЧ
о
к*
сч
о
LO
со
о о
ю-«>| 1
о
©о
-in
S*
< *
ft
Cl
ж rr*fjx
ло
О О
to сч
СЧ СЧ
©
CD
о © О о о
©"оо tn — со
сч — сч сч —
о
со"
о
to
сч
о
сч'1
со |
о
со
со
о ООО
СО -гГ T^F
—‘ СЧ СЧ СЧ
о I
N
оо
сч ю"
СЧ СЧ
gj «д
2 §
*е
3*
= 5
с
ИШ
£Є?“«
ION
нн
СЧ
H
— сч ю со
ннннн
И
to
н
со
н
to
н
— tO СО
ЬННН
£?
гчл
нь
S
И
а
«і
•5
С
U
<
cs
<
со
*=: і
R'1
<
1
г* '
§:
Й
■<ґ '
51
СЧ
3
LO
<
(О
=:
<
N*
5
т

о
| I w і і I
1 1
« 1
о
оо
1
1
1
1
1
1 1
1
1
.
1
1
1
—*
I! г-. > М
J 1
«0 1
іл »о
1
J
1
1
1
J 1
1
1
1
1
1
1
1
І і і і І і
о о
іД
о о
1
1
1
1
1
я 1
1
1
1
1
1
1
1
] II II 1
«О 1
со
1
1
1
1
1
Ю 1
1
1
1
1
і
ш
1 f °0 1 | і
ІД ю
Я 1
о
СО о
і
і
о
я
я
я 1
1
о
1
1
1
1
н
J 1 fisj I 1 1
ф ф
со
1
1
ІЛ
ю
оі 1
1
о
1
1
1
і
4.0 I
1 1.51 і і
ОїД
Я 1
е>
о
CJS
і І
1
1
1
1
[
f І
1
1
1
1
1
1
О
ос
і і § м і
о о
ю ю
*н —
§ і
о
V
і і
і
[
і
]
1
11
і
1
І
1
1
1
1 9.0 1
1 IS і і і
о о
чг 1Д^
§ 1
о
со
ОїД
*гф
. і
1
1
1
1
S і
р—»
1
я
1
1
1
]
О
і Я Я і і і
о о
ід
ІД о
і
1
я ,
о
1
1
Ю
12- 1 1 1
DO О
сч
12 1
иэеГ
— сч
1
1
1
1
1
2 1
-
1
1
1
J
1
О
о о
о о
О
О
to Ю
1
1 1
о
1
1
1
1
8
1 <22 1 1 1
К 00
сч сч
СО 1
о
сч
1^1 О
— СЧ
1
1
1
1
[
1 1
00
а
1
1
І
1
1
1
1 1 1 1 І 1
оо
г^со
сч CN
11
1
1 1
і
1
1
1
1
11
1
1
1
1
1
І
с
1 1
“І 1
ІЛ
1
1
І г
1
1
►
1
1
І
1 1 II 1
1 1
£ 1
о
сч
1 1
1
1
і
1
1
1 І
1
1
1.
1
І
1
О
і - rill
<=> .
ш_
1
1
1 1
1 я
і
1
1
1
1
і® 1111
1 І
і: 1
сч
1 1
1
!
і
1
І
1 1
С0
сч
1
1
І
1
1
в
ошоорю
сою г^со ^ ід
о о
оо о
1 оо
І
11
ІД
О)
о
Сі
о
іД
о>
о
<т>
оо
оо сп
о
Р-4
£
ю
ІД
о
ю
о
(D
о
ooooqo
оо
ого
СЭО0
о
ЯЯ
СЭ
со
о
со
ІД
о
я
о"
со
о
оо
со сч
о
со
сч
2
2
ф
о
о
eooeoq
о о
юо
ю
ідю
о
я я
о
о
05
о>
сч — сч" о" ^ сч
СЧ — —
аа'
Ю ео
сч
o'
сч
ід о"
— сч
оо
І
1
І
1
to оо"
со
сч
Tt--
«—*
1
1
30,0 |
с?ооо_о о
1^00 CO o'n’
— счсч СЧСЧ —•
оо
сч" г^Г
О ГҐ>
21,0
30,0
СЭ
сч
оо
сч сч
о
■ЧГ
сч
о
55
о
в
о
eg
в
еч
сч
оо
ід со
сч сч
о
со"
со
о
ео
сч
со
ю
со
со
сч
ю
сч
н
СЧ -^іЛ ео Г*- 00
hhHHHH
ч# ІД
Ь-Н
сч ю
нн
г-
н
еч t"«
ИН
н
ІЛ
ь
н
сч
6-
*—#
ь-
^ ю
НІ-
іД
н
н
н
**
н
н
н
АЛ8
Сі
к
<
05
<
о
сч
р:
о
сч
с:
<
сч
<С
сч
<
%
<
to
сч
ъ
<
(О
сч
<
1
<
<
«
ід
р;
<
я
АЦР1У 1
h-
сч
р;
<
сч
<
со
п
<
«о
сч
<
22 Алюмвынеоые сплавы	337

Жидкотекуч есть высокая (такая же, как у сплавов АЛ4 и АЛ9) —
длина отлитого при 700° С прутка 360 мм. Герметичность высо*
кая—образцы выдерживают без течи давление более 200 am.
Сплав не склонен к образованкю горячих трещин: при ширине
кольца 5 мм трещин не образуется.
Рафинирование рекомендуется производить хлористым мар¬
ганцем* Обрабатываемость резанием удовлетворительная. Сплав
хорошо сваривается аргоно-дуговой сваркой.
Применяется для деталей, длительно работающих при тем¬
пературе 350—400° С и давлениях до 200 am.
В табл* 132 приведены типичные механические свойства при
комнатной и повышенных температурах литейных алюминиевых
сплавов в зависимости от режимов термической обработки.
ЛИТЕРАТУРА
Б о ч в а р А- А. Шв. АН СССР, ОТН, L947.	10, с. 1369*
2.	Б о ч в а р А. А. Иэв. АН СССР, ОТИ, 1948, № 5, с. 649,
3.	Б о ч в а р А. А. Металловедение, Металлургиэдат, 1956.
4* Курдюмов Г. В, ЖТФ, 1954, т. 24, с, 7.
5.	Курдюмов Г, В- и др. В сб. «Проблемы металловедения и физики
метал лов*. Изд-во АН СССР, 1953, вып. 17, с. 297; 195S, вып. 4, с. 339.
6.	Кишкин С. Т. ДАН СССР, 1954, т. 95,	4, с. 789.
7.	П е т р о а Д* А. Вопросы теории сплавов алюминия, Оборонгиз, 1951.
8* Л а р х е р Э. Р., Х?з л етт Т. X. Сб. «Структура металлов и свой¬
ства, Металлургиздат, 1957, с. 36—75.
9,	Одннг И. А. н др. Теория ползучести н длительной прочности. Метал-
лурпгздат, 1959.
10.	Ос и п о в К. А. Вопросы теории жаропрочности металлов и сплавов.
Изд-во АН СССР, 1960.
11.	Колобнев И. Ф. н др. Металловедение я термическая обработка,
I960, № 9, с. 38.
J2. Корнилов И. И. Физико-химические основы жаропрочности спла-
Изд-во «Металлургия*, 1973.
13.	Гннье А. Неоднородные металлические твердые растворы. ИЛ, 1962.
14.	Аристова Н. А. н др. Б сб. «Литейные алюминиевые сплавы*.
Оборонпгз, 1963, с. 50—54.
15.	Колобнев И. Ф, Жаропрочность литейных алюминиевых сплавов*
Металлургиэдат, 1964.
16.	Буйнов Н. Н.т Захарова Р. Р. Распад пересыщенных метал¬
лических твердых растворов. Иэд-во «Металлургия*, 1964.
17.	К е л л и П., Н и к л с о н Р. Дисперсионное твердение. Иэд-во «Ме¬
таллургия*, 1965.
18.	Колобнев И. Ф, Термическая обработка алюминиевых сплавов.
Металлургиэдат, 1966.

Глава XII
ГЕРМЕТИЧНЫЕ СПЛАВЫ1
К числу герметичных литейных алюминиевых сплавов отно¬
сятся сплавы на основе системы алюминий—кремний: АЛ2, АЛ4,
АЛ9, АЛ4М, ВАЛ5. Сплавы содержат большое количество эвтек¬
тики н имеют малый интервал кристаллизации.
Такие сплавы обладают оптимальным сочетанием литейных
свойств, обеспечивающих хорошее заполнение формы, высокую
герметичность и отсутствие «горячих» усадочных трещин [1].
Многократные исследования диаграммы состояния системы
AI—Si показали, что алюминий и кремний не образуют соединений.
В жидком состоянии А1 и Si полностью растворимы друг в друге,
а в твердом образуют эвтектическую смесь двух ограниченных
твердых растворов. Отсутствие химических соединений в системе
А1—-Si подтверждено рентгеноструктуриыы анализом. Определе¬
ние растворимости Si в А1 в твердом состоянии различными мето¬
дами показало, что она резко уменьшается с понижением темпе¬
ратуры и при комнатной температуре не превышает нескольких
сотых долей процента. Резкое падение растворимости Si в А1
с понижением температуры и коагуляция выделяющейся дисперс¬
ной фазы при температуре дисперсного распада твердого раствора
(200—300е С) исключают возможность повышения механических
свойств двойных сплавов А1—Si путем термической обработки
[2, 3]. Таким образом, микроструктура двойных сплавов А1—Si
может состоять лишь из двух фаз:, а-твердого раствора и эвтек¬
тики а 4- Si. Поскольку растворимость А1 в Si ничтожно мала
(параметр решетки чистого кремния а — 5,4163 А, а твердого
растнора А1 в Si—5,4176 А), зерна твердого раствора AI в Si рас¬
сматриваются как зерна кремния. По мере освоения силуминов
химический состав их подвергался изменениям с целью повышения
механических свойств после термической обработки.
•Была установлена целесообразность введения небольших коли¬
честв Mn, Mg, Сц, Be и других элементов и, таким образом, на
основе бинарных сплавов алюминия с кремнием образовался ряд
сложных многокомпонентных сплавов, каждый пз которых имеет
специфические особенности.
В настоящее время известны силумины нормальные, модифи¬
цированные, медистые и др. Из всех легирующих добавок наи¬
большее влияние на эффект термической обработки оказывает
магний. Значительное уменьшение растворимости Mg н Si в А1
с понижением температуры для всей области тройного твердого
раствора указывает на возможность получения большого числа
стареющих сплавов на основе тройной системы А1—Si—Mg.
Хансен и Гейлер, впервые изучившие алюминиевый угол диа¬
граммы состояния системы AI—Si—Mg, доказали наличие в си-
1 Авторы: М. Б. Альтман, Н. С. Постников.
22*	339

стеме квазибинарного разреза А!—Mg2Si области тройных твердых
растворов Mg и Si в AI, уменьшающейся с понижением темпера¬
туры, и установили способность алюминиевого твердого раствора
упрочняться в результате выдержки при температурах 100—
200° С. Квазибинарным разрезом А1—MgsSi тройная диаграмма
AI—Mg—Si делится на две области (рис. 152) ІЗI:
1) область AI—AI3Mg2—Mg2Si, имеющую тройную эвтектику
a -j- AlaMgj -f Mg-Si (65,25% AI, 34% Mg, 0,75% Si, темпера¬
тура плавления 448* С);
12) область AI—Mg2Si—Si, имеющую тройную эвтектику a +
+ MgaSi -f Si (82,06% AI, 12,97% Si, 4,97% Mg, температура
плавления 550° С).
Такое деление алюминиевого угла тройной диаграммы состоя¬
ния системы А1—Mg—Si характеризует разную природу сплавов,
учитываемую при практиче¬
ском применении.
Во второй области (А1—
Mg,Si—Si)	расположены
сплавы АЛ9, АЛ4, АЛ4М и
ВАЛ5, бедные твердым раст¬
вором и содержащие большое
количество эвтектики, благо¬
даря чему они имеют высокие
литейные свойства и герме¬
тичность. Растворимость Si
и Mg2Si в А1 при эвтектиче¬
ской температуре довольно
высокая, а при комнатной тем¬
пературе составляет только
сотые доли процента. Макси¬
мальный эффект от термической обработки связан с количеством
упрочняющей фазы, находящейся в сплаве. В табл. 133 приведены
величины растворимости Si и Mg*Si в зависимости от температуры
ІЗ].
Как следует из этой таблицы, при температуре до 450е С рас¬
творимость MgjSi практически в два раза превышает раствори¬
мость Si в А|, тогда как при более высоких температурах разница
в растворимости сглаживается. Кроме того, при распаде твердого
раствора частички Si во много раз больше склонны к коагуляции,
чем частицы Mg2Si.
С увеличением содержания кремния до 9% и магния до 0,5%
увеличивается н эффект термической обработки (табл. 134) [3].
Однако удлинение в сплавах с меньшим содержанием кремния
выше)[, кроме того, из практики литейного производства известно,
что количество твердых неметаллических включений и газовая
пористость в силуминах прямо пор порциона льны содержанию
кремния в сплаве. Поэтому, несмотря на несколько большую
прочность сплава АЛ4 (9% Si), более широкое распространение
340
шх
Рис, 152. Тройная диаграмма состояния
А!—Si—JUg

РАСТВОРИМОСТЬ SI И MfjSI В АЛЮМИНИИ
ТАБЛИЦА Ш
Предел растворимости %. при температуре, “С
Добавка
200
і
300
і
860
4С0
460
600
№
575
Si
0,05
0,1
0,17 •
0,29
0,48
0,8
1,3
i,6
MgjSI
0,25
0,3
0,4
0,53
0,75
1,05
1,4
1,7
в промышленности получил сплав АЛ9 (7% Si), так как применение
его связано с меньшими технологическими трудностями.
При рассмотрении фазового состава сплавов типа силумин
необходимо также помнить о специфической роли железа, содер¬
жание которого как примеси в промышленных сплавах составляет
обычно не менее 0,4—0,5%. В твердом алюминии железо раство¬
ряется от 0,02% при комнатной температуре до 0,1% при темпе¬
ратуре гомогенизации. Казалось бы, что железо существенного
влияния на эффект термической обработки оказать не может.
Однако в большинстве своем фазы, содержащие железо, имеют
грубокристаллическое строение, поэтому присутствие его в спла¬
вах значительно снижает механические свойства, особенно пла¬
стичность.
Повышенное содержание железа способствует увеличению
гетероген и заци и структуры и снижает эффект действия легиру¬
ющих элементов при термической обработке сплавов. С этой точки
зрения в сплавах типа силумин не следовало бы иметь железа
больше 0,2%, Однако в целях лучшего использования низких сор¬
тов алюминия приходится допускать содержание железа как
примеси в сплавах значительно больше 0,2%. Следует отметить,
что степень вредности железа снижается по мере измельчения
микроструктуры сплавов. Поэтому, например, при литье в землю
таблица т
МЕХА ВИЧ ВСКИС СВОЙСТВА СИЛУМИНОВ
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ СОДЕРЖАНИЯ КРЕМНИЯ И МАГНИЯ
Коли¬
чество
натіш
%
Л
m
3
ч>
2?
•
Ю
а
«5 Г-
4l
ч
*
*
& *
sj?
о"
О
\
5
ь и
м
Jfc
ь *
л
"О
«*
■>сг
3: к
7% SI
9% SI
12% SI
0,0
14
12
17
40
15
9
ІЗ
45
16
9
14
50
o.l
15
8
10
50
17
11
9
50
18
11
10
50
0,2
17
9
8
55
24
12
6
55
24
12
8
55
0,3
20
11
6
60 '
20 :
13
4
65
27
13
5
65
0,4
23
13
5
65 1
1 28 1
14
3
70
28
14
4
70
0,6
27
14
3
70
ЗО ,
ІЗ
2
75
!
зо
1
16
2
75
341

содержание железа допускается до 0,6%, при литье в кокиль —
до 1,0%, а при литье под давлением —до 1,5%.
В зависимости от содержание железа и кремния, а также от
скорости кристаллизации в алюминиевых сплавах железо может
присутствовать в виде двойного металлического соединения типа
AlaFe или тройного соединения Al4Si2Fe, кристаллизующихся
в форме пластик, п в виде A15SiFe, кристаллизующегося в форме
сильно разветвленной скелетообразной эвтектики а + AlsSiFe-f-
+ Si (рис. 153). Единой точки зрения в отношении обозначения
тройных фаз и их химического состава до сих пор нет. Это объяс¬
няется тем, что, во-первых, тройные фазы могут образовываться
Рис. 153. Микроструктура сплава АЛ9 с 0,63% Fe, Х450
как непосредственно из расплава, так и перитектически, а полнота
реакции при этом зависит от скорости кристаллизации; во-вторых,
очень часто тройные соединения по существу оказываются твер¬
дыми растворами.
Для нейтрализации вредного влияния железа в алюминиево-
кремниевые сплавы вводят добавки марганца, хрома и некоторых
других элементов. При введении этих добавок образуются четырех¬
компонентные химические соединения типа AlFeMnSi и AlFeSiCr,
которые образуют компактные кристаллы. Однако, чтобы получить
желаемый эффект, требуется сравнительно большое количество
марганца и хрома (Fe : Мп, Сг = 1 : 1), что при повышенном со¬
держании железа приводит к сильному изменению химического
и фазового составов сплава.
В работе [4] сообщается, что бериллий в сплавах системы
А1—Si—Mg оказывает модифицирующее действие на примесь же¬
леза. Бериллий является одним из основных упрочняющих ком¬
понентов сплава ВАЛ5, поэтому, не вводя специальных добавок,
можно допустить содержание железа в этом сплаве до 0,6% без
ущерба для механических свойств.
342

1. Свойства герметичных сплавов
Сплав АЛ2 {10—13% Si, примеси железа не более 0,8%,
остальное алюминий) имеет наилучшне литейные свойства, по¬
этому его широко применяют во многих отраслях народного хо¬
зяйства.
Модифицирование позволило получать измельченную струк¬
туру сплавов типа силумин и повысить их механические свойства.
Эго и явилось основным фактором широкого применения сплава
АЛ2 для литья тонкостенных и сложных по конфигурации отли¬
вок. Мелкокристаллическая структура способствует повышению
эффекта упрочнения сплава АЛ2 при термической обработке, но
это повышение составляет всего 10—20% от исходной прочности,
что объясняется недостаточной легированностыо a-твердого рас¬
твора, сплав АЛ2 упрочняющей термической обработке не под¬
вергается.
Как и все сплавы системы А!—Si, сплав АЛ2 склонен к газовой
пористости. Механические свойства сплава средние. Коррозион¬
ная стойкость во влажной атмосфере удовлетворительная. Сплав
плохо поддается анодированию, поэтому его следует защищать
грунтом АЛГ1, Обрабатываемость резанием плохая. Применяется
для литья деталей, не несущих больших нагрузок.
Наиболее типичным тройным сплавом системы А1—Si—Mg
является сплав АЛ9 (6—8% S1; 0,2—0,4% Mg; не более 0,6% Fe
при литье в песчаную форму, не более 0,5% Мп; не более 0,2% Сщ
ие более 0,3% Zn; остальное — алюминий).
Основное его назначение — литье тонкостенных и сложных
по конфигурации деталей, несущих по величине средние нагрузки.
К преимуществам сплава АЛ9 следует отнести хорошие литей¬
ные свойства, герметичность, несложную технологию литья дета¬
лей, сравнительно высокие прочность и пластичность.
Недостатком сплава АЛ9 является сравнительно плохая обра¬
батываемость резанием, а также низкая жаропрочность, в связи
с чем он не может быть рекомендован для работы при температуре
ваше 185° С. Согласно диаграмме состояния А!—Si—Mg, алюми¬
ний образует твердые растворы с магнием и кремнием, раствори¬
мость которых возрастает с повышением температуры. При отпуске
из закаленного состояния в структуре сплава АЛ9 обнаруживаются
ультрадисперсные частицы фазы Mg2Si. Такой характер образова¬
ния фазы MgaSi оказывает сильное влияние на изменение механи¬
ческих и других свойств сплавов. Сплав АЛ9 очень восприимчив
к упрочняющей термической обработке, и поэтому в промышлен¬
ности применяется в двух состояниях: в закаленном (Т4) и в за¬
каленном и состаренном (Т5).
В соответствии с диаграммой состояния оптимальная темпера¬
тура нагрева под закалку сплава АЛ9 535° С. Закалку простых
деталей рекомендуется производить в холодной воде, а деталей
сложной конфигурации — в воде, подогретой до 90—100° С.
Для старения деталей из сплава АЛ9 наиболее часто применяют
343

нагрев до температуры 150—160е С с последующей выдержкой
в течение 3—5 ч. Этот режим обеспечивает получение оптимальной
прочности при вполне удовлетворительной пластичности деталей.
Сплав АЛ9 склонен к естественному старению: через один — два
месяца механические свойства закаленного сплава приближаются
к свойствам закаленного и искусственного состаренного сплава.
Коррозионная стойкость сплава удовлетворительная- Для защиты
применяется грунт АЛГ1.
Сплав АЛ4 содержит 8—10,5% St; 0,17—0,3% Mg; 0,25—0,5%
Mtv, не более 0,6% Fe; не более 0,3% Си; не более 0,3% Zn; осталь¬
ное— алюминий. Он обладает высокой прочностью и сравни¬
тельно хорошими литейными свойствами. Прочность сплава АЛ4
может быть значительно повышена увеличением содержания ма¬
гния до 0,25—0,3% при уменьшении содержания железа до 0,2%.
Сплав АЛ4 широко применяется для литья самых сложных и круп¬
ных деталей, несущих большие нагрузки- Высокая прочность
сплава АЛ4 достигается закалкой с 535° С и искусственным ста¬
рением яри 175° С в течение 15 ч.
Основным упрочиителем сплава АЛ4 является фаза MgaSi.
Некоторое упрочнение сплаву сообщает и марганец благодаря
разности в растворимости при температуре закалки (около 0,5%)
и при комнатной температуре (0,15%). Упрочняющее влияние
марганца тем выше, чем меньше содержится железа в сплаве,
Присадка марганца оказывает особо благоприятное действие на
повышение пластичности сплава, а при содержании железа яе
более 0,2% и на повышение прочности.
Технология литья сплава АЛ4 более сложна, чем технология
литья сплава АЛ9. Для получения отливок из сплава АЛ4 реко¬
мендуется применять кристаллизацию под давлением (5—6 am).
Это объясняется тем, что сплав АЛ4 имеет повышенную чувстви¬
тельность к газонасьпценига и образованию пористости в отливках.
Содержание кремния на верхнем пределе способствует повы¬
шению механических свойств и улучшению технологических ха¬
рактеристик сплава АЛ4. Для уменьшения концентрированной
усадки и пористости рекомендуется шихтовать кремний ближе
к нижнему пределу.
Для обеспечения максимального эффекта термической обра¬
ботки, а также сохранения оптимального соотношения между
прочностью и пластичностью рекомендуется в сплаве АЛ4 содер¬
жание магния иметь 0,2—0,25%. Коррозионная стойкость сплава
во влажной атмосфере удовлетворительная. Детали из сплава АЛ4
следует защищать грунтом АЛП. Анодированию сплав поддается
плохо. Свариваемость сплава удовлетворительная.
Одним из высокопрочных силуминов является сплав ВАЛ5
(6,5—8,5% Si; 0,35—0,55% Mg; 0,15-0,4% Be; 0,1—0,3% ТІ;
примеси: не более 0,6% Fe; не более 0,3% Си; не более 0,3% Zn;
остальное — алюминий). Сплав ВАЛ5 обладает высокими ли¬
тейными свойствами, герметичностью и прочностью, превосходя*
344

щей прочность сплавов АЛ9 и АЛ4 на 30—50%, Сплав ВАЛ5
предназначен для литья сложных по конфигурации и крупных
корпусных деталей, работающих под большим внутренним давле¬
нием газа или жидкости и испытывающих пр и эксплуатации боль¬
шие напряжения. Высокая прочность сплава ВАЛ5 достигается за¬
калкой с 535° С и искусственным старением при 175е С в течение 6 ч.
Рис. 154. Микроструктура сплава ВАЛ5, X100;
а — 0,26% Be; б - 0,40% Be; t — 0,6% F«; a — t,l% Fe
Основным упрочнителем сплава ВАЛ5, как и всех сплавов
этой системы, является фаза MgiSi. Упрочнение сплава ВАЛ5
достигнуто также благодаря комплексному легированию бериллием
и титаном. Такое легирование обеспечивает одновременно высо¬
кую концентрацию легирующих компонентов в твердом растворе,
повышает чистоту расплава и создает условия для получения
мелкозернистой структуры. Сплав ВАЛ5 (рис. 154, с, б) является
доэвтектическим силумином, структура которого состоит из а~
твердого раствора и эвтектики а + Si. При содержании в сплаве
345

0,25—0,4% Be можно обнаружить также отдельные включення
бериллия, очевидно, входящего в состав тройной эвтектики a -f
•+■ Si + Be. Ha рис. 154, e, г показана микроструктура сплава
ВАЛ5 с различным содержанием железа. В результате модифици¬
рующего влияния бериллия на примесь железа образуются округ¬
лые компактной формы кристаллы соединения типа AlFeBe,
которые резко отличаются от пластинчатой формы кристаллов
соединения AIsFe (см. рис. 153). Благоприятная форма кристал¬
лизации железистой составляющей (AlFeBe) в присутствии бе¬
риллия допускает возможность использования для приготовления
сплава ВАЛ5 низкосортного алюминия и приготовления сплава
в чугунных тиглях. Коррозионная стойкость сплава ВАЛ5, как
и всех силуминов, удовлетворительная. Сплав хорошо сваривается
аргоно-дуговой сваркой.
ТАБЛИЦА W
МИНИМАЛЬНЫЕ механические свойства сплавов
НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ AI—S1
* Минимально гпрлнтіфуеіше показатели механических сад Лет сплавов АЛЛ н АЛ9
могут быть повышены ни 15—20% и Солее путем зведений тн та на в количестве 0,08—0,1 б % *
При этом содсрждинс нрммсск железе нс должно превышать 0,3%.
346

Сплав АЛ4М относится к системе А1—Si—Си—Mg—Ті—В,
содержит 8,5—10,5% Si; 1,3—2,5% Си; 0,3-0,6% Mg; 0,1-0,3%
Ті; 0,01—0,1% В; примеси железа не более 0,12% S. Введение
в сплавы системы А]—Si меди и магния приводит к повышению
степени пересыщения твердого раствора и, следовательно, к по¬
вышению прочности, особенностью сплавов системы А1—Si с до¬
бавкой меди является их повышенная жаропрочность. Поэтому
в сплаве АЛ4М, применяемом для лнтья деталей, работающих
при комнатной температуре, содержание меди может быть не
ниже 1,3%, а для литья деталей, работающих при повышенных
температурах,—не ниже 2,3%.
Вредной примесью в сплаве является железо, поэтому для по¬
лучения максимальной пластичности содержание его не должно
превышать 0,12%. Повышению пластичности сплава способствует
также комбинированное введение титана н бора, которые образуют
в сплаве большое количество тугоплавких боридов (А!Вг, TiB,
н т. д.), способствующих измельчению a-твердого раствора н
частично двойной и более сложных эвтектик, Механические
свойства сплавов АЛ2, АЛ9, АЛ4, ВАЛ5 н АЛ4М приведены
в табл. 135—т141.
Жидкотекучесть. Получение качественных отливок сложной
конфигурации зависит прежде всего от жндкотекучести сплава
и его способности заполнять форму при минимальной температуре.
Жидкотекучесть сплава зависит от его физико-химических свойств
(характера кристаллизации, вязкости, поверхностного натяжения
и т. д.). Кроме того, на величину жидкотекучестн влияют свойства
формы (геометрия формы, состав формовочных материалов, форма
И размер литников н т. д.}.
Наиболее распространенными методами определения жидко-
текучести являются прутковая и спиральная пробы. В табл. 142
приведены данные о жидкотекучестн алюминиевых сплавов 16].
Как следует из табл, 142, силумины имеют высокую жидкотеку¬
честь.
ТАБЛИЦА 126
ТИПИЧНЫЕ ЛІЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
СПЛАВОВ АЛ2, АЛ4. АЛ9, ВАЛІ, АЛШ
Марка
сплава
Способ
литья
Режим
термо¬
обработки
"в
кГ/ям*
ао.т
1 кГ/лг.ц*
V %
нв
кГ/мм*
е.
кГ/асл*
АЛ2
зм
Без термо¬
обработки
1S
8
6
55
7200
АЛ4
зм
Т5
26
20
4
70
7200
АЛ4
к
Тб
28
21
3,5
75
7200
ВАЛ5
зм
Т5
33
28
3
ПО
7600
ВАЛ5
к
Т5
37
32
6
115

АЛ9
зм
Т4
20
11
6
55
7200
АЛ9
зм
Т5
22
12
4
65
7200
АЛ4М
3
Тб
33
29
3
100
7500
АЛ4М
к
Тб
38
33
G
120
347

ТАБЛИЦА Ш
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ AJHt ВАЛК, ДЛ4М, АЛ*
ПРИ ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
(отдельно отлитые образцы диаметром 10 мм)
Сплав
| Способ литья
А _
г**
Q Н
я
s ьО
*
£5
и ь
її
£ёУ
т
ч
ч
С*
к
о*
• •
о-»
т
«о
Сплав
Способ литья
Режим тер¬
мической
обработки
*
CL
п
1’
U
ЙёУ
т
ч
ч
с*
к
о*
•
т
О
АЛ4
3
Тб
20
100
150
175
200
250
24
22
19
18
16
П
3.0
3.0
3.5
3.6
4.0
5,4
АЛ9
3
Т4
100
150
200
250
18
17
15
13
8
17
25
36
ВАЛ5
3
Т5
20
100
150
200
250
300
33
28
26
23
18
П
4.0
4.5
5.0
5.0
5.5
АЛ4М
3
Тб
100
150
200
I 250
300
30
28
26
20
14t5
2,0
2.5
3.0
3.5
6.0
ТАБЛИЦА т
ТАБЛИЦА J39
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
СПЛАВА АД4 ПОСЛЕ
СТАБИЛИЗАЦИИ
(отдельно отлитые образцы
диаметром 10 MMf литье в землю,
То со стабилизацией) *
Температура
испытания
X
°в
кГ/ tui1
%
20
24
3,0
100
23
2.6
150
20
8.2
175
14
5,4
* Стабилизация — предварительная
выдержка при температуре р*спытаиня
п течение ІОО я.
ПРЕДЕЛЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ
И ПОЛЗУЧЕСТИ СПЛАВОВ АЛ4М,
АЛ9, ВАЛ5
(отдельно отлитые образцы диаметром
Ю мм)
Сплав
X
л
н
а
ч
о
о
и
о
е
и
к *
Е *
х к
3 о
С.О
о ч
Q,
Чо
* о
« *
О- и
CL -
>чЖ
Ь s
гг
й/ ^
С 2
а z
о и
н х
т
ч
ч
Сг
ас
§1
О
і
ft
Ї*
в е.4
*!ї*
во з
D о я
АЛ4М
3
Тб
300
3,25
ВАЛ5
3
Т5
300
2,0
1
АЛ9
3
Т5
300
2,0
Линейная усадка. Линейная усадка характеризует термическое
сжатие пли уменьшение линейных размеров отливки в период
затвердевания до полного охлаждения (20° С). Величина усадки
зависит от химического состава сплава. Вследствие пониженной
температуры плавления эвтектики линейная усадка эвтектических
сплавов ниже, чем усадка компонентов, образующих такой сплав.
Компоненты, входящие а твердый раствор, также снижают ли-
348

ТАБЛИЦА НО
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ АЛ2, АЛ4. АЛИИ И ВАЛ5
ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
(отдельно отлитые образцы диаметром Ю мм)
Сплин
Способ
литья
Режим
термической
обработки
Темпера¬
туря
испыта¬
ния, вС
*0
КГ/АМ*
6„ •/.
°И
АЛ2
эм
Без термиче¬
ской обработ-
Klf
—40
—70
19
20
9
8
0.6
0,5
АЛ4
3
Тб
-40
—70
—196
28
29
33
3,2
2,4
2,8
0,25
0,25
0,25
8АЛ5
3
TS
-70
—193
34.5
39.5
1,9
2,0
0,17
0,17
АЛ4М | 3
Тб
—70
30,0
2,0
0.6
ТАБЛИЦА HI
МЕХАНИЧЕСКИЕ, КОРРОЗИОННЫЕ И ГИДРАВЛИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ СПЛАВА ВАЛ«
Вид
полуфабриката
ав, кГ/мм9
«». W
“в.,* кГ/мм‘
Ппеамо-
герметич¬
ность
ат
Коррозион¬
ная
СТОЯкость
Литые детали
27,0—32,7
1,7-4,0
25,8-30,8
Сварные соедине¬
ния:
ВАЛ5+ВАЛ5 ,
26,5
40-60
Стойкие
ВАЛ5+АМг6
22,5
—
—
40—60
»
денную усадку основного металла. Однако легирующие присадки,
входящие в эвтектику, действуют в этом направлении более
эффективно.
Приведенные в табл. 143 данные Гб, 7] свидетельствуют о том,
что сплав эвтектического состава АЛ2 имеет минимальную вели¬
чину усадки.
Склонность к образованию горячих трещин. Обычно сложность
конфигурации отливки создает препятствие для сокращения ее
размеров в процессе охлаждения. Пока металл находится в жид¬
ком состоянии, возникновение каких-либо усадочных напряжений
невозможно, с момента же образования в отливке сплошного
кристаллического каркаса могут возникнуть усадочные напряже-
349

ЖИДКОТЕКУЧЕСТЬ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
ТАБЛИЦА Ы2
Марка
сплава
Жидкотекуч Сеть, при
tCKIICpftType °С
Марка
сплава
ЖИДКОТВ куч есть, *1*, при
температуре X
7<0
750
700
730
793
7W
750
700
730 ]
750
пруткпная
проба
спиральная
проба
лругконая
проба
спиральная
проба
АЛ2
420
460
820
840
1250
АЛ9
350
385
770
800
АЛ4
360
395
800
825
	*
БАЛ5
350
390
750
800

АЛ4М
375
390
760
815
—**■
АЛ8*
325
—
600
—
—
• Сила & ЛЛд прнпсдск для сравнения.
ТАБЛИЦА Ш
ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Марка
сплава
Интервал кристал-
лнлідкп, X
Гор пчеле И к ость
{по ширине кольца
Мм)
Плот¬
ность
*/смл
Объем¬
ная
усадка
%
Линей¬
ная
усадка
%
-темпера*
тура
лякьи-
АУ^
темпера¬
туря
солидусе
АЛ2
577
577
Трещин нет
2,654
3.0
0,8
АД 4
601
509
1 1
2,669
3,3
0,84
АЛ4М
—
—
в я
2,72
—
1.0
АЛ9
620
577
» в
2,661
3.8
1,0
ВАЛ5
608
571
в я
2,632
3,7
и
АЛ8
—
22,5
2,550
4,9
1.3
ння в том случае, если форма препятствует свободной усадке.
Эти напряжения способны вызвать образование горячих трещин
в отливках, являющихся одной из самых частых причин брака
в фасонном литье.
Для определения горячеломкости алюминиевых сплавов при¬
меняют хорошо известную и описанную в литературе ліетодику
С. И. Спектровой и Т. В. Лебедевой [8]. Методика проста в ра¬
боте, не требует большого расхода металла и дает минимальный
разброс данных. Сущность методики заключается в том, что иа
сравнительно малом кольцевом образце создают жесткие условия
кристаллизации, вызывающие усадочные напряжения. Критерием
горячеломкости служит максимальная ширина кольца (мм), при
которой появляется трещина. Чем больше ширина кольца, при
которой появляются трещины, тем больше склонен сплав к горя¬
чим трещинам.
Как следует из табл. 143, силумины не слонны к образованию
горячих трещин.
350

Герметичность алюминиевых сплавов исследуют с помощью
гидро- и пневмоиспытаний специальных образцов (рис. 155).
Метод определения герметичности на гидроустановке основан
на принципе подачн воды в образец. При появлении течи реги¬
стрируется давление, которое и является критерием оценки гер¬
метичности. Максимальное давление
при гидроиспытаниях 300 ат, при
пиевмоиспытаниях 30 п/п. В табл. 144
приведены данные о герметичности
сплавов АЛ2, АЛ4, АЛ9, ВАЛ5
в зависимости от толщины стенки
(2,5; 4; 6; 8 мм), вида поверхности
и рабочей среды {91.
Образцы сначала испытывают на
пневмоприборе до появления первых
пузырьков газа, затем на гидропрессе
до появления течи или до разруше¬
ния. Такая последовательность ис¬
пытаний обеспечивает идентичные
условия проницаемости негерметич¬
ных участков образцов при испыта¬
нии в различных средах.
Из табл. 144 следует, что наиболее герметичными сплавами
являются силумины, кристаллизующиеся в узком интервале тем¬
ператур послойно. Эти сплавы практически не дают течи незави-
ТАВ.1ИЦЛ ш
ГЕРМЕТИЧНОСТЬ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Рис. 155. Образец для исследо¬
вания герметичности литейных
алюминиевых сплавов
С
о
ж
и
о
Пітет иогсрмотнч-
насть, am
Гкдрогср мет гни ость, от
с,щ
и
образцы
образцы с
и
и
\
Bj ф
обрезай
с механи¬
исхаянчаек»
ч9
S3
с лнтсй*
ПОП
чески
обрабо¬
образцы с литейной
коркой
обработан¬
ной
а
О"-
т
І «
Ч ех
I
коркой
1
танная
поверх¬
поверх¬
ностью
а о
Ь
«О
«-* о |
I
ностью
АЛ2, модифицированный
Т2
18
6
2,5
30
30
90 (р)
60 (р)
4,0
30
30
160 (р)
120 (р)
6,0
30
30
300 (б/p н т)
250 (р)
8,0
30
30
300 (б/p н т)
300 (р)
АЛ2 немодифицированный
Т2
is
2
2,5
30
30
80 (р)
30 (р)
4,0
30
30
160 (р)
t20(p)
6,0
30
30
300 <б/р и т}
210 (р)
8,0
за
30
300 (б/p и т)
280 (р)
351

Продолжение табл. 144
О
*
a
9
2
Пне ©мого р неточ¬
ность, вт
Гндрогсрмсгнчпость, от
5
т
ь *
образцы
образцы с
»
Jf
(Я «
образим
с мсхйнк-
механически
* 2
2$
jp °
с-
*
а
- •
S (3
2? *
|3
§£
1-6
с литей¬
ной
коркаП
чсскн
обрабо¬
тан но Я
поверх*
обрати с л и те Г но Л
коркой
с бра бота и*
мол
поверх¬
ностью
<Х о
ь
«Г
1<остьк>
АЛ4 модифицированный
Тб
24,0
3.5
2.5
30
30
! 90 (р)
50 (р)
4.0
30
30
260 (р)
200 (р)
6.0
30
30
300 (б/р н т)
300 (б/р к т]
8,0
30
30
300 (б/р к т)
300 (б/р я т)
Т2
І 8,0
2.0
2.5
4.0
6.0
8,0
АЛ9 мод
30
30
30
30
ифицирова
30
30
30
30
нный
110 (р)
140 (р)
300 (б/р н т)
300 (б/р » т)
70 (р)
90 (р)
250 (р)
300 (б/p и т)
Т5
21,0
3
2.5
4.0
6.0
8,0
АЛ9 мод
30
30
30
30
ифицирова
30
30
30
30
г нный
140 (р) I
190 (р)
300 (р)
300 (б/p к т)
50 (р)
140 (р)
180 (р)
250 (р)
BAJIS модифицированный
TS
32.8
4,1
2,5
30
30
230 (р)
120 (р)
4.0
30
30
300 (б/p я т)
300 (б/p и т)
6,0
30
30
300 (б/p и т)
300 (б/p И т)
8,0
30
30
300 (б/p и т)
300 (б/p я т)
АЛ8
Т4
32
10
2,5
4.0
6.0
8,0
Ю (т)
14 (т)
14 (т)
12 (т)
5(т)
10 (т)
wfU
10 (т)
15(1)
60 (т)
90 (т)
180 (т)
Э(т)
12 <т)
15 т)
15 (т)
Т5
ГГ
36,0
Р И м е
4
чані
2,5
4.0
6.0
8,0
II е.. Р ■
10 (г)
15 6)
25 (т)
25 (т)
— разрыв;
АЛ 19
3{т)
5(т)
5(т)
5(»)
т — течь:
30 (т)
70 (т)
170 (т)
250 (т)
б/р н т — без раз;
Ю (т)
35 (т)
50 (т)
50 (т)
рыва и течк.
* Отдельно отлитые образцы дне «стром 12 мм.
352

снмо от условий испытаний (толщины стенки, вида поверхности,
рабочей среды и т. д.). Максимальное давление, которое выдержи¬
вают образцы до разрушения (это давление можно условно на-
Рис. 256. Зависимость гилропроч*
ности сплава АЛ9 от сечения об¬
разца (образцы с литейной кор¬
кой)
Рис. 157. Зависимость гидропроч-
ностн силуминов от прочности
(образцы с литейной коркой и
толщиной стенки 4 мм)
зывать гмдропрочностыо), находится в прямой зависимости от
сечения образца (толщины стенки), вида поверхности и прочности.
Для одного сплава наибольшей гидропрочностью обладают
образцы, имеющие толщину стенки 8 мм и необработанную по¬
верхность. Так, для сплава АЛ9
гндропрочность образцов с тол¬
щиной стенкн 8 мм составляет
300 am, а с толщиной стенки 2,5 мм
140 am. В ряду силуминов макси¬
мальной гидропрочностью (300 am)
при толщине стенки 4 мм обладает
сплав ВАЛ5 с пределом прочности
около 30 кГ/мм2, а минимальной
гвдропрочностыо (120 am) —сплав
АЛ2 с пределом прочности около
16 кГ/мм2. Зависимости гидро-
прочности от сечения образца и
прочности силуминов приведены
на рис. 156 и 157.
Модифицирование и термиче¬
ская обработка, как факторы изме¬
нения структуры сплавов, не
оказывают заметного влияния на
герметичность. Однако модифицированные и термически обрабо¬
танные сплавы в результате достигнутого упрочнения имеют боль¬
шую гидропрочность. Широкоинтервальные сплавы (АЛ8, АЛ 19)
имеют очень низкую герметичность, обусловленную природной
23 Алюминиевые сплавы	353
Ш
Алт
Яис. 158. Гндропрочность н герме¬
тичность алюминиевых сплавов

особенностью таких сплавов кристаллизоваться с образованием
рассеянной усадочной пористости.
Такие же результаты получены при испытании на герметич¬
ность и гидро/трочиосгь типовой отливки, представляющей собой
тройник с толщиной стенки 10 мм.
Результаты испытаний отливок из силуминов и сплавов дру¬
гих систем показывают, что гидропрочность тем больше, чем
больше прочность сплава. Максимальную гидропрочность (450 am
без разрыва и течи) показали сплавы ВАЛ5 и АЛ4М. Отливки
из сплавов АЛ8, АЛ19 показали низкую герметичность, не пре¬
вышающую 50—70 am (рис. 158).
2. Технология литья герметичных деталей
Современное машиностроение предъявляет все возрастающие
требования к герметичности отливок из алюминиевых сплавов,
работающих под высоким давлением в газовой или жидкой среде.
Повышение рабочего давления позволяет, сохраняя мощность,
уменьшить габариты, снизить массу и повысить экономичность
оборудования, что особенно важно для таких изделий, как кор¬
пуса насосов, арматура высокого давления, отдельные агрегаты
и т. д. Уровень современной техники герметизации характери¬
зуется большим разнообразием конструктивных методов, техно¬
логических процессов ц необходимых для их осуществления уплот¬
нительных материалов и сплавов.
Проблема получения герметичных деталей связана не только
с применением для этой цели высокопрочных сплавов. Качество
литых деталей, работающих под давлением, является, в конечном
счете, определяющим фактором для обеспечения их надежной
работы. Высокогерметичные детали можно получить только при
соответствующей обработке жидкого металла, выборе метода н
технологии ЛИТЬЯ И т. д.
Герметичность существенно зависит от характера распределе¬
ния усадочной пористости и неметаллических включений в от¬
ливке.
Характер распределения усадочной пористости связан с интер¬
валом кристаллизации сплава. Сплавы, имеющие небольшой
интервал кристаллизации, склонны к образованию концентри¬
рованной усадочной раковины, в то время как сплавы, кристалли¬
зующиеся в широком интервале температур, дают рассеянную
усадочную рыхлоту. Таким образом, герметичность отливок по
отношению к газам и жидкости зависит от характера кристалли¬
зации сплава.
Впервые это положение было сформулировано А. А. Бочва-
ром и В. А. Свидерской. Они установили, что герметичность
наряду с другими свойствами может служить физической харак¬
теристикой сплава, зависящей от его состава, ими же установлена
зависимость герметичности от диаграммы состояния: чем больше
354

интервал, тем меньше герметичность.. Поэтому методика литья
деталей из сплавов ВАЛ5, АЛ4 и др. должна разрабатываться
с таким расчетом, чтобы вывести усадочные раковины из детали
в технологические приливы (прибыли). В этом случае отливки,
не имеющие литейных дефектов, показывают высокую герметич¬
ность.
Процесс получения герметичных отливок — очень сложный
комплекс приемов, различных по своей физической природе.
Однако даже поверхностный анализ этих приемов позволяет
выделить основные элементы технологии литья: приготовление
рабочего сплава, заполнение металлом формы, взаимодействие
металла с материалом формы, скорость кристаллизации.
Таким образом, формирование отливки — это формирование
структуры, а следовательно, и свойств литого сплава, но вместе
с тем —это образование различных дефектов литья: усадочной
рыхлоты, пористости, неметаллических включений, неслитин,
трещин и т. д.
Чтобы не допустить образования дефектов в отливках, необ¬
ходимо комплексно учитывать свойства и технологию приготовле¬
ния сплава, конструкцию отливки свойства формы и т. д.
При организации технологического процесса следует учиты¬
вать чистоту исходных шихтовых материалов, условия нх хране¬
ния, типы печей, метод литья и пр. с целью минимального контак¬
тирования металлов и сплавов с газами. Создавая на поверхности
расплава химически пассивный слой с помощью флюсов, можно
добиться минимального контакта жидкого расплава с газами.
Защитным легированием (путем введении в сплав бериллия, позво¬
ляющего в значительной степени предохранить расплав от окисле¬
ния, герметизировать и упрочнить окисную пленку) можно повы¬
сить чистоту и плотность отливок [10J.
Повышение герметичности отливок может быть достигнут
и с помощью некоторых технологических приемов. К ним, в ча¬
стности, относится метод кристаллизации отливок под всесторон¬
ним давлением в автоклавах. Отливки, полученные с применением
этого метода, отличаются высокими механическими свойствами
и большой плотностью. Однако данный метод имеет ограниченное
применение, так как требует сложного оборудования и может
применяться только для крупного литья сложной конфигура¬
ции.
Более широкое применение нашли другие неадсорбционные,
а также комбинированные методы обработки расплава. Сравнение
свойств сплава АЛ4, рафинированного с помощью различных
методов, приведено в табл. 145.
Приведенные в табл. 145 данные свидетельствуют о том, что
плотность отливок (2 балл) после комбинированного (фильтрация
и вакуумирование) рафинирования практически не отличается
от плотности отливок, кристаллизация которых протекала в авто¬
клаве.
23*

ТАБЛИЦА US
СРАВНЕНИЕ МЕТОДОВ РЛфИИНРОВАНИЯ СПЛАВА ЛЛ4 <Тв>
Метод рафинирования
хГмм*
К. %
Белл
пористости
по б-бальноИ
шкале
Без рафинирования
20,0
3,8
4—5
Титановая стружка 		 ,
21,0
3,5
3—4
Хлористый марганец
22,0
4.3
4
Гексахлоретан „ , ,
21,2
4.5
3
Аргон 		 , - , *
23,3
4.0
2-3
Универсальный флюс
22,5
4,0
3—4
Фильтрация через инертный фильтр
21,2
3,0
4
Фильтрация через активный фильтр
22,3
2,8
3—4
Ультразвук до модифицирования
21,5
3,9
3
Ультразвук после модифицирования
24,5
5,1
2—3
Вакуумирование
22,3
4,2
4,0
2—3
Фильтрация к вакуумирование „ , -
23,9
2
Кристаллизация в автоклаве , . - .
23,9
4,0
2
Увеличение скорости кристаллизации также способствует
повышению плотности отливок. Как правило, кокильное литье
плотнее деталей, отлитых в песчаные формы, а последние являются
более плотными, чем детали, отлитые в гипсовые или прецизионные
формы. Это объясняется взаимодействием расплава с влагой
формы, от содержания которой в формовочной смеси зависит
газонасыщенность сплава (см. ниже):
Содержание влаги в формовочной сме¬
си %  	5,0 6,0 8.0 Литье
в кокиль
Количество водорода, гма/100 г ... 1,51 2,52 3,1	1,27
Содержание влаги в формовочной смеси следует строго контро¬
лировать II по возможности применять под сушку внутренней
поверхности песчаной формы.
С методом кокильного литья сравним получивший в последнее
время распространение метод штамповки деталей из жидкого ме¬
талла. Исследование деталей, полученных этим методом, показы¬
вает, что герметичность зависит от давления при штамповке и
может быть выше герметичности деталей, полученных другими
методами (табл. 146).
Борьбу с негерметичяостью более или менее успешно ведут
также с помощью пропитки деталей под давлением специальными
герметиками. Необходимость пропитки вызвана тем, что дефекты,
вызывающие негерметичность, обнаруживаются после длительной
и дорогостоящей механической обработки. Кроме того, по условиям
производства приходится применять сплавы со специальными свой¬
ствами (АЛ8, АЛ19 и другие), природа кристаллизации кото¬
рых не может обеспечить требуемой герметичности.
356

ТАБЛИЦА US
ГЕРМЕТИЧНОСТЬ ОТЛИВОК из СИЛУМИНА В ЗАВИСИМОСТИ
ОТ МЕТОДА ПОЛУЧЕНИЯ
(толщина стенки детали 3 мм)
Метод получен»я отливки
{втулки)
Підродаелеиле
йт
Герметичность
Литье в сухие формы *
20
Течь
Литье в песчаные формы
20
э
Лктье в кокиль
50
»
Жидкая штамповка, давление, кГ/мм*:
600
60
>
800
75
1000
85
>
1600
125
Течи нет
Однако герметизацию пропиткой следует применять лишь
в тех случаях, когда причиной негерметичности является микро*
н макропористость. Устранение с помощью пропитки трещин
раковин и других крупных дефектов, снижающих механическую
прочность литых деталей, не допускается.
Наиболее перспективными пропитывающими материалами яв¬
ляются герметизирующие составы на основе синтетических смол
(эпоксидной, полиэфирной и др.).
Синтетические смолы экономичны, просты в употреблении
и дают надежные результаты. В связи с отсутствием растворите¬
ля усадка их при затвердевании невелика, а низкая вязкость и по¬
верхностное натяжение позволяют им сразу проникать в микро-
поры и заполнять их.
Указанные пропитывающие материалы стойки против дей¬
ствия воды, пара, бензина, масел, солей, слабых кислот и т. д.
Они выдерживают при постоянной работе от —55 до 260" С и
давление до 700 am. При современном уровне технологического
процесса пропитки можно обеспечить надежную работу деталей
на всем протяжении эксплуатации изделия. Однако пропитка
отливок — крайняя или вспомогательная мера, направленная
на исправление пороков, в то время как основное внимание должно
быть направлено на решение профилактических задач получения
качественного литья.
Следует подчеркнуть, что путем уменьшения содержания
в сплавах металлических и неметаллических примесей, легирова¬
ния малыми добавками, использования наиболее эффективных
методов рафинирования и применения прогрессивных методов
литья можно существенно повысить прочность и герметичность
отливок из алюминиевых сплавов.
357

ЛИТЕРАТУРА
1.	Б о чвар А. А* Металловедение. Металл у ргиздат, 1956.
2.	Вол А. Е. Строение и свойства двойных металлических систем. Физмат
г из. 1959.
3.	Колобнев И, Ф. Термическая обработка алюминиевых сдлавоа
Металлу ргиэдат, 1961,
4.	Альтман М. 6., Постников Н. С. Металловедение и терми¬
ческая обработка металлов, 1964, № 6, с. 8,
5.	Цветное литье, под рсд, Колобнева И. Ф, Издано «Машиностроение»,
10GG-
6.	Колобнев И. Ф. Справочник литейщика. Машгиз, 1957.
7.	А л ьтм а и М. Б. н др. Плавка и литье сплавов цветных металлов.
Мсталлургиадат, 1963,
В. Глазунов С. Г, Слекторова С. И. Технологические свойства
литейных алюминиевых сплавов. Обор о нг из, 1950.
9.	Постников Н. С. и др. Литейное производство, 1964, № 12, с, 32.
10.	Альтман М. Б. и др. Плавка и литье легких сплавов. Металлург*
издат, 1969.
Глава XIII
КОРРОЗИОИИОСТОЙКИЕ СПЛАВЫ1
Алюминиевомагниевые сплавы обладают малой плотностью,
хорошей обрабатываемостью резанием, высокой коррозионной
стойкостью в атмосферных, морских условиях, в щелочных рас¬
творах, а также в агрессивных средах на основе азотной кислоты.
Коррозионная стойкость этих сплавов выше, чем у литейных спла¬
вов других систем на основе алюминия (алюминий—кремний,
алюмин ий —медь, алюм и н и й—цин к).
Основой высокой коррозионной стойкости алюминиевомагние¬
вых сплавов в растворах хлористых солей, так же как и в щелоч¬
ном растворе, считается образование гидратной пленки, задержи¬
вающей коррозионный процесс.
Алюмнниевомагниевые сплавы обладают способностью дли¬
тельное время сохранять чистоту и блеск полированной поверх¬
ности.
Появление в структуре сплавов p-фазы снижает сопротивление
коррозии. Это снижение зависит не только от количества, ко и от
формы выделения p-фазы: грубые первичные выделения оказы¬
вают более неблагоприятное влияние. Коррозия усиливается
в тех местах отливок, где имеется рыхлота, за счет развития
межкристаллитной коррозии.
Старейшими сплавами системы А1—Mg являются сплавы типа
магналий, предложенные Махом в 1898—1899 гг. Содержание
магния в этих сплавах колеблется в очень широких пределах.
В 1901 г. была опубликована первая работа Будуара, посвящен¬
ная изучению диаграмм состояния системы А1—Mg. Вслед эа
1 Авторы: Н. Н. Белоусов, Б» Н. Михеева,
358

ней появилась целая серия работ по Зтому Вопросу. Обзор соот¬
ветствующей литературы достаточно полно приведен в работах
Д. А. Петрова к А. Б. Вола [1].
Все промышленные композиции алюминиевомагнневых сплавов
по содержанию магния находятся в области a-твердого раствора.
В пределах содержания магния в a-твердом растворе параметр
кубической решетки алюминия непрерывно увеличивается с по¬
вышением содержания магния. По
данным различных исследователей
||), увеличение параметра кри¬
сталлической решетки 'алюминия у.
составляет 0,00363;	0,00425 и «*-
0,00433 А на каждый атомный
процент растворенного магния.
N
I
■ -
ч
N
✓
ь—
g
:
й
Т
м
!■*. і
^4
ьг '
		1
к
К
1 \
Sli
Ц
N
п
1
ь -
Г
I *
4 о
—^
S3
1 1 1 -і
j u Г
Г
РГГП 1 1
по-видимому, более верными, так
как они базируются на исследо¬
вании большого числа сплавов,
приготовленных с применением
алюминия и магния высокой
чистоты (99,991% А1 и 99,98%
т-
Упрочнение сплавов этой си- ^
стемы объясняется увеличением ^ 90
искажений кристаллической ре- Ч so
шстки с повышением содержания ^
магния в твердом растворе 12].
С увеличением содержания
магния до 6—8% в двойных алю¬
миниевомагниевых сплавах в ли¬
том состоянии наблюдается повы¬
шение прочности. При более высо¬
ком содержании магния прочность
сплавов заметно понижается.
Пластичность сплавов с увеличе¬
нием содержания магния посте¬
пенно уменьшается (рис. 159). Такое изменение механических
свойств хорошо согласуется с изменениями микроструктуры.
В процессе затвердевания при неравновесных условиях кри¬
сталлизации в сплавах, содержащих более 5—6% магния, по гра¬
ницам зерен выпадает р-фаэа в виде эвтектики. При увеличении
содержания магния в структуре сплавов количество p-фазы увели¬
чивается. Из-за хрупкости p-фазы понижаются пластические,
а при значительном содержании этой фазы — и прочностные
свойства сплавов.
Вследствие этого отливки из А1—Mg сплавов с высоким содер¬
жанием магния в литом состоянии требуют очень осторожного
обращения с ними.
3 4 S & 7 S S ю п
Содержание магнщ %
Рис. 159. Влияние содержания
магния на механические своя ста а
ал юм н киевомагниевых	сплавов,
приготовленных па алюминия мер¬
ки А7 (пунктирные кривые) н А7
(сплошные кривые}. Образцы испы*
таш в литом состоянии (литье
в кокиль)
359

В процессе термической обработки при температурах выше
линии растворимости в твердом состоянии p-фаза полностью
переходит в твердый раствор. Получение структуры гомогенного
твердого раствора сопровождается резким возрастанием прочност¬
ных и особенно пластических характеристик (относительного
удлинения и ударной вязкости), а также коррозионной стойкости
сплавов системы А1—Mg.
Установлено, что сплавы системы AI—Mg, содержащие до
Б% магния, не упрочняются термической обработкой. Закалка
на твердый раствор заметно повышает механические свойства
сплавов, содержащих более 9% магния.
Среди двойных алюминиевомагниевых сплавов наибольшей
прочностью при высокой пластичности в закаленном состояки»
обладают сплавы с 10—12% магния П J. При дальнейшем увели¬
чении содержания магния показатели механических свойств
сплавов понижаются, поскольку в процессе термической обра¬
ботки не удается перевести в твердый раствор избыточную Р-
фазу. Поэтому все промышленные сплавы системы алюминий—
магний принадлежат к типу твердых растворов с содержанием
магния не более 13% (табл. 147).
В состав сплава АЛ13, кроме магния (4,5—5,5%), вводят
0,8—1,3% кремния и 0,1—0,4% марганца. Добавки кремния
способствуют улучшению литейных свойств сплава благодаря
увеличению количества эвтектической составляющей вследствие
появления двойной эвтектики a-твердый раствор + MgaSi.
Соединение Mg2Si имеет ограниченную растворимость в алю¬
минии. С понижением температуры растворимость его резко умень¬
шается. Наличие избыточного количества магния по сравнению
с количеством магния, входящим в состав соединения AfgjSf,
сильно понижает растворимость MgaSi в твердом растворе. Уже
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ АЛ ЮМИНИЕВОМАГИИЕ
Сплаэ
Основные компоненты *,
. %
Mg
SL
Мп
I ТІ
1 Ве
1 г'_
АЛ8
9,5-11.5
—
—
—
АЛ27
9,5—11,5
-
,
0,05—0,15
0,05—0,15
0,05-0,20
А Л 27-1
9,5—11,5
—
—
0,05—0,15
0,05—0,15
0,05—0,20
АЛ13
4,5—5.5
0,8—1,3
о
г
о
V
—
—
—
АЛ22
10.5—13,0
0,8—1,2
—
0,05—0,15
0,03—0,07
—
АЛ23
6,0—7.0
—
—
0,05—0,15
0,02—0,10
0,05—0,20
АЛ23-1
6,0-7.0
—
—
0,05—0,15
0,02—0,10
0,05—0,20
АЛ28
4.8—6,3
0,4-1,0
0,05—0,15
—
—
АЛ 29
6.0-8,0
0,5-1,0
0,25—0,60
—
—
* А) — остальное.
360

при содержании избыточного магния в количестве 3% раствори*
мость Mg2Si в твердом растворе понижается до нуля [3].
Механические свойства сплава АЛІЗ при введении 1 % кремния
изменяются незначительно: несколько повышается прочность,
слегка понижается пластичность [41.
Марганец добавляют в сплав АЛ 13 главным образом для
ослабления вредного влияния железа. Железо образует с алюми¬
нием хрупкое химическое соединение FeAlj, которое выпадает
при затвердевании сплава в виде кристаллов игольчатой и пла¬
стинчатой формы и сильно понижает пластичность сплава. При
введении в сплав марганца образуется соединение MnAl#, в кото¬
ром растворяется железо. Эго соединение имеет компактную скеле¬
тообразную или даже равноосную форму. С увеличением содер¬
жания марганца и железа тройная фаза принимает грубую пла¬
стинчатую форму, отрицательно влияющую на механические и
технологические свойства сплава [51.
Примеси железа, меди, цинка, никеля отрицательно влияют
на коррозионную стойкость сплава АЛ13. При содержании крем¬
ния более 0,8% коррозионная стойкость сплава также понижается,
но, с другой стороны, кремний повышает коррозионную стой¬
кость сплава благодаря уменьшению усадочной пористости.
Добавка марганца повышает коррозионную стойкость сплава
14, 51.
Увеличение количества кремния в сплаве АЛ8, содержащем
9,5—11,5% магния, приводит к резкому понижению механиче¬
ских свойств, особенно пластичности, поэтому его содержание
ограничено 0,3%. Ограничение примесей меди и железа вызы¬
вается теми же причинами, что и в сплаве АЛ13, только в сплаве
АЛ8 вредное влияние железа выявляется еще сильнее и поэтому
ограничивается более жестким пределом (см. табл. 147).
ТАБЛИЦА Ш
ВЫХ ЛИТЕЙНЫХ СПЛАВОВ (ГОСТ 2В95 - 93 *>
Принсе», %, не более
з. о. в
Fc
К
D
SI
Ми
Сц
Тп
ТІ, Be, Zr
0,3
0,3
-
0,3
0,1
0,3
0,1
0.07 Ті; 0.07 Зе;
0,2 Zr
0.2
0,2
0.2
0,2
0.1
0,15
0,1
—
0,05
0,05
0,05
0,05
0.1
0,05
0,05
—
0,5
0,5
1.5
—
0,1
0,2
ОД 5 Zr
0.5
1,0
1,2
—
—
0,1
ОД Ті
0,2
0,2
0,2
од
0,15
0,1
0,05
—
0,05
0,05
—
0,05
од
0,05
0.3
0,4
0,5
0,3
—
0.3
—
—
0,9
—
—
0,1
0,2
0,01 Zr
361

Рис, 160* Изменение механических свойств алюмияиевомагние-
оых сплавов с различным содержанием магния в процессе
длительного естественного старения
364

знойной стойкости, уменьшения склонности к естественному ста¬
рению по сравнению по стандартным сплавом АЛ8. Одновременно
требовалось обеспечить получение более высоких технологических
свойств новых сплавов в целях достижения равномерности струк¬
туры и свойств в различных сечениях отливок, изыскания возмож¬
ности литья в кокиль и хорошей свариваемости литейных алюмп-
ниевомагниевых сплавов как друг с другом, так и с деформируе¬
мым сплавом АМгб. Применительно к последнему случаю была
поставлена задача получения
сплава, не требующего специаль¬
ной термической обработки.
С учетом этих требований были
разработаны новые алюминиево¬
магниевые сплавы АЛ27-І, АЛ27,
АЛ23-1 н АЛ23 *. Сплавы АЛ27-1
н АЛ-27, так же как и сплав
АЛ8, применяют только в зака¬
ленном состоянии. При этом в ка¬
честве закалочной среды рекомен¬
дуется применять воду, нагретую
до температуры не менее 95° С,
или масло. Сплавы АЛ23-1 и АЛ23
могут применяться в литом со¬
стоянии (без термической обра¬
ботки) и в закаленном состоянии.
Химический состав и мехапи-
ческие свойства этих сплавов при¬
ведены в табл. 147 и 148. Алюми-
ниевомагниевые сплавы АЛ27 и
АЛ27-1 имеют одинаковое содер¬
жание легирующих компонентов:
9,5—11,5% Mg, 0,05- 0,15% Be,
0,05—0,15% Ті и 0,05—0,20% Zr.
Для изготовления деталей, длительно работающих под напряже¬
нием, содержание магния в указанных сплавах рекомендуется
ограничить пределами 9,5—10,5%. Содержание же примесей
железа и кремния в сплаве AJ127 должно составлять не более
0,2%, а в сплаве АЛ27-1 — не более 0,05% каждого. Необходимо
отметить, что при содержании магния ближе к верхнему пределу
возможно появление коррозионных трещин. Поэтому содержание
магния целесообразно ограничивать 10,5%. Увеличение содержа¬
ния примесей железа в алюминиевомагниевых сплавах резко
ухудшает коррозионную стойкость сплавов (рис. 161), по-види¬
мому, за счет образования катодных включений железистой
Рис. 161. Зависимость коррозион¬
ная стойкости сплава АЛ8 от со¬
держания кремнии и железа {литье
в кокиль):
J — <3. доба икай кремння; 2 — z добав¬
кой Железо; 3 — с Д оба ч ко Л креклня
и железа поровну
щ Сплавы разработаны Н. Н. Белоусовым, А, Ат Додоновым, В. А. Егоровой,
As А. Иванкиным, Б. С. Колесниковой, Е. Н* Михеевой, Л* 11. Приходкннэй,
М* Н. Сарафаковой,
т

составляющей. Увеличение содержания примеси кремния пони¬
жает механические свойства сплавов, особенно пластичность
(рис. 162), за счет обеднения твердого раствора магнием и обра¬
зования хрупких, практически нерастворимых включений интер-
металлидов фазы Mg^Si.
Рис. 162. Зависимость механических свойств отливок из сплавов
типа АЛ27 от содержания примесей железа и кремния:
/ — с добо о ко Л железа; 2 — с добвокой кремния; 3— с совместными добао-
кап» железа н кремния
Резкое ограничение вредных примесей железа и кремния
в алюминиевомагниевых сплавах (АЛ27 и АЛ27-1) способствует
значительному повышению коррозионной стойкости и механи¬
ческих свойств этих сплавов по сравнению со сплавом АЛ8 18, 9 ].
Влияние дополнительного легирования сплавов высокой чи¬
стоты добавками редких элементов проявляется в следующем.
366

Бериллий защищает сплав от окисления в процессе плавки, литья
и термической обработки. Цирконий способствует резкому измель¬
чению структуры и ликвидации пористости в отливках, поскольку
он связывает присутствующий в сплаве водород в гидрид цирко-
Г !
п
—
г"Ч
-—1
		1	1
”V
0	0.25	0.5	0,75 7JB 1,25	t.5	1,75	2,0
Содержание титана,%
Рис. 163. Изменение механических свойств сплава АЛ8, приготовлен¬
ного иа алюминии различной чистоты (марок А99 и А7) в зависимости
от содержания титана (литье в кокиль)
ния и, возможно, увеличивает растворимость водорода в сплаве *
(131. Титан резко измельчает структуру сплава. Добавки каждого
из перечисленных элементов как порознь, так и совместно повы¬
шают механические свойства (рис. 163) и коррозионную стойкость
сплава (рис. 164).
Исследование структурных составляющих алюминиевомагние¬
вых сплавов методом локального спектрального анализа позво-
*Ннкитииа-Одина М. Ф. Автореферат диссертации, Москва, 1952.
367

лило установить, что при введении в сплав 0,1% бериллия в отдель¬
ных структурных составляющих литого сплава содержится
следующее количество добавок:
а — в зернах a-твердого раствора 0,05%;
б — в участках залегания р-фазы по границам зерен 0,06—
0,15%;
в — в виде рассеянных по всей поверхности микрошлифа
мельчайших включений бериллия.
о.ю
□ /
В 5
008
=)
сэ г
ЕЗ 6
Т
—
toil з
Ш і
Ч 0,06
иГ
ГПТП ц
ЕЭ 8
£
4 0JH,
1*
1 от
РЧ
§
от
::	(IJLh НТдз	ОД*
ш
1
без бериппий	Q,05	QJ
Содержание бери/*лоРй%
Рис. 164. Изменение коррозионной стойкости алюминиевомагниевых сплавов
типа АЛ27 в зависимости от содержания титана, бериллия и циркония (отливки
в кокиль, закаленное состояние):
/ —без добо рок; 2 — 0,1 % Ті* J — 0,25% ТІ; 4 берклл и її: $ — бериллий +0,1% ТІ;
0 — бериллий 4- 0,1% TJ + 0,1% Zг; 7 — бериллий -J- 0,25% ТІ; В — бериллий ■+■
+ 0.25% TJ + 0,1% Zr
Исследования распределения циркония и титана в алюминиево-
магниевых сплавах типа АЛ27-1 с применением обычного «ме¬
таллографического анализа, рентгеновского теневого микроскопа
н прибора «КАМЕКА» позволили установить, что цирконий и
титан обнаруживаются в микроструктуре исследуемых сплавов
в виде включений ннтерметаллидов Al3Zr и А1,Т1. Под влиянием
термической обработки значительная часть дисперсных частиц
циркониевой и титановой составляющих переходит в твердый
раствор.
Следовательно, положительное влияние легирующих добавок
бериллия, титана и циркония на свойства алюминиевомагниевых
сплавов заключается (наряду с уменьшением окисления сплава
в процессе плавки, литья и термической обработки, уменьшением
газовой пористости и измельчением зерна) также и в том, что эти
элементы входят в твердый раствор сплава, способствуя допол¬
нительному повышению его механических свойств в результате
термической обработки,
968

Сплавы АЛ27-1 и АЛ27 имеют высохую коррозионную стой¬
кость в атмосферных, морских условиях, г также в агрессивных
средах на основе азотной кислоты и др.
Сплав АЛ27-1, приготовленный на алюминии марки А99 и
содержащий не более 0,05% вредной примеси железа, превосходит
по коррозионной стойкости все стандартные литейные алюминие¬
вые сплавы (табл. 150).
Из анализа результатов определения изменения механических
свойств сплавов АЛ8, АЛ27 и АЛ27-1 вследствие коррозии при
постоянном погружении образцов в 3 %-иый раствор NaCl в тече¬
ние 6 месяцев (табл. 151) следует, что наименьшие потери механи-
ТА БЛИЦА ПО
РЕЗУЛЬТАТЫ КОРРОЗИОННЫХ ИСПЫТАНИЙ СПЛАВОВ АЛЯ
АЛ27 И АЛаТ-l В $%-иом РАСТВОРЕ NaCl С ДОБАВКОЙ 0.1,%
ПЕРЕКИСИ ВОДОРОДА ЧЕРЕЗ КАЖДЫЕ « СУТОК
Мар кз
Скорость коррозии, гДл1-*)
постолиное погружение & течение І
h ерем* tii toe
погружен не
а течение
1 месяце
туманная
камера,
к ст^та инк
в течение
3 иес*
1 месяца
2 месяцев
6 месяцев (
Ала
0,0969
1 _
0,0218
0
АЛ27
0,0474
0,0364
0,0228
0,0076
+0,001
АЛ2М
0,0093 1
0,0031
0,0029
0,0015
0
ТАБЛИЦА Ш
ИЗМЕНЕНИЕ ПОКАЗАТЕЛЕЙ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ОБРАЗЦОВ
ИЗ АЛЮМИНИЕВОМАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ ПОСЛЕ КОРРОЗИОННЫХ
ИСПЫТАНИЙ В МОРСКОЙ ВОДЕ В ТЕЧЕНИЕ 6 МЕСЯЦЕВ
Марка
сплава
Состояние материала
4
і
*
ь*
<>
«+
1
«э м
Изменение
механически
свойств, %
°» 1
б
АЛ27
Свежеза каленное
Состаренное в течение 6
месяцев
То же, после коррозии
20,6
25.3
24.4
38,3
42,8
38,6
23,1
18.4
И.7
2,2
М
1,0
9.8
36,4
АЛ27-1
Свежеза кале и мое
Состаренное в течение 6
месяцев
То же, после коррозии
19т9
22,9
22,8
38.8
41,2
37.9
1
25.3
22 #7
16.4
3,6
2,4
2,1
8,0
27,7
[сеежеэ а каленное
19,6
34,6 1
I 17,8
1.9
АЛ8
Состаренное в течение 6
20,0
36,3
14,5
1,5
6.0
50,0
месяцев
То же, после коррозии
20,6
34,2
7.3
1.3
24 Ллюмшіиешс «планы
369

чесних свойств имеет сплав АЛ27-І, Самое значительное пониже¬
ние относительного удлинения наблюдалось у сплава АЛ8, что
может указывать на заметно меньшую стойкость этого сплава
против межкристаллитиои коррозии по сравнению с новыми
сплавами высокой чистоты, содержащими добавки редких эле¬
ментов.
Сплавы АЛ27-] н АЛ23-1 в закаленном состоянии не склонны
к межкристаллнтной коррозии. В литом состоянии у сплава
АЛ23-1 при испытаниях на межкристаллитную коррозию наблю¬
дается развитие коррозии по границам зерен, что обусловливается
наличием в литой структуре этого сплава выделений избыточной
P-фазы по границам зерен в процессе кристаллизации.
При испытаниях на коррозию под растягивающим напряже¬
нием, составляющим 0,7—0,9 от предела текучести, образцов из
сплавов АЛ8, АЛ27-1, АЛ27 в свежезакаленном состоянии, АЛ23-1,
АЛ23 в закаленном и литом состояниях и АЛ29 в литом состоянии
в течение до 170 и 760 суток не обнаружено появления растрески¬
вания.
В табл. 152 приведены типичные механические свойства спла¬
вов АЛ27-І и АЛ23-1 по результатам испытания образцов, отли¬
тых в песчаные формы, в табл. 153 — по результатам испытания
образцов, вырезанных непосредственно из отливок толщиной 15,
30, 45 и 60 мм, а в табл. 154 — по результатам испытания образ¬
цов, вырезанных из фасонных детален, которые были отлиты
в металлические формы различными способами.
Сплавы АЛ27-1 и АЛ27 имеют примерно такие же значения
прочности и пластичности, как и сплав АЛ8, а по величине удель¬
ной работы, затрачиваемой на разрушение образца, превосходят
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ
(отдельно отлитые образцы, диаметр расчет
Сплиа
Модуль
нормаль¬
ной
упругости
Предел
текучести
кг{ммл
Предел
прочно¬
сти ка
растяже¬
ние
к Г/.«л1
Относи¬
тельное
удлине¬
ние, %
Относи¬
тельное
сужение,
%
Предел
текучсстп
при
сжатие
(ос ад к*
V* 5£Ш
кГ/aim*
АЛ8(Т4)
\7
30
12
	 1
_
АЛ27-1 (Т4)
6880
19
за
20
25
25
АЛ27 (Т4)
—.
18
36
18
20
21
А Л 23*1
6700
13
23
7
10
16
Литой
7550
14
25
12
17
14
Т4
—.
13
23
6
9
13
АЛ23
—
14
25
,0 |
12
Примечая и е. Модуль нормальной упругости определяли на образцах,
370

Сплав АЛЙ почти на 40%. По значению этой характеристики новые
сплавы превосходят литейные сплавы АЛ4 и АЛ 13 и высокопроч¬
ный деформируемый сплав В95 и приближаются к таким деформи¬
руемым сплавам, как Д1, АМг и АМг7 (табл. 155).
Значення энергии разрушения при ударном кручении для
новых сплавов и сплава АЛ8 (8,4—10,8 кГм) примерно такие же,
как и у высокопрочного деформируемого алюминиевого сплава
Д16 (8,9 кГм), и более высокие, чем у сплава марки В95
(5,7 кГм).
По величине удельной работы при ударном растяжении новые
сплавы АЛ23 п АЛ23-1 находятся на том же уровне, что н сплав
АЛ2, и несколько уступают сплаву марки АЛ4.
Величина энергии разрушения при ударном кручении образцов
из сплавов марок АЛ23 и АЛ23-1 (4,4—4,5 кГ-см) в три раза
больше, чем у образцов из силумина АЛ4 (1,5 кГм).
Отливки нз алюминиевых сплавов часто имеют резкие пере¬
ходы от толстых сечений стенок к тонким. При механической обра¬
ботке деталей в них делаются различные канавки, отверстия,
углубления и т. п. При этом создаются неблагоприятные условия
работы деталей из-за концентрации напряжений в отдельных
участках.
С целью выяснения поведения новых сплавов в этих условиях
произведено определение их чувствительности х надрезу. Образцы
испытывали с перекосом в 8° и без перекоса (табл. 156). Из табл. 158
следует, что новые сплавы, так же как и сплав АЛ8, мало чувстви¬
тельны к надрезу при испытании как с перекосом, так и без пере¬
коса. Высокопрочный деформируемый сплав В95 показал боль¬
шую чувствительность к надрезу, чем новые литейные сплавы,
ТАБЛИЦА І51
В ЗАКАЛЕННОМ СОСТОЯНИИ ПРИ ТЕМПЕРАТУРЕ 2Э° С
пай части 12 мм, литье в песчаную форму)
Сопро¬
тивленце
срезу
к Г/мм*
Предел
текучести
при
Кручении
1 кГ/лім*
Предел
прочно¬
сти при
крученик
«Г/.кч*
Относи¬
тельное
удлине¬
ние при
Kp/ЧЄЇШН
%
Уддрипя
1 вязкость
к Гм/см9
Предел
усталости
лрн
изгибе
на базе
20 X
циклов
кГ/ммх
Модуль
сдвига
кГ/мл Iі
23
6аЗ
__ !
1,0
70
5
_
26
15
28
53
3,0
90
7
2670
25
14
50
1.5
90
6
—
18
9
21
48
0.9
74
—
2770
20
10
25
70
2.0
75
—
—
19
8
50
0,5
76
4
—
1 ~
'•6
82
вырезанных из слитка диаметром 70 иск, отлитого в кокиль.
24»
371

ТАБЛИЦА ЛЗ
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ АЛ27.
АЛ27-І. АЛ23 И АЛ23-І В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТОЛЩИНЫ
ОТЛИВКИ ПРИ ЛИТЬЕ В ПЕСЧАНЫЕ ФОРМЫ
Марка
сплава
и
і І
1- *
ш
5
6
к
О*
я
3
К
fi
fc°
г
о
■
X
Км
С
*
я
о
„
3
Ї
4
а:
Марка
сплава
«
И
и.
Iі*
г§
н q
я
3
с
*
ь®
т
3
Сг
к
*1
so
о'
О
•»
і
ас
ае
Q
м
2
*
а:
15
32
19
12
3.0
100
15
21
12
8
1
70
АЛ27-І
ЗО
28
18
9
3,0
98
АЛ23-І
30
21
13
6
2
67
<Т4)
45
2G
18
8
2,5
94
(литой)
45
18
И
6
I
68
60
25
18
7
2.0
92
60
16
7
5
1
65
15
32
19
13
2.5
95
15
25
12
13
3
73
А ГТ07 /ТЛ\
ЗО
25
17
6
2.0
94
АЛ23-1
30
22
12
10
4
72
Аі\іі (іі;
45
23
17
5
2.0
90
<Т4)
45
21
12
10
3
72
60
22
16
5
2,0
89
60
21
12
9
3
72
ТАБЛИЦА 154
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ФАСОННЫХ ОТЛИВОК
ПРИ ЛИТЬЕ СПЛАВА АЛ27-1 В МЕТАЛЛИЧЕСКИЕ ФОРМЫ
(закаленное состояние)
Способ литья ■
аи
кГ[мм*
кГ/aw9
в, %
Ф. %
йн
кГ*і/аім*
ИВ
6 КОКИЛЬ
34.0
18,0
17,0
20,0
4,1
95
Центробежное
34,0
18,0
16,0
18,0
4.5
90
Под давлением с
применением ваку-
ума
32,0
18,0
14,0
16,0
4.0
90
Жидкаr штампов¬
ка
36,0
19,0
20,0
20,0
5,0
95
В табл. 157 представлены результаты испытания образцов
Менаже из сплавов АЛ27-1, АЛ8, АЛ9 и АЛ19 на чувствитель¬
ность к трещинам при повторном ударе. Испытания проводили
при нормальной и пониженной (—70° С) температурах с прило¬
жением различной энергии удара (5 и 7 кГ*см).
При энергии удара 7 кГ-см и комнатной температуре испытаний
образцы из сплава АЛ27-1 имеют стойкость при повторном ударе
примерно в 4—5 раз более высокую, чем образцы из сплавов АЛ8,
АЛ9 и АЛ19. Аналогичная закономерность получена и при энер¬
гии удара, равной 5 кГ’См.
372

ТАБЛИЦА ПВ
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОПСТбД АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
ПРИ ДИНАМИЧЕСКИХ ИСПЫТАНИЯХ
Сплав
Ударное растяжение
Энергия
разрушения
лрк ударном
кручении
ісГем
<TDt кГ/jha1
г. %
♦. %
йги,
АЛ27
40,0
16,8
27,0
8,1
10,8
АЛ27-1
41,0
19,9
28,3
8,2
9,4
АЛЗ
43,6
із,a
19,0
6.0
8.7
АЛ4
—
—
—
3,3
1.5
АЛ 13
—
—
—
3,3
Не опре¬
деляли
В95
—
—
—
6,9
5,7
Діб
—
—
-
12,2
8.9
ДІ
—
—
—
9.5
Не опре¬
деляли
АМг7
—
—
—
9,0
16,6
АМг
—
—
—
9.7
Не опре¬
деляли
АЛ23
28,7
7,2
12,1
2.0
4,4
АЛ23-1
23,1
9,3
7,7
2,5
4,5
АЛ2
Не опре¬
деляли
Не опре¬
деляли
Не опре*
дел ял и
2,5
Не опре¬
деляли
ТАБЛИЦА т
ИЗМЕНЕНИЕ ПРОЧНОСТИ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
ПОД ВЛИЯНИЕМ НАДРЕЗА ИА ПОВЕРХНОСТИ ОБРАЗЦОВ
И ПЕРЕКОСА ИХ В ПРОЦЕССЕ ИСПЫТАНИЯ НА РАСТЯЖЕНИЕ
Сплав
ап, кГ/мм*
Чувстви¬
тельность
к надрезу
Чувствитель¬
ность
К одновре¬
менному
де Пет ото
надреза
и перекоса
гладкий
образец
образец
с надрезом
(без перекоса)
образец
с надреза»
н перекосом
АЛ27
38,5
45,2
36,8
0,85
1,05
АЛ27-1
38,8
50,5
42,2
0,77
0,92
АЛ8
37,9
44,3
42,5
0,86
0,89
В95
62,0
18,0
—
3,40
—
В95
72,0
—
26,0
—
2,70
Д16
48,0
42,0
—
1,10
—
373

f А БЛИЦА І $7
ЧУВСТВИТЕЛЬНОСТЬ СПЛАВОВ К ТРЕЩИНАМ ПРИ ИСПЫТАНИИ
ОБРАЗЦОВ МЕІГАЖЕ НА ПОВТОРНЫЙ УДАР
ПРИ ЭНЕРГИИ УДАРА а — 7кГсм
(толщина пробы 15 мм)
Сплли
Толщипв стелил
отливки, лч
КсЛКЧССТ- j
во ударов
до ряэру-
шепня
при тем¬
пературе
испытании
Сплав
Толщина стенки
отливки, мм
Количест¬
во ударов
до разру¬
шения
при тем¬
пературе
испытаний
U
Ь
CI
0
о
£
1
и
О
•
2
1
АЛ27-1
Отдельно отлитые
образцы
15
60
900
910
370
675
536
143
АЛ9
Отдельно отлитые
образцы
1S
60
165
116
120
125
140
150
АЛ8
Отдельно отлитые
образцы
15
60
175
176
140
175
156
140|
АЛ 19
Отдельно отлитые
образцы
193
200
Под влиянием воздействия отрицательной температуры (—70е С)
стойкость сплава АЛ27-1 при повторном ударе понизилась при¬
мерно на 30—50%, однако осталась выше, чем у других сплавов.
Сплав АЛ27-1 имеет более высокий предел усталости по срав¬
нению с другими алюминиевыми сплавами: при изгибе гладких
образцов диаметром 7,32 мм из сплава АЛ27-1 получается наи¬
более высокий предел усталости, равный 7,5 кПмм2 (на базе
)07 циклов), в то время как у сплавов АЛ8, АЛ9 и АЛІ9 он со¬
ставляет 5—6 кПмм*.
С увеличением диаметра образца до 18,0 мм наблюдается умень¬
шение предела усталости в 1,5 раза. Наличие концентратора
напряжения в виде надреза на гладких образцах уменьшает
значения предела усталости при испытании сплава на изгиб
(рис. 165).
При отрицательных температурах до —100° С механические
свойства сплавов АЛ27-1 и АЛ23-1 практически не изменяются,
за исключением ударной вязкости, которая существенно пони¬
жается (рис. 166). Дальнейшее понижение температуры до —194° С
приводит к некоторому возрастанию предела текучести, замет¬
ному снижению предела прочности, относительного удлинения
и относительного сужения, а также к дальнейшему снижению
ударной вязкости.
Повышение температуры приводит к разупрочнению алюын-
ниевомагииевых сплавов. Однако в условиях кратковременного
(до 15 мин) нагрева до температуры 250е С эти сплавы имеют до¬
статочно высокий уровень механических свойств. С повышением
374

температуры испытания до 300—350° С происходит значительное
понижение прочностных свойств и рост пластичности сплавов.
При проведении испытаний на ударное растяжение механи¬
ческие свойства сплава АЛ27-1 практически не изменяются до
температуры 150° С (рис. 167).
С повышением температуры испытания наблюдается посте¬
пенное понижение модуля нормальной упругости и модуля сдвига
алюмпниевомагниевьтх сплавов (табл. 158).
Рис. 165. Влияние масштабного фактора я надреза на изменение предела
усталости сплава АЛ27-1 при испытании на изгвб:
/ — гладкие образцы диаметром 7,£2 мм; 2 — образцы с надрезом диаметром
7,Б2 мм; 3 — гладкие, образцы дна метро* 18,D мм; 4 — образцы с надрезом
диаметром 18,0 млі
Алюминиевомагниевые сплавы по износостойкости и анти¬
фрикционным свойствам при испытаниях на трение на машине
Амслера (с применением ружейной смазки и без нее) превосходят
такие сплавы, как В95Т, АК6, АК4 [12].
При исследовании склонности к естественнолгу старению
сплавов типа АЛ27-1, легированных раздельными и совместными
добавками Be, Zr, Ті, Мл, установлена полезность комплексного
их легирования. Так, из данных табл. 159 следует, что через
5 лет естественного старения механические свойства алюминиево-
магниевого сплава с комплексным легированием указанными
выше добавками изменились в меньшей степени, чем у двойного
сплава или у сплавов, содержащих лишь одну из перечисленных
добавок.
Длительность «жизни» состаренного в течение 5 лет разрыв¬
ного образца под растягивающим напряжением 0,9пО(1 при корро¬
зионных испытаниях получилась максимальной также у сплава,
содержащего комплекс легирующих добавок.
Результаты этих исследований подтверждают более высокую
надежность литых деталей из сплавов АЛ27-1 и АЛ27 в условиях
375

:-х^
>чИ
—і
>
с	~
“
Ш
£
м
п
-Ж -ISO -too -SO 0 SO too tso Ж 250 soo sso
Температура sc
Рис- 166. Изменение механических свойств алюминневомаг-
нневых сплавов при низких и повышенных температурах:
I — сплав АЛ27Ч; 2 — сплав АЛ8; 3 — сплав АЛ23-І
376

длительного хранения и эксплуатации изделий по сравнению
с деталями из сплава АЛ8.
Недостатком алюминиевомагниевых сплавов с высоким содер¬
жанием магния (АЛ8, АЛ27-1, АЛ27) является то, что их нельзя
подвергать длительным нагревам при температурах выше 80° С
вследствие увеличения чувствительности к межкрксталлитной
хоррозшг и к коррозии под напряжением.
Рис. 167. Изменение механических свойств алюминиевомагпиеаых сплавов
и сплава АЛ2 при испытаниях на ударное растяжение в зависимости от
температуры испытания
377

таблица ш
МОДУЛЬ НОРМАЛЬНОЙ УПРУГОСТИ £ И МОДУЛЬ СДВИГА о
СПЛАВА АЛ87-І В ЗАКАЛЕННОМ СОСТОЯНИИ
ПРИ ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Температура
испытания
•с
Модуль
нормальной
упругости
КГ/ММ*
Модуль
сдвиге
кГ/мм*
її Температура
испытания
°С
Модуль
нормальной
упругости
кГ/мм*
Модуль
сдвига
*Г/мм*
20
6880
2670
300
6020
2270
100
6750
26)0
400
5750
2100
200
6470
2430
1
ТАБЛИЦА 159
ВЛИЯНИЕ ЕСТЕСТВЕННОГО СТАРЕНИЯ В ТЕЧЕНИЕ 5 ЛЕТ
НА МЕХАНИЧЕСКИЕ И КОРРОЗИОННЫЕ СВОЙСТВА
АЛЮМИНИЕВОМАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ С СОДЕРЖАНИЕМ 11%
МАГНИЯ
Легирующее
дибввка, %
Состояние
°о,«
кГ/мм*
ап
кГ/мм*
б, %
°н
Н8
Длительность
«жизігн» образца
грн коррозии
под растягиваю¬
щим напряже¬
нием 0,w0 f
Закаленное
17
36
27
6
87
Состаренное
27
41
16
3,3
107
20 ч
0,15 Be
Закаленное
17
37
24
М
90
—
Состаренное
26
44
23
3.4
121
7 суток
0,14 Zr
Закаленное
(8
39
25
10
92
Состаренное
30
45
(3
Не опреде¬
ляли
1 сутки
0.17 ТІ
Закаленное
18
35
22
5,4
87
—
Состаренное
32
44
9
1,4
121
[ сутки
0.2 Мі»
Закаленное
18
38
20
6.3
90
—
Состаренное
25
43
20
3,3
98
5 суток
0.12 Be,
Закаленное
18
38
20
5.3
90
—
0,17 Ті,
0.1 Zr,
0,19 Мп
Состаренное
24
42
19
3,2
101
>■90 суток
Алюмпииевомагнневые сплавы марок АЛ27-І, АЛ27, АЛ23-І
и АЛ23 имеют хорошие технологические свойства. По заполняе¬
мости литейных форм они практически мало отличаются от силу¬
минов, о чем можно судить по величине жпдкотекучестн, опреде¬
лявшейся с помощью прутковой пробы диаметром 5 мм. Указанные
сплавы значительно меньше, чем сплав АЛ8, склонны к образо¬
ванию кристаллизационных трещин при литье и сварке, о чем
свидетельствуют данные, приведенные в табл. 160. Склонность
к образованию трещин определяли по ширине кольца, при которой
в стандартной кольцевой пробе возникали первые трещины.
378

ТАБЛИЦА ISO
ЛИТЕЙНЫЕ СВОЙСТВА АЛЮМИНИЕВОМЛГНИЕВЫХ СПЛАВОВ
И СПЛАВА АЛ*
Сплов
Жидко текучесть, мм
Склонность к обра¬
зованию горячих
треща и, мм
Лилейная
при температуре зил кики, *С
усадка, %
£50
700
750
7М j
750
АЛ27-1
175
269
355
12,5 |
12,5
1,1—1,2
АЛ27
175
269
355
СЛ
ъ
1
16,5
1.1-1.2
АЛ23.
АЛ23-1
138
264
335
15,0 j
15,0
1,1
АЛ8 J
171
279
314
17.5 j
30,0
1,3
АЛ2
292
307
336
При 5 мм трещин
нет
0,9—1.0]
Литейные свойства сплавов АЛ27-1, АЛ27, АЛ23-1 и АЛ23
позволяют изготавливать из них отливки различными способами
литья: в песчаные формы, в оболочковые формы, в кокиль, центро¬
бежным способом, а в некоторых случаях удовлетворительные
результаты получали при изготовлении из этих сплавов деталей
литьем под давлением и методом штамповки жидкого металла.
При изготовлении сложных фасонных отливок в песчаных формах
рекомендуется широко применять холодильники для создания
направленной кристаллизации.
Температура разливки в песчаные формы и в кокиль для спла¬
вов АЛ27 и АЛ27-1 рекомендуется в пределах 660—720° С, а
для сплавов АЛ23 и АЛ23-І в пределах 700—750° С. Температура
кокиля при заливке должна быть не менее 200° С.
Рафинирование сплавов в жидком состоянии осуществляется
хлористым марганцем, гексахлорэтаном или путем вакуумирова¬
ния в дегазационной камере.
Сплавы АЛ27 и АЛ27-1 имеют широкий температурный интер¬
вал кристаллизации, поэтому отливки из них в песчаную форму
обладают развитой усадочной микропористостью и вследствие
этого низкой герметичностью. Для повышения герметичности
рекомендуется применять пропитку отливок различными про¬
питочными составами. Оптимальной технологией пропитки яв¬
ляется вакуумирование деталей с последующим заполнением
междендритных газоусадочных пор в стенках отливки пропиточ¬
ными составами под избыточным давлением.
Сплавы АЛ27-1, АЛ27, АЛ23-1 и АЛ23 удовлетворительно
свариваются аргоно-дуговой сваркой. Прочность сварных соеди¬
нений составляет 80—90% прочности основного материала. Хо-
379

рошие результаты получены при сварке литых деталей из сплава
АЛ23-1 с деталями из деформируемого сплава АМгб.
У отливок из алюминиевомагниевых сплавов, содержащих
добавки бериллия, титана и циркония-, возможно широкое при¬
менение заварки дефектов.
Перед сваркой или заваркой дефектов отливки из сплавов
АЛ27-1 и АЛ27 необходимо подвергать термической обработке.
В литом состоянии эти операции производить не разрешается во
избежание возникновения трещин.
После сварки или заварки дефектов отливки снова должны
подвергаться термической обработке,
Алюмнкпевомагниевые сплавы прекрасно обрабатываются ре¬
занием н полируются.
Механическую обработку деталей из алюмпниеаомагниепых
сплавов рекомендуется производить на более высоких режимах
резания (увеличив скорость резания более, чем в два раза) по
сравнению со стальными отливками. Скорость резания инструмен¬
том из твердого сплава при обработке деталей из литой стали равна
265 мімин, а при обработке деталей нэ сплава АЛ27 590 мімин.
При оценке обрабатываемости сплавов АЛ27-1, АЛ23-1 и АЛ29
в сравнении со сплавами АЛ2 по стойкости резца установлено,
что по сравнению со сплавом АЛ2 сплав АЛ29 обладает лучшем
обрабатываемостью, а сплавы • АЛ23-1 и АЛ27-1 — несколько
худшей. Так, например, при стойкости резца из стали Р18, рав¬
ной 60 мин, скорость резания (м/мин) сплава АЛ29 составляла
500, сплава АЛ2 —300, АЛ23-1 —200, АЛ27-І — 70.
Чистота обработанной поверхности образцов из различных
сплавов при стойкости резца из стали РІ8, равной 60 мин, условно
характеризуется по пятибалльной системе следующим образом:
АЛ9 — 5 (отличная); АЛ23-І и АЛ27-І — 4 (хорошая); АЛ2 — 2
(плохая). При невысоких скоростях резания (до 150 мімин)
лучшую чистоту обработанной поверхности имеет сплав АЛ29,
при скоростях резания 400—600 обімин чистота обработанной
поверхности сплавов АЛ27-1 и АЛ23-1 примерно одинаковая и
лежит в пределах 7-го класса (рис. 168). Величину подачи при
чистовой обработке необходимо выбирать в интервале 0,05—
0,15 мм!об, а при черновой обработке 0,15—0,25 мм!об.
При обработке отливок из сплавов АЛ29 и АЛ23-1 можно при¬
менять как твердосплавный инструмент, так л инструмент из
быстрорежущей стали РІ8. При обработке отливок из сплава
АЛ27-1 рекомендуется применять инструмент, оснащенный пла¬
стинками твердого сплава ВКЗМ или ВК6М.
С целью улучшения обрабатываемости деталей из алюминне-
вомагниевых сплавов в качестве смаэывающе-охлаждающей жид¬
кости рекомендуется применять 10%-ный раствор эмульсола
в воде или соляровое масло.
Во многих случаях в деталях машин выполняются метрические
и специальные резьбы.
380

Выполнение резьбовых соединений в деталях из литейных
алюминиевых сплавов, например АЛ2, АЛ4, АЛ9 и др., связано
с большими технологическими трудностями- Это обусловлено
гетерогенным строением эвтектических сплавов типа силумин.
Вследствие резкого различия твердости составляющих эвтектики
алюминия и кремния происходит выхрашивание резьбы в процессе
механической обработки пли в процессе эксплуатации. Поэтому
при литье деталей из этих сплавов рекомендуется применять спе¬
циальные технологические операции, например установку шпилек.
Скорость ргзония, м/мин
Рис. 168. Влияние скорости резания на чистоту обработанной поверхности
алюминиевомагиневых сплавов при точении. Работа без охлаждения:
V — 20*. а = 15*. <р — <5*, ф, — IS*, г в 0.S мя; S, =• 0,1 мм. t —> I мм
I — АЛ27-1; 2 — АЛ23-І; 3 — АЛО
Ввиду достаточно высокой прочности и гомогенности строения
новых алюминиевомагнневых сплавов выполнение резьб в деталях
аз этих сплавов не представляет больших трудностей.
Ниже приведены рекомендуемые длины резьб для литых кон¬
струкций из алюминиевомагниевых сплавов:
И&зггачешге резь би
Длина резьбы в зависимости
□fдиаметра (кратная)
Высоконапряжептюе соединение при ча¬
стом разъединении деталей	 3
Высокой впряженное соединение при ред¬
ком разъединении деталей - * ■ • ■	2,5
Слабонапряженное соединение при ча¬
стом разъединении деталей - * ■ • «	2,5
Слабонапряженпое соединение при ред¬
ком разъединении деталей	-	2
Из сплава АЛ 13 изготовляют детали, несущие средние нагрузки
н работающие в условиях морской воды и слабощелочных жидко¬
стей, Сплав находит применение для изготовления деталей мор¬
ского судостроения, а также для деталей, работающих при повьь
381

шейных температурах (до 180—200’ С), например головки дви¬
гателей воздушного охлаждения.
Сплавы АЛ27-1 н АЛ27 рекомендуются для изготовления
силовых детален, работающих при температурах от —60 до +60° С;
в ряде случаев они могут успешно использоваться взамен дефи¬
цитных бронз и латуней, нержавеющих сталей и деформируемых
алюминиевых сплавов при эксплуатации узлов и детален с при¬
ложением больших (в том числе ударных и знакопеременных)
нагрузок в различных условиях, включая воздействие морской
воды и тумана.
Сплавы АЛ23 и АЛ23-1 в литом состоянии (без термической
обработки) предназначаются для изготовления деталей, несущих
средине статические и сравнительно небольшие ударные нагрузки
(аналогично литейному сплаву АЛ4). В термически обработанном
(в закаленном) состоянии сплав АЛ23-1 предназначается дія
изготовления деталей, работающих при средних статических и
ударных нагрузках.
Сплав АЛ29 *1 разработан с учетом потребности в легких
сплавах, надежно работающих в различных климатических усло¬
виях и пригодных для литья под давлением. Отливки из сплава
АЛ29 применяют без термической обработки. Типичные механи¬
ческие свойства сплава АЛ29, определяемые на образцах, отлитых
под давлением, следующие: аш — 25—29 кПмм2, 6 = 5—8%.
Сплав АЛ29 в литом состоянии имеет удовлетворительную
коррозионную стойкость. С целью дополнительного повышения
коррозионной стойкости детали из сплава АЛ29 подвергаются
анодированию в хромовой кислоте. Сплав АЛ29 обладает удовле¬
творительной жидкотекучестыо и малой склонностью к трещино-
образованшо. Линейная усадка сплава составляет 1,2%. Реко¬
мендуемая температура заливки 660—700" С.
В условиях серийного производства была доказана возмож¬
ность применения сплава АЛ29 дня изготовления литьем поддавле-
нием деталей с высокой точностью размеров, хорошей чистотой
поверхности и удовлетворительным внутренним строением отливок.
Сплавы марок АЛ23-1, АЛ29 и АЛ27-1 успешно опробованы
для изготовления деталей газовой аппаратуры взамен медных
сплавов [12].
Для литья под давлением разработан сплав АЛ22 *а, нашедший
некоторое применение для изготовления деталей, работающих
в установках и агрегатах кратковременно при повышенных тем¬
пературах U31.
Новый литейный сплав АЛ28 П4І применяется в литом со¬
стоянии (без термической обработки) для изготовления арматуры
трубопроводов пресной воды, масляных и топливных систем, а
также для деталей судовых механизмов и оборудования.
*1 Сплав АЛ29 разработан Н. Н. Белоусовым, А. А.Иван киным, К. Г. Кован,
el Сплав АЛ22 разработан II. Ф, Колобневым и О. Б. Лотаревой.
382

ЛИТЕРАТУРА
1.	Вол А. Е. Строение и свойства двойных металлических систем, фц3.
матпгз, 1959, т. 1.
2.	Г р и н ь А. В., Павлов В, А*, П е р е т у р н н а И. А, ФШ\.
1957, т. 5, № 3, с. 29.
3.	Воронов С. М, Избранные труды по легким сплавам. Оборонгнэ,
1957.
4.	Гуд чен ко А. П. Сборник научных трудов (МАТИ), выл* И. Обо¬
ронно, 1951.
5.	Шаров М. В. Алюминиевые и магниевые сплавы дли фасонного литья,
Машгиз, 195І.
6.	Белоусов Н. Н., Егорова Б. А. Новое в теории и практике
литейного производства, Мащгнэ, 1957.
7.	Б е л о у с о в Н. Н. Термическая обработка отливок из алюминиевых
сплавов. Ленинградский Дом научно-технической пропаганды, I960.
8.	Белоусов Н. Н., Михеева Е, Н., Сарафанова Лі. Н.
Новые литенные алюминиевые сплавы. Ленинградский Дом научно-технической
пропаганды, 1964.
9. Белоусов И. Н. Литейные алюминиевые сплавы. Оборангнз, 1961.
10. Г у д ч е н к о А. П, Вопросы производства отлиоок из алюминиевых
сплавов, Труды МАТИ, выл. 67, Изд-по «Машиностроение», 19G6.
12.	Б е л о у с о в Н. FL, Колесникова В, С. Экое гоми я дефицитных
цветных сплавов. Часть вторая. Ленинградский Дом научно-технической про¬
паганды, І96К
13.	Колобнев И, Ф. Термическая обработка алюминиевых сплавов.
Метал лургиэдат, 1961.
14.	Г о р е л и к Р. И., Крюкова А, М. Прогрессивная технология
в литейном производстве. Леинздат, 1956,
Глава XIV
СВАРИВАЕМЫЕ СПЛАВЫ1
К группе свариваемых сплавов относятся сплавы АЛ24 и
АЛ 11 (ГОСТ 2685—63). Сплав АЛ24 содержит магний и цинк
в таком соотношении, при котором имеет место образование фазы Т
(AI4Mg3Zna). Этот сплав содержит 3,5—4,5% цинка, 1,5—2,0%
магния, 2,0—0,5% марганца, 0,1—0,2% титана, остальное —
алюминий. Структура сплава состоит пэ зерен твердого раствора,
по границам которых располагается фаза Al4Mg3Zn3 и примеси
(рис. 169). В некоторых случаях можно обнаружить также не¬
большое количество фазы MgZn3. Такая композиция позволяет
получить оптимальные свойства.
Увеличение в сплаве содержания магния способствует росту
предела прочности и снижению удлинения. Увеличение содержа¬
ния цинка приводит к одновременному снижению прочности и
относительного удлинения. При снижении содержания цинка до
3% и магния до 1,0% удлинение и предел прочности (табл. 161)
имеют более низкие значення.
1 Авторы; М. Б. Альтман, О. Б. Лотаре ва.
383

Кремний является вредной примесью, снижающей механиче¬
ские характеристики сплава, очевидно, за счет образования
хрупкой фазы MgjSi (см. табл. 161). Кроме того, на образование
этой фазы расходуется магний, необходимый для получения упроч¬
няющих фаз (11.
При содержании железа до 1,5% прочностные характеристики
сплава АЛ24 при литье в песчаные формы практически не ухуд¬
шаются, удлинение же немного снижается. Влияние железа на
механические свойства сплава АЛ24, отлитого в песчаные формы,
после термической обработки характеризует табл. 162. Из этой
Рис. 169. Микроструктура сплава АЛ24. X120
таблицы следует, что при литье в металлические формы даже при
содержании железа 1,45% пластичность сплава возрастает наряду
с увеличением прочности.
Технологические свойства сплава АЛ24 от добавки железа
улучшаются (см. ниже).
В зависимости от требуемых механических свойств сплав можно
применять в литом и термически обработанном состоянии. Для
ускорения процесса упрочнения сплава в литом состоянии может
быть рекомендован режим Т1: искусственное старение при 200 ±
± 5° С в течение 8—10 ч, охлаждение на воздухе.
Максимальные свойства сплав приобретает после термической
обработки по режиму Т5: нагрев под закалку при 580 ±5° С
в течение 4—6 ч, охлаждение в воде 100е С, старение при 120 ±
± 5° С в течение 8—10 ч. Если требуется повышенная стабиль¬
ность деталей по геометрическим размерам, то применяют терми¬
ческую обработку по режиму Т5-1. В соответствии с этим режимом
охлаждение и закалку осуществляют на воздухе с последующим
искусственным старением по обычному режиму. Можно также
обработку вести по режиму: нагрев под закалку при 540—560“ С
в течение 4 ч, охлаждение на воздухе, старение при 160—170“ С
в течение 20—24 ч.
364

ТАБЛИЦА 161
ВЛИЯНИЕ СОДЕРЖАНИЯ цинка, магния и примеси кремния
ил МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ А1~2л-Мс
Химически Л состав, %
кГ/мм'
«, %
ав
кПмм*
0, %
2п
Mg
Mn
ТІ
51
сразу после
ЛИТЬЯ
после ЛИТЬ Я |І
естествен його
старения
3,0
1.0
0,5
0,2
0,3
16,0
13,5
19,0
10,5
4,0
1.5
0,5
0,2
0,3
20,6
8,0
23,0
5,0
4,0
2,0
0.5
0,2
0,3
22,5
6,0
23,5
4,0
4,0
2,5
0,5
0,2
0,3
21,5
4,5
24,0
3,0
5,0
2,0
0,5
0,2
0,3
23,5
3,5
25,0
2.5
5,5
2,0
0,5
0,2
0.3
21,5
2,5
23,0
1,5
4,0
1.5
0,5
0,2
0,7
14,5
1.5
15,0
1.0
4,0
2,0
0,5
0,2
1,0
13,0
1,0
13,5
0,5
ТАБЛИЦА 162
ВЛИЯНИЕ ЖЕЛЕЗА НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА АЛ24
ПОСЛЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Одержание
железа в %
Способ
литья
Внд образцов
кГ/лмі*
°o.t
кГ[и.чш
б. %
Без добав¬
ка железа
3
Отдельно отлитые дна*
метром 12 мм
35,2
—
3,4
0,8
3
То же
36,9
—
2,7
1.45
3
і і
35,4
1.3
1,45
к
Гагаринские образцы,
вырезанные из детали
39,0
31,0
9,0
Механические свойства, получающиеся в результате примене¬
ния режима Т5-1, несколько хуже, чем после режима Т5, однако
достигается высокая стабильность размеров отливок. После за¬
калки в воде в отливках из сплава АЛ24 возникают значительные
остаточные напряжения, которые впоследствии могут привести
к их короблению и растрескиванию.
Способность сплава закаливаться на воздухе является его
большим преимуществом, так как в этом случае возникают очень
незначительные остаточные напряжения и, следовательно, можно
избежать коробления и растрескивания деталей.
Сравнительные данные остаточных напряжений для сплава
АЛ24 и некоторых литейных алюминиевых сплавов приведены
в табл, 163. Деформацию определили на литых рамках с тремя
стержнями путем замера участка среднего стержня (25 ж,«) до его
разрезки и после.
После термической обработки (Т5-1) отливки из сплава АЛ24
приобретают способность сохранять стабильность размеров.
28 Алюминиевые сплавы	3SS

ТлВЛИЦА its
ОСТА Точные НАПРЯЖЕНИЯ В ОТЛИВКАХ ИЗ СПЛАВА АЛг4
И НЕКОТОРЫХ ДРУГИХ ЛИТЕЙНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
ПОСЛЕ РАЗЛИЧНЫХ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Сплав
Режим тсршпсскоД обработки
Деформация
АІ.Ч
АЛ24
Без термической обработки после естественного ста¬
рения 10 суток
Закалка с 580° С в воде при 100° С
Закалка с 580° С в воде при 100° С и старение при
120* 8 ч
Закалка с 580° С на воздухе
Закалка с 580° С на воздухе и старение при 120° С
8 ч
0.05
0,57
0,48
0.015
0,08
АЛ5
Температура закалки 525° С, выдержка 4 ч, охла¬
ждение в воде при 20° С
0,24
АЛ7
Температура закалки 585° С, выдержка 15 ч, ох¬
лаждение в воде при 20° С
0,44
АЛ8
Температура закалки 435° С, выдержка 20 ч» охла¬
ждение в воде при 2D9 С
0,24
АЛ9
Температура закалки 535е С, выдержка 12 «, охла¬
ждение в воде при 20° С
0,26
Из этого сплава можно отливать детали приборов, требующие
точности,
Благоприятное влияние на снижение остаточных напряжений
в отливках из сплава АЛ24 оказывает добавка железа. Деформация
рамок, закаленных в воде, от добавки 1 % железа уменьшается
с 0,57 до 0,38 мм.
При высоких температурах сплав АЛ24 имеет различную сте¬
пень разупрочнения в зависимости от исходного состояния.
Наиболее высокие показатели относятся к сплаву без термиче¬
ской обработки и без предшествующей стабилизации. После за¬
калки и старения время разупрочнения сплава значительно со¬
кращается. Свойства сплава АЛ24, испытанного на длительную
прочность при 300° С, приведены в табл. 164.
Механические свойства сплава АЛ24 при кратковременных
испытаниях после 100-ч стабилизации при температурах испыта¬
ния до 150° С снижаются незначительно. Наибольшее падение
прочности имеет место в интервале температур 200—300° С. При
температуре 300° С потеря прочности составляет 65% (табл. 165).
Предел ползучести 00,2/100 — напряжение, при котором де¬
формация образца в течение 100 н не превышает 0,2%. Замер
деформации производится обычно на зеркальном приборе системы
Мартенса.
386

ТАБЛИЦА Ш
ДЛИТЕЛЬНАЯ ПРОЧНОСТЬ СПЛАВА АЛ24 ПРИ 300® С
Состояние сплава
Длительная прочность при нагрузке, кГ/ммл
3
4
5
а
Без термической обра¬
236 ч *
60 ч
37 ч
6ч
ботки и без стабилизации
575 ч
94 я
46 ч
7ч
Без термической обработ¬
156 ч
8 ч
і ч
1 ч
ки после стабилизации
при 300* С 100 ч
270 ч
15 ч
4 ч
2ч
После термической об¬
84 ч
7ч
30 мин
20 мин
работки и стабилизации
при 300° С 100 ч
181 ч
Ю ч
1 ч
30 мик
* Приведены максимальные н ичянкальные значення.
ТАБЛИЦА 16$
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА АЛ24 в литом состоянии
ПРИ КРАТКОВРЕМЕННЫХ ИСПЫТАНИЯХ
а
а
н х
&S
S3
нёУ
•
3
С
К
ь*
■
|
J»
1
о"
■о
** D
4> |
1 *
I
£2
S.3
S&
= С
нёУ
1
Pi
&
1
к
ЄІ
t3°
21
й.
*
і
*
о
20
8,8
17.4
22,3
2,2
2,351
200
5,9
13,8
16,6
2.2
3,5
100
7.7
16,7
20,6
2,2
3.4
250 і
4,7
9,9
12,9
3,6
8,7
150
6.7
13,9
19,0
1,75
2,9
300 1
2,7
5,9
8,8
U.4
18,0
ТАБЛИЦА т
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА АЛ24-Т& ПОСЛЕ НАГРЕВА
ПРИ 120 И 175* С В ТЕЧЕНИЕ 1000 4
Способы охлаждения
после нагрева
под закалку
"в
кГ/лшш
#. %
А-1
ffj
кГімлі*
б. %
после режима Тб
120° С-1000 ч
i7S’c-iom «
Вода 100° С , „ .
Воздух
29,9
27,5
6,8
4.7
35.9
34,7
2,8
1,74
28,0
26,3
6,1
5,8
26’
387

Ниже показало изменение предела ползучести (кГ/ммг) сплава
АЛ24 в зависимости от температуры в сравнении со сплавом АЛ4.
Сплав АЛ24 обладает значительно большей жаропрочностью, чем
сплав АЛ4:
АЛ24 АЛ4
Температура, °С:
200. ... 		 7,5	—
250 	 3,5	1,5
300 	 2,0	0,9
Механические свойства термически обработанного сплава
АЛ24-Т5 после выдержки в течение 1000 ч при 120 и 175° С при¬
ведены в табл. 166.
При охлаждении на воздухе общий уровень механических
свойств несколько снижается. Характер изменения предела проч¬
ности н удлинения при охлажде¬
нии в воде и на воздухе одинаков.
. Длительный нагрев при 120° С
приводит к повышению прочности
и снижению удлинения. С повы¬
шением температуры до 175° С
предел прочности падает, а удли¬
нение возрастает,
/0‘ Ю1 J0* N Выносливость сплава АЛ24
Рис. 170. Кривая выносливости В закаленном И состаренном СО-
сплава :АЛ24	стоянии, полученная на гладких
образцах, испытанных на машине
типа Веллера при консольном изгибе с вращением при темпера-
туре 20“ С, характеризуется на рис. 170. При испытании образцы
закрепляли в цангах на концах вала, вращающегося со скоростью
—3000 об/мин. Частота нагружения образца 50 гц.
Механические свойства сплава АЛ24 при температуре 20° С
после термообработки по режиму Т5 следующие: аш = 26,6 кГ1ммъ;
оол = 24,2 кГ/мм*; 6 = 1,2%; ip — 5,2%; (на базе 2-Ю7 цик¬
лов) =* 7 кГ/мм*.
При низких температурах сплав АЛ24 ведет себя так же,
как и другие литейные алюминиевые сплавы, т. е. с понижением
температуры до —196° С предел прочности возрастает. Относи¬
тельное удлинение и удельная ударная вязкость снижаются.
Механические свойства сплава в литом и естественно соста¬
ренном состоянии при низких температурах приведены в табл. 167.
Сплав АЛ24 практически не чувствителен к надрезу как при
20° С, так и при пониженных температурах.
Сплав в литом я естественно состаренном (10 суток) состоянии
обладает удовлетворительной коррозионной стойкостью.
Потерю прочности сплава АЛ24 после трехмесячной выдержки
при переменном погружении в 3%-ный раствор характеризует
рис. 171. В течение каждого часа образцы 10 мин находились в рас¬
творе и 50 мин — на воздухе. Из приведенной на рис. 3 диаграммы
388

ТАБЛИЦА IfТ
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА лл:4 при низких
ТЕМПЕРАТУРАХ
Форма
образцов
Те и пер а тур а
испытании
“С
сг^, кГ/мм*
0- %
+. %
ан, кГлі/емл
+20
22,4
2,6
2,7
0,27
Без надреза
—70
22,7
2,3
2.6
0,19
— 196
27,1
1.9
1.6
0,20
+20
24,1
_ .
0,85
___
С надрезом
-70
26,4
—
0.80
—
—196
24,4
0,70
следует, что потеря прочности сплава АЛ24 составляет 1%;
наиболее коррозионностойкий сплав АЛ8 потерь прочности не
имеет. Прочность сплава АЛ5 снижается на 2,3%, а сплава АЛ7 —
на 5,5%.
Коррозионная стойкость под
напряжением сплава АЛ24 не¬
высокая. Добавка железа в ко¬
личестве 0,8—1,20% способст¬
вует повышению сопротивляе¬
мости этому виду коррозии
(табл. 178).
Общая коррозионная стой¬
кость сплава АЛ24 от добавки
1,2% железа ухудшается очень
незначительно. Процент падения прочности возрастает примерно
на 4%, а процент снижения удлинения — примерно на 6%.
После термической обработки коррозионная стойкость сплава
АЛ24 несколько повышается. Для защиты от коррозии отливок,
имеющих пористость не выше третьего балла, применяют аноди¬
рование в серной кислоте с наполнением пленки хромпиком и
соответствующие лакокрасочные покрытия.
»•* 5
ku
щ
м
1'
/У"''
4д
ЩІ
<?>?//
<5 0
АЛ8
АЛ2Ь
АП5
АЛ 7
Рис. 171. Потеря прочности некото¬
рых литейных алюминиевых сплавов
после коррозионных испытаний
ТАБЛИЦА tSi
влияние ЖЕЛЕЗА НА СОПРОТИВЛЕНИЕ КОРРОЗИИ
ПОД НАПРЯЖЕНИЕМ СПЛАВА АЛ?4
Содержание железа, %
Термическая обработка
Среднее преыя
і до разрушь
няя, гуткн
без добавок железа
Закалка с охлаждением в веде 80°—
100е С, старение при 120° С — 10 ч
5
1.2
Закалка с охлаждением в воде 80—
100° С, старение при 120° С — 10 ч
>90
1,2
Закалка с охлаждением на воздухе,
старение при 120° — 10 ч
67
989

При пористости выше третьего балла применяют анодирование
в хромовой кислоте или химическое оксидирование или грунтова*
ние грунтом горячей сушки и соответствующие лакокрасочные
покрытия.
Сплав АЛ24 обладает средними литейными свойствами, что
связано с широким интервалом кристаллизации. Линейная усадка
сплава 1,2%.
Ог добавки к сплаву железа наблюдается улучшение его тех¬
нологических свойств. Жидкотекучесть и герметичность возра¬
стают, а горячеломкость уменьшается. Длина спиралей, отлитых
в песчаные формы при температуре металла 740fl С, т. е. на 100" С
выше линии ликвидуса, соответствует следующим значениям:
515 а».и — без добавки железа, 750 мм — с добавкой 1,5% железа.
Герметичность отливок, полученных в песчаных формах, удов¬
летворительная. Образцы разрываются без течи при давлении
160 am. При добавке к сплаву АЛ24 железа в количестве 1,5%
герметичность сохраняется при давлении свыше 300 am.
Склонность к горячим трещинам меньше, чем у сплавов си¬
стемы А1—Си, и примерно такая же, как у сплавов алюминия
с магнием.
Горячеломкость, полученная на кольцах, отлитых в песчаную
форму с чугунными вкладышами различного диаметра, затруд¬
няющими усадку, характеризуется шириной кольца, при которой
образуется первая трещина.
Как следует из приведенных ниже данных, от добавки железа
горячеломкость сплава АЛ24 уменьшается.
Улучшение литейно-технологических характеристик сплава
АЛ24 от добавки железа, очевидно, объясняется изменением струк¬
туры сплава.
Железо в сплавах А1—Zn—Mg не образует соединений с маг¬
нием и цинком, а кристаллизуется в виде фазы FeAl3, образуя
эвтектику « -j- FeAl3.
Сплавы системы А1—Zn—Mg склонны к окисленню, поэтому
плавку рекомендуется вести под слоем флюса (60% карналлита
и 40% плавикового шпата) и вводить в сплав 0,05—0,07% бе¬
риллия.
Рафинирование сплава следует производить хлористым мар¬
ганцем.
Для увеличения пластичности рекомендуется модифицировать
сплав фторцнрконатом калия в количестве 1—2% от массы шихты
при температуре 780° С. Сплав АЛ24 мало чувствителен к толщине
390
Содержании железа* %
Ширина кольца» млі> при
которой появляется
псряа« трещина
Без добавки железа
1,2
1,5
22, 5
17,5
15,0

сечения. По сравнению с другими литейными алюминиевыми
сплавами в этом сплаве отмечается максимальное сохранение
прочности (табл. 169).
Свариваемость сплава удовлетворительная. При сварке литых
деталей прочность сварного шва в результате естественного ста¬
рения повышается до прочности основного материала. Возможно
применение пайки.
Обрабатываемость резанием хорошая: сплав хорошо поли¬
руется. Сплав АЛ24 рекомендуется применять для отлиакя в пес¬
чаные формы, в оболочковые формы по выплавляемым моделям
свариваемых деталей, а также деталей, требующих повышенной
стабильности размеров.
Благоприятное влияние железа на технологические свойства
сплавов системы А1—Zn—Mg отмечается и в зарубежной лите¬
ратуре. В Польше разработан высокопрочный литейный алюми¬
ниевый сплав системы Al—Zn—Mg— Fe следующего состава:
5—6% цинка, 1,5—2,0% магния, 1,3—1,6% железа, 0,15% хрома,
0,15% титана, не более 0,5% меди, не более 0,5% кремния [2].
Механические свойства образцов этого сплава размером 5x50 мм
при литье в кокиль после термической обработки следующие:
о4 =44,5 кГ/мм11-, ов = 49 кГ1мм*\ Ё - 7130; 5=2%; Я, =
= 156; предел усталости при изгибе консольного образца за
2-Ю7 циклов равен 9,5 кГ/мм*. Предел усталости модифицирован¬
ного силумина, испытанного при тех же условиях, соответствует
5,5	кГІмм2.
ТАБЛИЦА IS9
ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СПЛАВА АЛг4
И НЕКОТОРЫХ ЛИТЕЙНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТОЛЩИНЫ СЕЧЕНИЯ ОТЛИВКИ
Тйлдока
отлнгки
т
ь *
«о
і
1
«о |
.1
ь* ]
1 <г
т
2
а
5*
*
і
to it
„а
•*v
О
мм.
ЛЛ24
АЛ4
АЛ5
АЛ?
АЛВ
15
22t9
4,9
26,1
4,9
21,8
1,2
20,2
7,8
29,0
9,0
30
22,2
4,3
22,3
4,0
19,9
1,5
17,3
6.0
19,0
4,0
45
22,0
4,1
19,2
2,2
1М
1.2
14,0
2,8
ia,o
4,0
60
19т4
2,1
17,4
2,0
16,0
0,75
12,8
2,5
17,2
2,7
% оста¬
89,0
66,0
—
73,0
—
63,0
—
60,0
точной
ПРОЧ¬
НОСТИ
1
1
1
Примечание. Сплав АЛ24 испытывали после естественного старения
10 суток. Сплавы АЛ4, АЛ5, АЛ7 я АЛ8 подвергали термической обработке
ло установленным режимам.
391

ТАВЛПЦЛ Ні
Средняя скорость коррозии сплава ai—Zn-Me-Pe
Сгтлав
Коррозионная среда
Средняя
скорость
коррозии
At-Zn-Mg-Fe
Солевой туман
Атмосфера промышленных газов
0,13
0,10
Силумин
Солевой туман
Атмосфера промышленных газов
0,39
0,38
Коррозионную стойкость сплава с 7% цинка; 1,5% магния;
1,5% железа; 0,15% хрома; 0,15% титана проверяли в соляной
камере и в атмосфере промышленных газов. Для сравнения в
этих же условиях испытывали силумин, определяли потерю массы
на единицу поверхности. О преимуществах сплава системы А1—
Zn—Mg— Fe свидетельствует табл. 170.
Сплав системы А1—Zn—Mg—Fe имеет лучшую коррозионную
стойкость, чем силумин. Коррозионная стойкость под напряже*
ниєм, полученная на вилкообразных образцах, изготовленных
из сплавов с различным содержанием цинка и магния, подтверж¬
дает мнение о том, что сплавы системы АІ—Zn—Mg склонны к кор¬
розии под напряжением, особенно при большем соотношении
цинка к магнию. В сплавах с меньшим соотношением цинка к маг¬
нию и у силумина коррозионная стойкость под напряжением выше.
Добавка железа в количестве 1—1,5% увеличивает сопротив¬
ляемость коррозии под напряжением сплавов этой системы.
Линейная усадка этого сплава составляет в среднем 1,5%.
Склонность к растрескиванию в горячем состоянии при литье
в кокиль у него не обнаружена. Обрабатываемость резанием хо¬
рошая. Материал легко полируется.
Из сплава, состоящего из 6,1% цинка, 2,0% магния, 1,4%
железа, 0,13% хрома, 0,13% титана, были отлиты отливки в ко¬
киль: головка двигателя для автомобиля, а также предметы
оборудования внутренних помещений автобусов (стойки багаж¬
ника, вешалки, ручки сидений и т. п.). Ряд деталей получен
методом литья под давлением на машине типа «Полак» (дверные
ручки, подъемники стекол и т. п.), а также в песчаные формы.
После термической обработки механические свойства образцов,
вырезанных из толстых мест детали, отлитой в кокиль, были сле¬
дующие: сгв = 33—39 кГ/мма, 6 — 1,6—3,0% , В тонких сечениях
отливки предел прочности достигал 47—50 кПмм*.
У образцов, вырезанных из отливок, полученных в песчаных
формах, предел прочности составлял 35—39 кГ/лімя при удлине¬
нии 2—6%. Ценным свойством этого сплава является его при-
392

годность для литья под давлением, а также легкость полирования
отливок, полученных этим методом, что дает возможность заменить
ими хромированные или никелированные детали.
Сплавы системы А1—Zn—Si — динковистые силумины —
представляют большой интерес. К ним относится сплав АЛИ,
содержащий 7—12,0% цинка, 6,0—8,0% кремния, 0,1— 0,3%
магния, остальное — алюминий 131,
Без модифицирования и без термической обработки предел
прочности сплава при литье в песчаные формы составляет не ме¬
нее 20 кГ!мм2 при удлинении 2,0% и твердости по Бринелю
Рис» 172. Микроструктура цннковистого силумина. ХІ20
80 кГ/мм2. При литье в кокиль предел прочности должен быть
не менее 25 кГ/мм2, удлинение 1,5% и твердость по Бринелю
90 кГ/мм2.
После модифицирования без термической обработки предел
прочности возрастает до 30 кГ!мм2, удлинение—до 4% и твер¬
дость — до 100 кГ/мм2. При литье в кокиль прочность достигает
35 кГ/мм2, удлинение 4% и твердость 110 кПмм*. Цинковнстые
силумины по своим литейным свойствам не уступают обычным си¬
луминам. Преимуществом их является то, что высокие механи¬
ческие свойства достигаются не в результате термической обра¬
ботки, а путем легирования силумина цинком, вызывающим само¬
произвольное упрочнение сплава.
Присутствие в цинковистых силуминах кремния (6,0—8,0%)
требует модифицирования структуры для улучшения механиче¬
ских свойств, так как структура цинковистого силумина не от¬
личается от обычного доэвтектического силумина.
Здесь также наряду с зернами твердого раствора имеется алю¬
миниевокремниевая эвтектика (рис. 172).
После травления 1%-ным водным раствором HF в структуре
появляются темные участки, являющиеся зонами ликвации цинка
?93

ТАБЛИЦА t7i
ВЛИЯНИЕ ЦИНКА НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ЦИНКОВ ИСТЫХ СИЛУМИНОВ ПРИ СОДЕРЖАНИИ КРЕМНИЯ 7%
Содержа¬
ние
иолка. %
кГ{мм*
°а.2
к Г/мм9
*. %
Содержа.
кие
цинка, %
к Г/мм'
«й,2
кГ/мм*
6, к
6
16,0
8,0
12
24.0
н. 0
5.0
8
18,0
м
6f0
14
24,5
16,0
5.0
10
20,0
9,0
5,0
16
25,0
17,0
3.0
в зернах алюминиевого твердого раствора. Магний в количествах
0,2—0,3% в структуре не обнаруживается.
Как указывалось выше, основным упрочнителем в цинко-
вкстых силуминах является цинк, по мере увеличения которого
возрастает прочность сплавов, но снижается удлинение. Кремний
почти не влияет на прочность, но несколько снижает удлинение.
Данные о влиянии цинка на механические свойства силумина
при постоянном содержании кремния 7% приведены в табл, 171,
а данные о изменении механических свойств цинковистых силу¬
минов в зависимости от содержания кремния при постоянном
содержании цинка 10% —в табл. 172.
ТАБЛИЦА т
ВЛИЯНИЕ КРЕМНИЯ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ЦИНКОВИСТЫХ СИЛУМИНОВ ПРИ СОДЕРЖАНИИ ЦИНКА 10%
Содержа-
«не
кремния,}*
кг/миш
°0.2
кГ/мм*
8. %
Я Содержа-
N кке
[[креии кя,^
кГ/мм*
°С .2
кГ/мм?
8. %
5
20,0
13,0
6.0
І 7
18,0
12,0
4.0
6
20,0
—
1 •
18,0
11,0
3,0
Добавка меди (до 1%) к сплаву, содержащему 10% цинка,
6% кремния, 0,5% железа, 0,3% марганца, повышает его предел
прочности и почти не влияет на удлинение:
Си, »
о„, кГ/ЖА
«, %
0,2
17.4
3,1
0,4
18.1
3,0
0,6
19,4
4,0
0,6
19,0
4,0
1.0
20,4
2,5
Магний в пределах до 0,3% в сплаве с 10% цинка, 6% кремния,
0,8% меди, 0,5% железа, 0,3% марганца повышает предел проч¬
ности и снижает удлинение:
МВ. %
V кГ/мм*
6. %
0
18,9
3,8
0,05
19,4
2,4
0,3
21,0
2,1
3?4

Железо в цинкйвистых силуминах образует ту же игольчатую
фазу, как и в обычных силуминах, снижая механические свойства
сплава. Марганец компенсирует вредное влияние железа, образуя
четверное соединение более благоприятной формы. Данные о влия¬
нии железа и марганца на механические свойства сплава с 10%
цинка, 6% кремния, 0,7% меди, остальное — алюминий приве¬
дены в табл. 173.
ТАБЛИЦА 173
ВЛИЯНИЕ ЖЕЛЕЗА И МАРГАНЦА НА МЕХАНИЧЕСКИЕ
СВОЙСТВА СПЛАВА С 10% ЦИНКА, 1% КРЕМНИЯ,
1,7% МЕДИ, ОСТАЛЬНОЕ — АЛЮМИНИЙ
И
£
55
в
£
т
1
&
55
«
55
£
«в
е"»
С
£
'3
О |
в
55
п
£ |
\
\ Л
55
•о"
0,15
20,6
2,6
0,15
18,1
1,6
0,30
17,5
1,5
0,5
0,30
18,9
3,8
1 1,0
0,30
18,4
2,1
11,5
0,50
17,6
2,3
0,50
13,8
2,7
0,50
18,7
3,2
0,80
19,3
3,2
Из табл. 173 следует, что железо является вредной примесью.
Лучшим сочетанием механических свойств обладает сплав, со¬
держащий 6,5% железа и 0,3% марганца.
Естественное старение цинковистых силуминов протекает очень
медленно. Существенное изменение свойств наблюдается в первые
три недели. Интенсивность старения зависит от содержания в спла¬
ве цинка и магния. Медь оказывает меньшее влияние.
При повышенных температурах скорость старения цинкови¬
стых силуминов возрастает. Оптимальной температурой старения
является 100° С, время старения 5—6 ч. С повышением температуры
старения до 150° С увеличения эффекта старения не наблюдается.
Замечено, что нагрев сплава в пределах 100—300° С в течение
2 ч способствует увеличению пластичности.
В процессе старения происходят объемные изменения отливок
из цинковистого силумина. При нагревании литого цинковистого
силумина до 250° С можно наблюдать, что до 100—150° С проис¬
ходит обычное равномерное расширение, затем расширение идет
более интенсивно. Для термически обработанного сплава АЛ4
наблюдается аналогичная картина. Необратимое расширение ли¬
того цинковистого силумина несколько больше, чем у сплава АЛ4.
Для уменьшения этого явления цинковистый силумин следует
подвергнуть отпуску при 180° С, в результате которого размеры
отливок изменяются не так резко, кроме того, после этого отпуска
у сплава увеличивается пластичность.
Нагрев сплава в течение 2—3 « при температурах от 100 до
270° С с последующим охлаждением на воздухе снижает проч¬
ностные характеристики, но увеличивает пластичность. При тем¬
пературе 300° С отмечается снижение как прочности, так и плас-
395

тичности. Аналогичную картину можно наблюдать п для сплава
АЛ4, но снижение пластичности происходит начиная с 240° С.
Данные о влиянии кратковременного нагрева на механиче¬
ские свойства цинковистого силумина приведены в табл. 174.
Свойства цинковистого силумина после нагрева до температур
200—400° С изменяются мало, тогда как другие сплавы значи¬
тельно разулрочняются.
Испытания на усталость при знакопеременном изгибе на ма¬
шине Шенка показали, что шшковистый силумин имеет лучшие
характеристики, чем обычный силумин АЛ4 (табл. 175).
ТАБЛИЦА 114
ТАБЛИЦА т
ВЛИЯНИЕ кратковременного	РЕЗУЛЬТАТЫ испытаний
НАГРЕВА НА МЕХАНИЧЕСКИЕ
СВОЙСТВА ЦИНКОВИСТОГО
СИЛУМИНА
Темпера¬
тура
■
5
•'»
•о
•1
*
нагрева
испытание
сразу после
впгрено
испытание
через 12D 4
после
нагрева
Литой
28,6
1.5
без на¬
грева
100
25,3
2,5
27,3
2.0
150
23,0
4,3
25,1
3,2
180
22,1
4,8
25,3
4.2
210
23,9
5,8
26,5
4,9
240
, 22,2
5.0
2518
3,7
270
23,4
5,1
30,6
28,1
2,3
300
22,9
3,1
1.7
НА УСТАЛОСТЬ
Напряжение
лсГ/ли»
Число циклов до излома
ЦИНКОВ чети ft
силумин
АЛ4
И
367 000
10
1 462 000
—
8
10 000 000,
1 898 000,
не сломался
сломался
7
10 000 000,
6 411 000,
не сломался
сломался
6,5
10 000 000,
10 000 000,
не сломался
не сломался
Сопротив¬
16,0
14,4
ление срезу
Та, кГ1мм2
Коррозионная стойкость цинковистого силумина хуже, чем
обычных силуминов. Литейные свойства хорошие. Жидкотеку-
честь, характеризуемая длиной спирали, отлитой при 750° С
практически такая же, как у сплава АЛ4: ~1000 мм. Линейная
усадка этих двух сплавов 1%. Герметичность—такая же, как
у силуминов. Цинков истый силумин обрабатывается резанием
лучше, чем сплав АЛ4. Хорошо сваривается.
Хорошие технологические свойства и способность сохранять
прочность, твердость и сопротивление действию знакопеременных
натрузок после кратковременных и длительных нагревов до тем¬
ператур 300—500° позволяет считать возможным применение
цннковистых силуминов в моторостроении, а также в других от¬
раслях промышленности.
э»8

Механические свойства образцов, вырезанных из детали,
без термической обработки через 2 года остаются практически
без изменения и имеют следующие значения в зависимости от
места вырезки образцов: ав =23,1—34 кГ/мм*; б =2,0—3,2%.
Цилковистый силумин можно отливать в землю, кокиль и под
давлением, однако не следует забывать о его отрицательных сто¬
ронах — пониженной коррозионной стойкости и сравнительно
высокой плотности.
ЛИТЕРАТУРА
1.	Ал ьтм а н М. Б. В сб. сЛнтеГные алюминиевые сплавы». Оборони»,
1961, е. 38.
2.	Ponicwleskl L. Archlwura hutnichva, 1962, v. 7, № 2, p. 83—96.
3.	Б о ч в а р А. А. Новые литейные сплавы — шшховистые силумины,
Оборони», 1947.	"*

Часть четвертая
АНТИФРИКЦИОННЫЕ
АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ 1
Сплавы на алюминиевой основе для подшипников стали при¬
меняться сравнительно недавно. Первые упоминания о практиче¬
ском использовании алюминиевых сплавов для этих целей отно¬
сятся к тридцатым годам нашего века. В последующем исполь¬
зование алюминиевых сплавов для подшипников расширилось,
по особенно резко возросло их применение после второй мировой
войны в связи с тем, что они, имея малую плотность, обладают
достаточной прочностью и высокой сопротивляемостью коррозии.
Высокая теплопроводность способствует снижению температуры
работы подшипников, а сравнительно низкий модуль упругости
обеспечивает меньший уровень напряжений при высоких нагруз¬
ках или при тех же напряжениях — большую степень деформации.
Это облегчает прирабатываемость подшипников.
Развитие алюминиевых подшипниковых материалов шло от
сплавов, содержащих упрочняющие компоненты и твердые кри¬
сталлы химических соединений, к сплавам, содержащим мягкие
структурные составляющие. Эти две группы сплавов, отличаясь
микроструктурой, принципиально различны по поведению а про¬
цессе трения.
В табл. 176 к 177 приведены наиболее распространенные алю¬
миниевые сплавы I группы, не содержащие мягких структурных
составляющих, и II группы, имеющие добавки олова, кадмия или
свинца.
Сплавы I группы предназначались в основном для изготовле¬
ния монометаллических подшипников, поэтому от них требовалась
повышенная прочность; в связи с этим они обладали сравнительно
высокой твердостью. Зачастую эти сплавы были работоспособ¬
ными, однако невысокая сопротивляемость износу, способность
к задирам, а также повышенный по сравнению с баббитом износ
цапф не способствовали большому распространению их, хотя
в ряде случаев они и используются в достаточном количестве.
1 Автор Буше Н. А.
398

ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ I ГРУППЫ
К
*
uj
Ki
зі
К
§
о
в
4
5
О*
^ (N
ЯсЗ
2 °°22 Т
О
со
О
0QCO О
(NCOC4
in 00
ц
D
escort
-oO
-2,5
С*
1 І0?
О
со
1,5-
1 1 ^
со
1П
а
и
2
1 13
1.3
N
ю
л
«0
1
ї"
СП
N
I
7 I ■*
О
<
1
« °
-*
О
со
Z
1
7—3
1.5
1.0
CN
a
и
и
и
esi
—a
ft!'
Уз:
з g°.*
У ° ю-
Щ JL см
иїс/і
«X
а
£
S2
(N
£
*
*?
г
4
§
ч _
" ! 5
ч
с
и
°L® ооюо
2 'N о 00 D оГ o' сГ оГ Щ ^	во
— СЭ1П Ов »ОЮ во 05 о
°o^jn60omin<otn id
і f
'і
о*
I I I I I I lo-l I
«о
N Л
~0
f і T і 1
о і uo і сч 1 о — іл
N L
cT- __
О _-
«« Ов coco
77з7зз773і
ooeo_ to
o" IN o’ OO^
о
о
со сч
со
Ост
77*
17'
DoW-u) 1
* » L [ * 1
1
1 1
СО оо
1 1 ■
in
— 1 1 О 1
CDt^
1
сГсГ
со
о_
Ю
її 1
о
>3
0“
і и| 1
1
О
со * <
со
■ 1 » 1 1
>111
1 1
Т І
1
о
о о
inm1?^ ІП 1
о
INI
о о о in
спсо’^Ю f
(N
сч
IQ
ю
і
11 і 11
j ^ -U о s ^
^JjoqSo'fe1 я £
§3йё5^йа1|«
§§§°ef^XCtfWX!So5.
Алюминий — остальное.

Резкое расширение использования алюминиевых сплавов для
подшипников стало возможным после разработки сплавов II
группы. Такие сплавы появились в конце тридцатых годов в Гер¬
мании. Они содержали добавки свинца и были известны под на¬
званием «альфа».
Всеобщее признание получают алюминиевые сплавы, содержа¬
щие олово. Первое широкое использование таких сплавов осуще¬
ствила в конце тридцатых годов в Англии фирма «Рольс-Ройс»,
которая разработала сплавы типа RRAC-7 и RRAC-9.
Рис. 173- Микроструктура алюминиевых литых сплавов, содержащих включения
олова и свинца:
а — олово,х too; 6 свинец,X600
6 последующем 11 ] алюминиевые сплавы, содержащие олово,
появились в Америке (сплавы 750, ХА750, ХВ770, ХВ280, SAE-770
и др,). Одновременно эти материалы исследовались в Канаде 12],
Италии [3], Франции 141 и других странах.
В СССР алюминиевые сплавы II группы начали систематически
исследовать с середины тридцатых годов 15]. В то время доста¬
точно подробно были изучены сплавы, содержащие свинец н
сурьму. В последующие годы под руководством М. М. Хрущова [5 ]
исследования алюминиевых сплавов были расширены. В резуль¬
тате этих исследований был широко внедрен для подшипников
дизелей тракторов сплав ACM, нанесенный в виде тонкого слоя
на стальное основание [6].
Сплавами, содержащими олово, в СССР начали заниматься
с 1950 г. на Харьковском тепловозостроительном заводе [7], а
с 1956 г. —в ЦНИИ МПС [8]. Изучением таких сплавов зани¬
мались в Государственном институте машиноведения [9], НАТИ,
Заволжском моторном заводе ПО].
В последние годы в США стали широко использовать сплавы,
содержащие кадмий till. Первые исследования таких материалов
относятся к сороковым годам [ 12 ],
400

Разработка составов алюминиевых сплавов проводится с учетом
создания материалов, обладающих комплексом необходимых ан¬
тифрикционных свойств. Отличительной особенностью алюминие¬
вых сплавов, содержащих мягкие структурные составляющие
о виде включений почти чистых олова, свинца или кадмия
(рис. 173), является своеобразная реакция этих составляющих
на режимах сухого или полужидкостного трепня. Прямые экс¬
перименты с помощью радисактивных изотопов позволили дока¬
зать способность мягких структурных составляющих, в част¬
ности олова, образовать путем пере¬
носа на поверхностях цапф защитную
пленку (13]. В результате этого резко
снижается трение и поверхности цапф
мало изнашиваются даже в режиме
сухого трения.
Рис. 174. Изменение износа цапф (роликов) в эаанашости от
содержания в сплавах олова в кремния
Защитное действие мягких структурных составляющих в спла¬
вах, содержащих олово, проявляется уже начиная с 3%. Однако
резко уменьшается величина износа цапф при содержании олова
свыше 6%. Испытания на машине МИ без смазки при нагрузке
14 кПсм* в паре со стальной цапфой (роликом) позволили оценить
влияние олова и кремния на износ стальной поверхности 114].
На тройной диаграмме (рис. 174) хорошо видно влияние содержа¬
ния олова на величину износа.
О допустимом количестве олова имеются различные толкова¬
ния. По исследованиям ЦНИИ МПС, достаточно 9—10% олова
1141. Близкие значения содержания олова (6—9%) предлагаются
в работе 115]. По исследованиям английской фирмы Glacier
Metal Со, хорошие антифрикционные свойства достигаются при
содержании олова до 20% [16]. В настоящее время как в отече¬
ственной, так и в зарубежной технике нашли применение сплавы,
содержащие от 3 до 20 % олова.
Во всех сплавах П группы, помимо компонентов, создающих
мягкие структурные составляющие, используют упрочняющие
добавки. В сплавы, содержащие олово, почти во всех случаях
26 Алюишшевые сплавы	401

вводят медь. Уже добавка 1 % меди достаточна для того, чтобы поду¬
чить надлежащей прочности сплав, нанесенный способом про¬
катки на стальную полосу. Упрочнение матрицы сплава необ¬
ходимо и для того, чтобы избежать переноса наряду с мягкими
включениями и алюминиевой основы сплава при неблагоприятных
режимах трения. Так, при исследовании с помощью радиоактивных
изотопов 114] обнаружен значительный перенос алюминиевой
основы сплава, не содержащей упрочняющих компонентов, и
почти полное отсутствие переноса при введении 1% меди.
Составы алюминиевых сплавов существенно отличаются в за¬
висимости от условий их использования (монометаллические или
биметаллические подшипники).
Монометаллический вкладыш
выполняет конструкционные и
антифрикционные функции. По¬
этому материал для него дол¬
жен обладать повышенной проч¬
ностью. Достигается это введе¬
нием ряда легирующих доба¬
вок. Так, например, в итоге
исследований, проведенных
в ЦНИИ МПС, в состав сплава
АОЭ-2 вошли, кроме 9% олова,
0,3—0,7% кремния, 0,8—1,2%
никеля и 2,0—2,5% меди (14].
Кроме того, для повышения
сопротивляемости вкладышей
потере натяга, возникающего
за счет пластической деформации при нагреве вкладышей в сталь¬
ных или чугунных постелях, заготовки подвергают холодному
пластическому деформированию. Наклеп, осуществляемый за
счет протягивания по типу дорнирования, резко изменяет меха¬
нические свойсгва заготовок вкладышей (рис. 175).
Подшипники различных тяжелонагруженных дизелей и машин
работают при сравнительно высоких температурах. Нередко также
они испытывают н местный перегрев на отдельных неудачно при¬
гнанных вкладышах. В связи с этим важно знать свойства под¬
шипниковых материалов при повышенной температуре и особенно
величину пластичности, снижающей концентрацию напряжений.
Такие испытания были проведены для сплавов, содержащих 9%
олова, 2% меди, 1% никеля и различное количество кремния [І7І.
Установлено, что пластичность у всех сплавов снижается до тем¬
пературы солндуса (226° С) и сравнительно резко повышается
в интервале температур 300—400° С. В последующем резкая хруп¬
кость образуется после нагрева свыше 500° С, Указанные сплавы
имеют две зоны хрупкости и одну зону высокой пластичности
в области твердо-жидкого состояния. Характер изменения отно¬
сительного удлинения и предела прочности от температуры для
40?
Рис. 175. Изменение механических
свойств в зависимости от величины
холодной пластической деформации

всех Сплавов одинаков, но значения пластичности существенно
выше у сплавов без кремния или содержащих 1% Si, чем у спла¬
вов с 2,5% кремния. Зависимость изменения свойств от темпера¬
туры нагрева для двух сплавов представлена на рис. 176.
13
14
13
12
11
10
о'
I 6
Ь
2
1
ч
X,
\
\
X
к
X.
\
-л
N
Л
(f
ч
■>у..
*
і
\\
1
ь
ч
'V
1
п 1
Л
ч N
і т/7 °
Nv/	,
С
Г
Ч"—1
Ж
•л
50	100	150	200	253	300	350 Ш U50 500	550 600
Температура,°С
Рве. 176. Изменение удлинения н предела прочности от температуры нагрева:
а — 2,6% кремния, б — без крем ли и; J — лито Л; 2 — дефорыкроэапиыА
Характер кривых с образованием зоны высокой пластичности
связан, по-видимому, с наличием у подобных сплавов ретроград¬
ного солидуса [18]. Повышение количества кристаллов кремния,
которые располагаются по границам зерен, увеличивает концен-
25*	403

траишо напряжений при межзеренном сдвиге, что снижает вели-
чипу относительной деформации. По результатам этих испытаний
содержание кремния в сплаве А09-2 установлено в пределах
0,3—0,7 96.
Для биметаллических подшипников слой металла должен обес¬
печивать, помимо антифрикционных свойств, надлежащую уста¬
лостную прочность. Испытания на усталость проводят на обычных
испытательных машинах (плоские и круглые образцы) и на целых
подшипниках.
Алюминиевые сплавы обладают высокой усталостной проч¬
ностью даже при небольшом содержании легирующих добавок.
Так, при испытаниях, проведенных на плоских биметаллических
образцах, алюминиевооловянные сплавы АОЭ-1 и АО20-1 пока¬
зали более высокую усталостную прочность, чем сплав на цинко¬
вой основе ЦАМ9-1,5 [19). Н. М. Рудницкий [20] приводит сравни¬
тельную характеристику выносливости подшипников скольжения
по данным различных исследователей: если принять выносливость
оловянного баббита за 1, то выносливость свинцовистой бронзы
марки СБ-30 составит 2,3, а алюминиевого сплава с 1096 олова и
упрочняющими добавками 4,65.
За последние годы алюминиевые сплавы начали развиваться
по пути применения материалов, содержащих свинец. В первых
алюминневосвинцовых сплавах свинец содержался в небольших
количествах, так как большое различие в плотности и нераствори¬
мость в жидком и твердом состоянии не давали возможности без
специальных мер ввести его в сплав в количестве свыше 596
(сплав АСС6-5).
В настоящее время в Советском Союзе [211 и в Англии 122]
разработаны способы введения свинца в количестве свыше 1096,
основанные на высоком перегреве расплава и очень большой ско¬
рости кристаллизации, В связи с этим возникает возможность
промышленного использования материалов, менее дефицитных и
более дешевых, чем алюминиевооловянные сплавы. По недавним
исследованаям фирмы Glacier [22], сплав алюминия, содержащий
1596 свннца, существенно превышает1 по сопротивляемости схва¬
тыванию сплав, содержащий 2096 олова. Способность к схваты¬
ванию определяет сопротивляемость подшипников к задирам,
что имеет немаловажное значение для работы вкладышей. У со¬
временных тяжелонагруженных подшипников дизелей, работа
которых протекает под воздействием больших инерционных на¬
грузок, подшипники коленчатого вала нередко выходят из строя
из-за образования задиров [14].
В биметаллическом исполнении подшипники со слоем алюми-
ииевооловяниого сплава изготавливают способом заливки жидкого
металла на стальной каркас и путем штамповки вкладышей из
соответствующей полосы или ленты. Производство заготовок со¬
единением жидкого металла со сталью, хотя и менее трудоемко,
чем в случае изготовления подшипников со слоем свинцовистой
404

бронзы, но большого распространения не полупило. Объясняется
это высокой экономичностью второго способа и простотой тех¬
нологии получения вкладышей- Биметаллическую полосу или
ленту изготавливают путем совместной прокатки, причем проч¬
ное соединение схватыванием достигается через алюминиевый
подслой 119J. При соединении двух металлов состав антифрик¬
ционного сплава должен обеспечить возможность холодной про¬
катки со сравнительно высокими степенями обжатия. В связи
с этим алюминиевые сплавы в биметаллических подшипниках
имеют небольшое содержание легирующих присадок- Для боль¬
шого количества подшипников современных машин такие мате¬
риалы (A09-I, АО20-1 ндр.) удовлетворяют требованиям прочности.
Однако уже сейчас имеются двигатели, где нагрузки на вкладыш
достигают 400, а иногда и 500 кПсмг. В этом случае требуются уже
более прочные высоколегированные сплавы. Для получения би¬
металлов с такими сплавами необходимы совместные исследова¬
ния металловедов и прокатчиков- При этом также нельзя не учи¬
тывать и необходимость упрочнения промежуточного алюминие¬
вого подслоя.
Области использования алюминиевых подшипниковых спла¬
вов в Советском Союзе с каждым годом расширяются. Вкладыши
из биметаллической полосы со слоем сплава ACM широко при¬
меняются в течение ряда лет на двигателях тракторов 110]. Из
полосы со слоем сплава АО20-1 изготавливают вкладыши колен¬
чатого вала ряда двигателей автомобилей. Эту полосу изготавли¬
вают на Заволжском моторном заводе. В достаточно широком
масштабе испытаны вкладыши со слоем сплава А09-1. В частно¬
сти, получены положительные результаты применения таких
подшипников в тяжелонагруженных форсированных двигателях
тракторов ЧТЗ.
Успешно применяются и монометаллические подшипники из
алюминиевых сплавов. Так, например, в судовой промышлен¬
ности, на транспорте и в машиностроении получают распростра¬
нение подшипники, изготовленные из сплава А09-2.
В 1968 г. был утвержден ГОСТ 14113—69, предусматривающий
7 марок алюминиевых антифрикционных сплавов (АОЗ-1, А09-2,
А09-2Б, А09-1, АО20-1, ACM и АН-2,5).
ЛИТЕРАТУРА
1.	Hunsicher Н. I., К в ш р f Z. W. Diesel power and Diesel Trans¬
portation, 1946, V. 24, N 7, p. 25.
2.	Lankaster E. Canadian Metals, 1955, N» 6, p. 44—50.
3.	Collary N., Pagliabunda L. Aluminio, 1955, № 24, p. 29—33.
4.	E lvood E. C. Materials and Methods, 1957, v. 45, Ns 6, p. 110.
5.	В сб. «Алюминиевые сплавы для подшипников и их применение», пол
ред. проф. М. М. Хрущова. Изд-во АН ССХЛ1, 1954.
6.	Г о с т е в Б. И., Зильберг 10. Я- Алюминиевый сплав ACM для
тяжелоиагруженных подшипников. Машгиз, 1959.
405

t у я и к А. А. Новый антифрикционный сплав на алюминиевой основі.
ИТЭИН АН СССР, 1956.
Г1 8, Буше Н. А. В сб. «Оценка свойств алюминиевых подшипниковых
сплавов» (ТРУДЫ ЦНИИ МПС), вші. 157. Трансжелдариэдат, 1958, с* 84—144.
С 9. Курицына А. Д. и др. Автомобилестроение, I960, № 2, с. 65.
И)! П е т р о в с к и ft В. И. Автомобильная промышленность, 1954, Д? 9,
С’ ^ll^Melals Handbook. Properties and selection of Metals- ASM. I960, v. I,
851-
p" 12. Metals Handbook, ASM, 1948, p. 745—755.
13.	Б у ш e H. А., Двоскииа В. А., Торопчинов А. Н. Инже¬
нер мо-физическин журнал, 1959, т. 11, АГе 4, с. 38—47.
14.	Б у ше Н. А. Подшипниковые сплавы для подвижного состава. Изд-во
«Транспорт», 1967.
15.	Ток иго Matsuyama, Такао КлуаЬа. Bulletin of
ISME, I960, v. З, № 9, р. 1—6.
16.	El wood Е. С. Materials and Methods, 1957, June, p. 110—113,
M 6, p< 45.
17.	Буше H. А,, Б а л л e н к о в Б. А. Вестник Всесоюзного научно-
исследовательского института железнодорожного транспорта, 1968, ЛЪ 5, с. 38—
41.
18.	Н о в и к о в И. Н. Горя чел омкость цветных металлов и сплавов. Иэд-зо
«Наука», 1966.
19.	Р а к о в К. М., Буше Н. А., Гуляев А. С. Новые биметаллы
для подшипников. Достижения науки и техники в производство (ЦНИИ МПС),
Изд-во «Транспорт», 1967, с, 5—23.
20.	Рудницкий Н. М. Материалы автотракторных подшипников сколь¬
жения. Изд-во «Машиностроение», 1965.
21.	Рудницкий Н. М. и др. Труды НАМИ. Был. 82, 1968, с. 50—69.
22.	Pratt G. С. Tribology, 1968, March, р. 1—11.

Часть пятая
СВОЙСТВА ПРОМЫШЛЕННЫХ
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Глава XV
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
В данной главе приводится общая характеристика и сопостав¬
ление основных механических свойств алюминиевых деформируе¬
мых и спеченных сплавов при комнатной, повышенных и пони¬
женных температурах.
1. Механические свойства при комнатной
температуре 1
Механические свойства при растяжении
В зависимости от прочностных свойств алюминиевые сплавы
можно разделить на 3 группы: низкопробные (о, до 30 кГ/ммг),
среднепрочные (<тв от 30 до 45 кГІлша) и высокопрочные (а,
выше 45 кГ/мм2) [1, т. I, с. 29].
Предел прочности алюминиевых сплавов при комнатной тем¬
пературе меняется в широких пределах— от 8 до 70 кПмм2;
предел текучести—• от 3 до 68 кГ/мм* (табл. 178—183).
Наименьшей прочностью при очень высокой пластичности
обладает технически чистый алюминий марки АД (оа = 8 кГ!ммг,
6 = 35%, ф = 80%). Самым прочным является сплав В96ц си¬
стемы A!—Zn-Mg-Cu (о„ « 70 кПмм2\ 8 = 7%).
Большинство алюминиевых сплавов низкой прочности
(а, до 30 кПммг) не упрочняется термической обработкой и при¬
меняется в отожженном и нагартованном состоянии (табл. 178).
К этой группе относятся технически чистый алюминий АД,
сплавы АМц, AMrl, АМг2, АМгЗ, АМг4, АМго, некоторые тер¬
мически упрочняемые сплавы системы А1—Mg—Si (АД31, АДЗЗ)
н порошковые сплавы САП-1, САС-1.
Важное семейство сплавов в этой группе составляют магналии,
прочность которых растет с увеличением содержания магния
(с 12 до 34 кГ/мм2). В отожженном состоянии эти сплавы имеют
1 Авторы разделов 1—4: Т. К* Поиарьяпа, О. А. Романова, Э. 3. Непомня¬
щая, 0. Г, Сенаторова
407

ТАБЛИЦА Пі
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ НИЗКОЙ ПРОЧНОСТИ
И НЕКОТОРЫХ СПЛАВОВ СРЕДНЕЙ ПРОЧНОСТИ
Сплав и его
состой ІІИС
Вид
полуфабрикатов
В
°0.2
6
*
тсР
ИВ
КГ/ММ*
%
к Г/мм
*
АДМ
Прессованные
и катаные
7100
3
6
35
80
5,5
25
АД1Н
То же
7100
15
10
6
60
7,0
32
5,5*
АМаМ
Катаные
7100
5
13
23
70
8.0
30
5*
АМцЛ
>
7100
13
18
10
55
10
40
6,5*
АМцН
в
7100
13
22
5
50
И
55
7*
АМгТМ
Катаные и прес¬
сованные
6900
5,0
12
28
—>
10
30 і
7
AMrlH
Катаные
7000
19
21
5
12
55
9,5*
АМг2М
>
7000
9
19
23
30
12,5
45
П *
АМг2П
і
7000
21
25
8
—
14
68
12,5*
АМг2Н
»
7100
23
28
5
—
16,5
77
14 *
АМгЗМ
>
7000
12
23,5
22
—
15,5
58
11,5
АМгЗП
»
7000
5*23
27
6
—
16
75
13*
АМг4М
>
6000
И
27
23
—
16
—
13,5
АМг4П
•
6900
24
32
12
—
19
—
—
АМгБМ
»
6900
18
30
20
—
18
65
14
АМг5Н
>
7000
32
42
10
—
22
100
15,5*
АМгбЛ!
>
7000
17
34
20
25
21
—
13
АМгбН
>
7000
28
38
6
—
—
—■
—
АД31Т
Прессованные
7100
8
17
20
—
—
—
7,0*
АДЗІТІ
в
7100
20
24
10
16
80
9
АДЗЗТ
1
7100
J4
24
20
—
16,5
65
10,5
АДЗЗТ1
>
7100
27
31
12
25
19
95
11
АДЗЗТ
в
7000
18
27
15
—
15,5
60
—
АД35Т1
»
7100
28
33
8
35
18
95
U
АВТ1
в
7100
29
35
12
20
21
95
И,5
Штамповки,
продольное
направление
7100
26
31
10
19,5
85
■ Зі шкапе реке» пыл изгиб ни базе б* Ю^циклдв, остальные — на базе 2-Ю7 циклов.
409

ТАВЛИЦЛ if 9
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
СРЕДНЕЙ ПРОЧНОСТИ ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
Сплав к его
состояние
Вид
полуфабрикатов
Е
°о,а
<ч
Ь
і *
ив
«і
°-і
К Г/**5
і
%
кГІАІЧ1
кГ/мм*
Д1Г
Штамповки
7100
25
41
15
30
27
ПО
12,5 *3
Д16Т
Катаные
6900
29
44
19
•—
28
120
12,5
ДІ6Т1
t
6900
40
45
7
—
27
—
12,5
Д16Т1Н
*
6900
46
50
5,5
—
28 >5
—
12,5
Д16Т
Прессованные
7200
33
52
12
15
30
130
14**
Д19Т
Катаные
6900
30
44
20
—
—
—
—
ДІ9ТН
3
6900
36
48
13
—
—
—
—
ДІ9Т
Прессованные
7200
34
46
12
29
120
—
M40TI
Катаные
7000
25
39
18
—
—
—
—
Прессованные
7100
.31
41
12
17
—
—
—
ВАДИ
Катаные
6900
28
44
18
—
—
—
12
Прессованные
7200
36
50
13
—
—
—
14
Д20Т1
Катаные
6900
30
42
И
—
26
—
10,5 •*
Д20Т1Н
>
6900
36
45
10
—
29
10,5 •*
Д20Т1
Прессованные
6900
28
42
10
35
27
100
13
дат
Поковки
7000
35
43
9
L8
—
—
—
01201
01205
ВД17Т1
и штамповки
Катаные
Катаные
Штамповки:
продольное
направление
7200
30
40
34
42
50
52
12
9
17
20
—
115
16
поперечное
7200
30
1 44
17
20
—
—-
—
В92Т1
направление
(по толщине)
Катаные
1 6900
30
40
10
Прессованные
7000
34
45
10
11
—
—
15
01915 Т1
Катаные
6300
28
36
11
—
—
—
Прессованные
7000
32
38
10
—
—
—
—
01420Т1
Катаные
7500
27
44
9
—
—
—
—
Прессованные
7600
31
46
9
—
—
—
12
01911Т1
Катаные
6800
35
42
12
—
—
—
—
Прессованные^
J000
42
50
15
—
—
—
—
•* Катзяыс полуфабрикаты — неп лакированные.
•* 3 н а ко переменны Й изгиб па tone б - IQ1 циклов остальные — tta базе 2« 10» циклоп*
409

ТАВЛНІІА m
типичные МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
СРЕДНЕЙ ПРОЧНОСТИ И КОВОЧНЫХ СПЛАВОВ
ПРИ КОМНАТКОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
Сллдь н его
Вид
£
°о.»
6
*Ф
тср
ИВ
•
состояние
полуфабриката»
кг/ммш
%
к Г/мм
ж
АК2Т1
Поковки
7200
28
42
9

27
100
12
и штамповки,
13.5
АК4Т1
продольное
направление
7200
29
42
6
21
AK4-ITI
Катаные
7200
35
40
8
_
-
13
Прессованные
7300
36
42
7
30
Поковки
и штамповки:
115
продольное
направление
7300
32
30
42
8
—
—
” *
115
поперечное
—
40
6
—

направление
(по ширине)
39
5
115
поперечное
—
—
—
«— і
—
направление
(по толщине)
і
АК6Т1
Поковки
н штамповки:
13
продольное
направление
7200
30 ,
41
12
35
26
105
105
поперечное
7200
28
39
8
—
—
—
направление
(по ширине)
7200
37
поперечное
—
6
—
—
—
—
направление
(по толщине)
АК8Т1
Катаные
Штамповки
6900
37
44
10
—
—
—
*—
и поковки:
продольное
направление
7400
40
38
46
44
10
8
—
29
130
130
14
поперечное
—
—
—
—
направление
(по ширине)
38
6
поперечное
—
—
—
—
—
—
направление
(по толщине)
* Знакопеременный изгиб на безе 2■)0’ циклов.
410

ТАБЛИЦА ЛІ
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА АЛЮМИНИЕВЫХ
СПЛАВОВ ВЫСОКОЙ ПРОЧНОСТИ ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
Спл&а и его
Вид
я
««.*
б
ИВ
[ ш
состояние
полуфабрикатов
ігГ/Jw*
КГ[ММл 1
%
кГ/мм*
В95Т1
Катаные
6700
48
53
И

31,0
- _
___
Прессованные
7200
55
58
8
12
33
150
16,0
В96Т1
Прессованные
7000
65
68
7
11
34
190
15,5
В93Т1
Штамповки
и поковки:
продольное
7000
49
52
8
1
1
140
И
направление
поперечное

48
51
6

140

направление
(по ширине)
і
51
140
поперечное
направление
(по толщине)
4
ВАД23Т1
Катаные

50
56
5

—
14
' Прессованные
7600
65
59
5
*
34
150
16
* Знакопеременный изгиб и4 базе 2*10’ циклов.
ТАБЛИЦА Ш
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ
СПЛАВОВ САП И САС,
А ТАКЖЕ АЛЮМНННЕВОБЕРИЛЛИЕВЫХ СПЛАВОВ
Сплав я его
состояние
Вид полуфабрикатов
£
•V*
б. У,
на |
•
e-i
к Г/мм9
кпмм*
САП-1
Катаные и прессован¬
ные
7 400
24
30
8
65
8
САП-2
То же
7 500
28
34
6
100
9
САП-3
3 »
7 700
33
40
4
120
10,5
СЛС-1
» »
10 500
20
26
1*0
120
7,0
АМБ-І
Прессованные
13 500
23
37
21
—
—
АМБ-2
>
11 500
23
44
25
—
—
• Зкаксшсрсисныый изгиб на базе 2*10* циклов.
411

ТАБЛИЦА lit
типичные МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
СРЕДНЕЙ ПРОЧНОСТИ И КОВОЧНЫХ СПЛАВОВ
ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
Сплав к его
состояние
Вид
полуфабрикатов
Е
аол
«»
6
і *
тср
НВ
«
°-1
кГ/лл*1
%
кГ/мм*
АК2Т1
Поковки
7200
26
42
9
, - -
27
100
12
и штамповки,
АК4Т1
продольное
7200
29
42
б
21
—
—
13,5
направление
AK4-1TI
Катаные
7200
36
40
8
_
13
Прессованные
7300
36
42
7
30
Поковки
и штамповки:
продольное
7300
32
42
8
—
—
115
—
направление
поперечное
—
30
40
6
:—

115
—
направление
(по ширине)
поперечное
—
—
39
5
—
—
115
—
направление
[ (по толщине)
АК6Т1
Поковки
и штамповки:
продольное
7200 (
30
41
(2
35
26
105
13
направление
поперечное
7200
28
39
8
—
—
105
—
направление
(по ширине)
поперечное
7200
—
37
6
—
—
—
направление
(по толщине)
,
АК8Т1
Катаные
6900
37
44
10
_
_
■
Штамповки
и поковки:
продольное
7400
40
48
10
—
29
130
14
направление
поперечное
—
38
44
8
—
■
130
—*
направление
(по ширине)
поперечное
—
—-
38
6
—
*
—
—
направление
1
{по толщине)
1
I
I
г
* Зн-апопеременный изгиб нв базе 2*10* циклов,
410

ТАБЛИЦА 18 І
ТИПИЧНЫЕ механические свойства алюминиевых
СПЛАВОВ ВЫСОКОЙ ПРОЧНОСТИ ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
Сплав к его
Вид
£
Ф
Т-_
ИЗ
•и
состояние
полуфабрикатов
ср
КГ/МА*
кГ/мн*
%
кГ/мм*
В95Т1
Катаные
6700
48
53
П
.
31,0
. ,
__
Прессованные
7200
55
58
8
12
33
150
16,0
В96Т1
Прессованные
7000
65
68
7
11
34
190
15,5
В93ТІ
Штамповки
и поковки:
продольное
7000
49
52
8
140
14
направление
поперечное

48
51
6
_
140
—
направление
(по ширине)
5L
140
поперечное
—
—■
4
—
—
—
направление
(по толщине)
ВАД23ТІ
Катаные

50
56
5

_
14
Прессованные
7600
55
і
59
5
—
34
150
16
* Эиакоперем&ниыД изгиб п* баае В-1D7 цкклоа.
ТАБЛИЦА J 82
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ
СПЛАВОВ САП И САС,
А ТАКЖЕ АЛЮМИНИЕВОБЕРНЛЛИЕВЫХ СПЛАВОВ
Сплели его
состояние
Вид полуфабрикатов
Е
°чл
г.
в, %
ИЗ
•
кГ/лш1
кГ/мм*
САЛ-1
Катаные и прессован¬
ные
7 400
24
30
8
85
в
САП-2
То же
7 500
28
34
6
100
9
САП-3
> »
7 700
33
40
4
120
10,5
САС-1
» »
10 500
20
26
W
120
7,0
АМБ-1
Прессованные
13 500
23
37
21
—
—
АМБ-2
і
11 500
23
44
25
—
—
♦ Зла ко переменно А изгиб на базе 2-Ю1 циклов.

ТАБЛИЦА ОД
ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ КОМНАТНОЙ
ТЕМПЕРАТУРЕ ЗАКЛЕПОЧНЫХ СПЛАВОВ
Сплдь п его
состояние
£
вю
4>;
тср
ИВ
°-1
КГ(ЫМ*
кГ/мм1
%
кГ/мм*
АМГ5М
7100
27
15
23
19
70
_
Д18М
7100
16
6
24
—
—
38
—
Д18Т
7100
30
17
24
50
21
70
9,5
BS5T
7100
40
25
20
50
26
—.
Д19Т
7000
46
28
23
42
29
—
—
ВЭ4Т1
7100
52
44
15
45
32
150
15,5
* ЗидкопсрвиоїшьіА нагиб на баїе 2*ID7 циклов.
относительно низкий предел текучести и большое удлинение и
сужение.
У сплавов AI—Mg—Si (АД31, АДЗЗ и др.) в естественно со¬
старенном состоянии сохраняются высокие значения удлинения.
Искусственное старение этих сплавов в сравнении с естественным
резко повышает прочностные свойства.
Сплавы средней прочности (сгв от 30 до 45 кГ/мм1) упроч¬
няются термической обработкой и применяются после эакалхн
н естественного нли искусственного старения (см. табл. 178—
180). К ним относятся сплавы АД35, АВ, АК2, АК4, АК4-1, АКб,
АК8, Д1, Діб, Д19, ВАДІ, М40, Д20, 01201, 01205, АМгб, 01915,
01911, 01420, САП-2.
Листы сплава Д16 в естественно состаренном состоянии имеют
несколько меньшую прочность в сравнении с нагартованнымн
и искусственно состаренными. Нагартовка холодной прокаткой
в закаленном состоянии повышает в большей степени предел те¬
кучести при существенном понижении удлинения.
Сплавы АВ, Д1, Діб, Д19, так же как и высокопрочные сплавы
В95, В96, обладают ярко выраженным прессэффектом, поэтому
прочностные характеристики прессованных полуфабрикатов (про¬
филей, труб и т, д.) зависят от сечения, направления вырезки об¬
разцов, и они выше, чем у катаных полуфабрикатов (листов, плит
И Т. д.).
Типичные свойства ковочных сплавов АК2, АК4, АК4-1,
АК6, АК8, В93 приведены в табл. 180 и 181. Характерным для
этих сплавов, кроме сплава В93, является сравнительно невы¬
сокая прочность (о, = 40—48 кГ/ммг) в продольном направлении
поковок и штамповок и некоторое снижение прочности в попереч¬
ном направлении (по ширине и толщине).
Наиболее высокой прочностью из ковочных сплавов обладает
сплав В93 (о, = 50—52 кГІмм2 при cr0i9 = 49—50 кГ/мм2).
412

Сплав имеет удовлетворительную пластичность в высотном на¬
правлении (в среднем 6 = 4%).
К термически упрочняемым сплавам высокой прочности
(сг, = 45 кПмма и выше) относятся сплавы В93, В95, В96,
ВАД23 и частично сплавы Діб, Д19, М40, АК8 и др. (в виде прес¬
сованных полуфабрикатов). Для сплавов этой группы характерны
высокие значения предела текучести. У катаных изделий из спла¬
вов Діб, Д19 и М40 повышение прочности до уровня, соответ¬
ствующего высокопрочным сплавам, достигается применением
нагартовки, искусственного старения.
Сплавы В93, В95, В96, ВАД23 имеют низкие значения удли¬
нения и обладают повышенной чувствительностью к концентра¬
торам напряжений. Некоторое повышение пластичности сплавов
(В95, В96 и др.) можно получить, ограничивая содержание при¬
месей (Fe, Si и др.).
В табл. 184 приведены величины отношения пределов теку¬
чести и прочности некоторых алюминиевых сплавов при растя¬
жении, а также их удлинение. Сплавы в отожженном состоянии
обладают наименьшим отношением <тмЛт, (0,38—0,45) при лучшей
пластичности (35—15%), т. е. у этих сплавов предел прочности
превышает предел текучести в большей степени. У естественно
состаренных сплавов сохраняются высокие значения удлянения.
Отношение сг0г2/ов еще невелико (0,5—0,66),
Для большинства искусственно состаренных сплавов отноше¬
ние ОцУо, составляет 0,77—0,96, Самые высокие величины этого
отношения наблюдаются у сплавов системы AI—Си—Mg—Zn
н у сплава ВАД23. Для этих сплавов характерны также низкие
значения удлинения: в поперечном направлении величина отно¬
сительного удлинения может понижаться до 2,5—4%. Опыт по¬
казал, что и при таких значениях удлинения конструкции успешно
работают в том случае, если устранены резкие концентраторы на¬
пряжений и технология изготовления полуфабрикатов строго
регламентирована.
тлвлицл ш
ОТНОШЕНИЕ	И ПЛАСТИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
в»
НЕКОТОРЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Сплав н его
состояние
ч»
С
%
Сллав и его
состояние
I
fl
%
Сплав в его
состояние
<V«
6
%
АД
0,38
35
Д16Т1
0,77
7
В95Т1
0,96
6
АДЭЗТ
0,53
18
ДІ6Т14
0,9!
5,5
В96Т1
0,96
б
АДЭЗТ1
0,81
10—13,
АК4-1Т1
0,85
8
В93ТІ
0,96
8
ДІ6М
0,40
20
В95М
0,45
15
ВАД23ТІ
0,90
б
Д16Т
0,66
19
413

На рис, 177 и 178 приведены кривые растяжения для чистого
алюминия и некоторых алюминиевых сплавов в сравнении с кон¬
струкционной сталью.
Большинство сплавов алюминия не имеет ярко выраженного
предела текучести (площадки текучести), как это наблюдается
у сталей. Для алюминиевых сплавов условный предел текучести
обычно определяют с допуском на остаточную деформацию 0,2%,
Рис. 177. Диаграммы растяжения до
предела текучести сплавов АД {Л,
АМгб (2), ДІ6Т (<?)
Рве. 178. Условные диаграммы ра¬
стяжения сплавои АД (/), АМгбМ (2),
Д16Т (5), В95Т1 (4) в срааневии
с конструкционной сталью (5)
Условные диаграммы растяжения для чистого алюминия имеют
вытянутый характер (с наибольшей пластичностью и наименьшей
прочностью). Высокопрочные алюминиевые сплавы лежат выше,
чем конструкционная сталь.
Модуль упругости £ является важной конструкционной
характеристикой, особенно для тех случаев, когда имеет место
потеря продольной устойчивости.
Модуль упругости основных алюминиевых сплавов находится
в пределах от 7000 до 7800 кГ/ммл (см. также табл. 178—183,
165). Из деформируемых сплавов сплав ВАД23 обладает наиболее
высоким модулем упругости, за ним следует сплав 01420.
Особую группу сплавов составляют САПы и САСы с повышен¬
ными значениями модуля упругости (7500—8000 кПмаі9 и более).
Затем идут так называемые высокомодульиые сплавы алюминия
с бериллием, у которых модуль упругости составляет 11 500—
13 500 кГ1лш\ т- е. почти в 2 раза больше, чем у стандартных
алюминиевых сплавов.
Вследствие того, что сплавы ВАД23 и 01420 обладают и наи*
меньшими значениями плотности среди алюминиевых деформн-
4Н

руемых Сплавов, их преимущества в расчетах на удельную жест¬
кость
(¥)
проявляются еще сильнее. Алюминиевобериллиевые
сплавы в этом отношении еще более перспективны. В случае при¬
менения последних в конструкциях выигрыш в весе достигает
20-50%.
о	о,2	о.1* Qfi ар ко о? ол о,б ор /.о
Деформация^
Рис, 179, Диаграммы растяжения и сжатия при комнатной температуре
сплава Д16Т1:
а ~ прессованные полуфабрикаты: б — листы; / — сжатие я продольной напра¬
влении; 2 — сжатие о поперечной направлении; 8 — растяжение л продольно*
управлении; 4 — растяжение в поперечном направлении
Механические свойства при сжатии и кручении
Модуль упругости при сжатии £сж примерно на 2—3% выше,
чем модуль при растяжении Е (табл. 185). Предел техучести при
сжатии (<т_0>2) также несколько выше (на 2—5%) предела теку¬
чести при растяжении (табл. 186, рис. 179, а) 12, 3J. Направление
вырезки образцов может изменить соотношение между О_о,а и
с04 (рис. 179, б).
ТАБЛИЦА т
МОДУЛЬ УПРУГОСТИ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ, СЖАТИИ
И СДВИГЕ НЕКОТОРЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Сплад
я
Я
§
1C
Щ
щ
S
*
Й
%
щ
С*
*
о
Коэффициент
Пуассона |А
Сплаи
я
щ
ц
к
К
ы‘
Ч
ч
к
1C
і
о
ч
я
ч
к
ч
о
Н
« .
«1 л
5*
§5
о >•
АД1
7000
7100
27QQ
0,31
АК4-1
7300
7400
2750
0,3!
Д16
7300
7450
2750
0,33
В95
7200
7350
2750
0,31
АМг2
7000
7150
2650
0,32
ВАД23
7600
8000
2900
0,31
АД31
АДЗЗ
7100
7000
7150
2700
2650
0,31
0,31
Д18П
7100
2700
0,31
415

Таблица ш
ПРЕДЕЛ ТЕКУЧЕСТИ ПРИ СЖАТИИ И РАСТЯЖЕНИИ
НЕКОТОРЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Сплвв II его
состоять
кГ/ммJ
1
кГіммА
Сплав и его
состояние
°-o,t
кГ/juc1
°С.»
кГ/мж»
АМгбМ катаный ....
17
17
В95ТІ прессованный
54
55
Д16Т:
В95Т1 катаны» . . , .
4$
44
прессованный . . . ,
39
38
В93Т1 штампованный
45
44
катаи ьш
32
29
АК6-1Т1 штампованный
34
32
Д16Т1 катаный . . . .
42
40
ВАД23ТІ катаный
52
49
М40Т1
30
32
Модуль сдвига G алюминиевых сплавов, определяемый при
испытании иа кручение, находится в пределах 2700—2900 кГ/ммг.
Причем чем выше модуль упругости сплава, тем выше и модуль
сдвига. Для большинства алюминиевых сплавов коэффициент
Пуассона р составляет 0,31—0,33 (см. табл. 185).
Сопротивление срезу
Сопротивление срезу имеет особое значение для заклепочных
сплавов (см. табл. 183). Основное требование к этим сплавам —
достаточно высокое сопротивление срезу и способность выдер¬
живать значительную холодную деформацию.
Алюминиевые заклепочные сплавы, упрочняемые термической
обработкой, в зависимости от их состава, могут расклепываться
либо в свежезакалеином, либо в состаренном состоянии. Для
массового производства предпочтительнее заклепки, которые
можно ставить в состаренном состоянии.
Наиболее высоким сопротивлением срезу обладают сплавы В94,
ДІ9П, В65. Самое большое применение для силовых конструкций
нашли заклепки из сплавов Д19П и В65.
Для менее нагруженных конструкций, требующих повышенной
коррозионной стойкости, применяют сплав АМг5П, в конструк¬
циях, подвергающихся нагреву — сплав Д19П.
Величины сопротивления срезу остальных алюминиевых спла¬
вов приведены в табл. 178—181. Как следует из этих таблиц,
тср алюминиевых сплавов меняется в широких пределах: от 5,5
до 33 кГ/мм2. Отношение тср к о, для всех алюминиевых сплавов
составляет 0,5—0,7.
Сопротивление смятию
Сопротивление смятию является важной конструкционной
характеристикой для оценки прочности в условиях, когда на¬
грузка передается от одного элемента к другому через поверх¬
ность, по которой эти элементы соприкасаются между собой.
416

Сопротивление смятию зависит от свойств материала и от гео¬
метрии конструктивного узла ІЗ; 1, т. 1, с, 325].
Напряжения смятия в болтовых и заклепочных соединениях
распределяются неравномерно из-за наличия отверстий и дей¬
ствия болта гг заклепки. Эта неравномерность не принимается
во внимание при определении модуля упругости, пределов про¬
порциональности, текучести и прочности.
Значения модуля упругости и предела текучести при смятии
сплавов Діб, В95 и ВАД23 в сравнении с модулем при растяжении
приведены в табл. 187. Напряжение смятия определяли в отвер¬
стии диаметром 10 мм при следующих соотношениях размеров
образца: -у- = 4 и	2, где Ь —ширина образца, d — диа¬
метр отверстия; х — расстояние от края отверстия до торца об¬
разца в направлении, перпендикулярном действию нагрузки.
Для алюминиевых сплавов средний модуль упругости при смя¬
тии составляет 0,3—0,4 модуля упругости при растяжении. Пре¬
делы текучести и прочности при смятии выше, чем при растяжении.
Так, у сплава Діб сг<іїсм на 20% выше, чем при растяжении, а
у сплава ВАД23 — на 40—45%,
ТАБЛИЦА 157
МОДУЛЬ УПРУГОСТИ И ПРЕДЕЛ ТЕКУЧЕСТИ ПРИ СМЯТИИ
И РАСТЯЖЕНИИ ПЛАКИРОВАННЫХ ЛИСТОВ ИЗ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Сплав н его
состояние
Et кГ^ммхй при
Предел текучести (Тф t,
кГ/лм\ Лрп
см
СИЯТІШ
растяжении
СМЯТИИ
растяжении
дієт
2900
6900
35
31
1,21
B95TJ
2850
6700
54
46
1,30
ВАД23Т1
0*00
7300
74
52
1,43
Твердость
Алюминиевые деформируемые сплавы при комнатной темпе¬
ратуре обладают твердостью по Брииелю от 25 до 170 кГІмм*.
Следует отметить, что для алюминиевых сплавов не наблюдается
устойчивого соотношения между твердостью и пределом прочно¬
сти. Эго объясняется тем, что при разрушении алюминиевых спла¬
вов нагрузка совпадает с разрушающей, тогда как физическая
природа твердости характеризуется сопротивлением материала
пластической деформации 14, 5]. Испытания на растяжение яв¬
ляются основным методом испытания алюминиевых сплавов.
Испытанием на твердость можно определить, например, состояние
материала: отожженное, закаленное и состаренное. .Различного
вида пережоги и нарушения режимов термической обработки спла¬
вов этим испытанием установить не удается,
27 Ал га м и ни св we сглавы
417

2. Усталость и статическая выносливость
Для алюминиевых сплавов кривая Велера не имеет в правой
части явно выраженного горизонтального участка. Поэтому при¬
ходится говорить не о подлинном пределе выносливости (как
в случае стали), а об условном (ограниченном), указывая базу
(число циклов), на которой его определяли. Темп падения на¬
пряжения замедляется примерно через 107—10® циклов, в соответ¬
ствии с этим и выбирают базу испытаний: 2-Ю7, 5'10* и т, д.
Подавляющая часть данных по усталости (см. табл. 178—182)
получена при испытании гладких образцов на изгиб с симметрич¬
ным циклом. Для оценки усталостной прочности при других спо¬
собах нагружения в случае гладких образцов для алюминиевых
сплавов выведены следующие приближенные соотношения между
пределом выносливости при изгибе о_!, кручении т_х и растя¬
жении-сжатии all'. — 0,85 — 0,95;	= 0,55 — 0,65 [I,
т. П, с. 195; 41.
Срок службы многих конструкций из алюминиевых сплавов за¬
висит не только от их сопротивления обычной усталости, но н
от сопротивления высоким и сравнительно редким повторным
нагрузкам, т, е. определяется так называемой статической вынос¬
ливостью |6, 7]. Для самолета, например, такими повторными
нагрузками являются нагрузки, возникающие при посадке, взлете,
маневрировании и т. д. Статическая выносливость алюминиевых
сплавов обычно оценивается по испытаниям образцов с надрезом
при пульсирующем или асимметричном растяжении с частотой
приложения нагрузки 5—20 цикл/мин (в отличие от 1500—
5000 циклімин при испытании на обычную усталость). Уровень
напряжений выбирают в интервале 0,3—0,7 предела прочности
гладкого (иногда надрезанного) образца.
Между сопротивлением усталости алюминиевых сплавов и их
статической прочностью н*е существует определенной зависимости.
Группа нестареющих сплавов (например, магналии) имеют
относительно высокую вибрационную стойкость (см. табл. 178)
и их предел выносливости составляет примерно 0,5 от предела
прочности, т. е. как у конструкционной стали. Видна определен¬
ная закономерность: сначала с увеличением содержания магния
усталостная прочность сплавов в отожженном состоянии растет,
а затем начинает снижаться (сплавы АМг5, АМгб). По данным
работы [81, аналогичен и характер изменения статической вынос¬
ливости (рис. 180).
Нагартовка (прокаткой, растяжением и т. д.) вызывает суще¬
ственное повышение усталостной прочности термически неупроч-
няемых сплавов (см. табл. 180).
Достигнутый в настоящее время значительный рост статиче¬
ской прочности термически упрочняемых алюминиевых сплавов
не сопровождается соответствующим ростом усталостной проч¬
ее

ности (см. табл, 179—182). Между усталостной прочностью к дру¬
гими механическими свойствами определенной связи не обнару¬
живается. Предел выносливости сплавов этой группы примерно
равен 0,3 от предела прочности.
Холодная деформация стареющих сплавов либо не изменяет
предел выносливости (см. сплавы Д16Т1Н, Д20Т1Н в табл. 181),
либо может его понизить (I, т. 2, с, 194; 8, 9].
Сопротивление вибрационным нагрузкам САПов повышается
с увеличением содержания окиси алюминия (см. табл. 182).
Рис. 180. Свойства сплавов AI—Mg при ста¬
тическом однократном (а) и повторном (б)
растяжении. Кривая JV дана для случая
(Т[га1( =■ 0,9о" (ото}, — максимальное напря¬
жение цикла; — предел прочности над¬
резанного круглого образца)
Рис. 181. Статическая выносли¬
вость при повторном растяже¬
нии (образец с отверстием па
листа г — 0,1 мм, п —
= 8 цикл(мин) сплавов Діб (Л
И В95 (2) [7)
При наличии надрезов различие в пределе выносливости алю¬
миниевых сплавов сильно сокращается (табл. 188), причем чем
выше прочность сплавов, тем больше их чувствительность к кон¬
центрации напряжений. Такое явление считается характерным и
для других металлов, в частности для стали.
Высокопрочные алюминиевые сплавы обнаруживают большую
чувствительность и к повторным нагрузкам, чем менее прочные
сплавы. Так, сплав В95, обладающий вначале более высокой
статической выносливостью, чем сплав Д16, с некоторого времени
теряет свои преимущества перед сплавом Діб (рис. 181). Поэтому
растянутые элементы, особенно с концентраторами напряжений,
лучше изготавливать из сплавов средней прочности. Однако эле¬
менты, не имеющие концентраторов напряжений или работаю¬
щие на сжатие, целесообразнее делать из высокопрочных
сплавов.
27*
419

ТАБЛИЦА Щ
ПРЕДЕЛ ВЫНОСЛИВОСТИ ГЛАДКИХ И НАДРЕЗАННЫХ ОБРАЗЦОВ
НЕКОТОРЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Сплав н его
состояние
0_i, кГ/л«* “
Сплав * его
состояние
гладкиП
образец
образец
с надрезом *J
гладки Л
образец
образец
с надрезом ••
АД31Т1
9
5
Д20Т1
13
7
АДЗЗТІ
П
6
АК4Т1
13,5
7
АВТ1
11
6,5
В93Т1
14
8,5
АК6Т1
13
8
В95Т1
16
9
АК8Т1
14,5
8,5
ВАД23Т1
16
8,5
ДІТ
12,5
9
САП-1
8
6
ДІ6Т
15
9
САП-2
9
б
ВДІ7Т
14
8,5
САП-3
10,5
7,5
•• ЗндкопсрсжншыЛ Нэглб не базе 2-101 циклов.
** Полукруглы» надрез. с*к ^ 2,2.
ТАБЛИЦА Ш
ВЛИЯНИЕ НАПРАВЛЕННЯ ВОЛОКНА В ПОКОВКАХ
НА ПРЕДЕЛ ВЫНОСЛИВОСТИ ПРИ ЗНАКОПЕРЕМЕННОМ ИЗГИБЕ
НА БАЗЕ	ЦИКЛОВ [1, т. 2. с. \9В1
Сдлдо
Направление
волокна
<Г-і, кГ/ммя
(гладкой
образец)
(образец
с полукруглым
надрезом г=* 0,76 лл)
АК4, ой = 40 кГІмм*
Продольное
Поперечное
13,5
13
7.5
3.5
ВД17, оа = 52 кГ/мм*
Продольное
Поперечное
Х6Г5
15,5
9.5
5.5
На сопротивление усталости влияет направление волокна —
оно ниже в поперечном направлении, чем в продольном (табл. 189).
Плакирующий слой понижает сопротивление усталости и ма-
лоцикловой усталости (табл. 190, 191).
С повышением температуры усталостная прочность и стати¬
ческая выносливость снижаются. Нагрев сильно уменьшает эф¬
фект нагартовки термически неупрочяяемых сплавов (табл. 192).
Для термически упрочняемых сплавов температура больше ска¬
зывается на прочности при циклических и повторных нагрузках
высокопрочных сплавов (табл. 192 и рис. 182). Выше 300° С лучшие
показатели имеет САП (табл. 193).
При низких температурах сопротивление усталости обычно
улучшается. В некоторых случаях,, например для лонжеронов
лопастей вертолетов, наиболее важна коррозионная усталость [13,
429

14, 151. Коррозионная среда резко понижает сопротивление уста¬
лости (табл. 194). Снижение предела выносливости тем сильнее,
чем агрессивнее среда и ниже общая коррозионная стойкость.
Предварительные коррозионные поражения также понижают
усталостную прочность (табл, 195).
Известно, что усталостные разрушения, как правило, начи¬
наются с поверхности, так как поверхностные слон испытывают
наибольшие напряжения. Поэтому состояние поверхности имеет
большое значение для деталей, подвергающихся действию пере¬
менных и повторно-переменных нагрузок.
Рис. 182. Статическая выносливость сплавов Діб (а) я В95 (б) при по¬
вышенных температурах (образец с отверстием из листа толщиной 3 мм;
<гвдля В95 составляет 58 кГ/мм*, для Діб 47 кГ/мм1 (7J
Анодные пленки в основном уменьшают усталостную прочность
алюминиевых сплавов и тем в большей степени, чем они тверже
и толще [1, 16].
Гальванические покрытия также снижают сопротивление цик¬
лическим и повторным нагрузкам. Так, например, хромирование
ТАБЛИЦА 190
ТАБЛИЦА ISI
ПРЕДЕЛ ВЫНОСЛИВОСТИ *
ПЛАКИРОВАННЫХ
U НЕПЛАКИРОВАННЫХ
ЛИСТОВ ИЗ НЕКОТОРЫХ
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ [із]
Сила а
н его
состояние
<7-1. kPJmm*
пеплаКи¬
рова мкыЛ
лист
плаки¬
рованный
лист
АК8Т1
12,7
10,6
Д16Т
12,7
9,1
В95Т1
14,1
9,1
„	* ЗнокопгреыышыЛ изгиб на
5« I <3* циклові
ВЛИЯНИЕ ПЛАКИРОВАНИЯ
НА СТАТИЧЕСКУЮ ВЫНОСЛИВОСТЬ
ПРИ ПУЛЬСИРУЮЩЕМ РАСТЯЖЕНИИ
СПЛАВА ВАДИ (ЛИСТ 1,5 мм, ОБРАЗЦЫ
С ОТВЕРСТИЕМ -д-=б) III]
Состояние поверхности
Число циклов
до разрушения
<w
57t0
21,6
16 ,Б
Без плакирующего
слоя, <тв == 69 кГ/мм1
7304
12886
56 464
С плакирующим ело*
ем> сга =■ 54 кГ/мм1
'4530
7580
34 980
421

ТАБЛИЦА т
ВЛИЯНИЕ. ТЕМПЕРАТУР ЬГ НА СОПРОТИВЛЕНИЕ УСТАЛОСТИ
(изгиб вращающегося образца на базе W = 5-Ю9 циклов) [12|
Сила»
н его
состояние
Предел выносливости а^і П
кГ}ммш при температуре, °С У Сплин
1 и его
Предел ВЫНОСЛИВОСТИ
иГ/ал1 при температуре. »С
25
150
200
260
315 iCOcTOffHl,c
25
150
:оо
26Q
3LS
Сплавы, кеупромяемые
термообработкой
АДН
6,3
2.8
».8
1.4
АМиГТ
6,3
3,9
2,5
1.8
АМг!Н
I2.6
6.7
4.2
2.8
АМг2Н
14,0
9.8
7.0
4.2
ЛМгЗН
14,7
10.2
7.7
4.6
ЛМг4П
15,0
10,5
7.7
5,6
АМг5П
16,0
9.8
7,0
4.2
Сплавы, упрочняемые
АД31Т1
7,0 |
4.6
3.2
1.8
—
Д20Т1
11.2
9.5
7,4
5.6
4,6
АК8Т1
12,6
9,5
6.3
3.8
3,5
Д16Т
14,0
4,9
8,8
6,0
5.3
Б95ТІ
15,4
10.8
6.7
5.6
—
2,5
Спеченные алюминиевые сплавы
3.5
САП-1
I 7.7
1 — 1
1 4,9 I
1 4-6 1
I 3,9
САП-2
1 9,1 !
1 - 1
1 7,4 |
1 6,7 |
1 5,6
ТАБЛИЦА t$3
ПРЕДЕЛ ВЫНОСЛИВОСТИ С А Пои, хГ/мм*,
ПРИ ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
(знакопеременный изгиб на базе ДГ = 2-Ю* циклов)
Мирка материала
°-1
°1г
°-i
_н
в~1
20* С
350* С
500* С
САП-1
В
6
3
2,5
3
2
САП-2
9
6
4
3
3
2
САП-3
и
7,5
7.5
5
4
3,5
ТАБЛИЦА І94
ПРЕДЕЛ ВЫНОСЛИВОСТИ
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
В РАЗНЫХ КОРРОЗИОННЫХ СРЕДАХ
Сллаа
Предел ВЫНОСЛИВОСТИ
a__j, кГ/лтш
на воздухе
о 0,001%-ком
растворе NoCl
АВ
12
7,5
АДЗЗ
10
8.5
* ЗнокоперсыенныП изгиб на базе 2- )СГ
циклоп.
ТАБЛИЦА №
ВЛИЯНИЕ ПРЕДВАРИТЕЛЬНЫХ
КОРРОЗИОННЫХ ПОРАЖЕНИЙ
(ПОЛУЧЕННЫХ ПОГРУЖЕНИЕМ
В 3%-ныД РАСТВОР NaCI + 0*1% Н,0,
В ТЕЧЕНИЕ 3 МЕСЯЦЕВ)
НА ВЫНОСЛИВОСТЬ
ПРИ ИСПЫТАНИИ НА ВОЗДУХЕ
Сплав
Предел выносливости
к Г/мм9
Потери
0~и %
до
коррозия
после
коррозии
АВ
АДЗЗ
11,5
10
7	I 39
8	20
• Знакопеременный нзпгб па бале 2* №т
ЦИКЛОВ.
4га

Снижает предел усталости сплавов АК4 и АК6 примерно на
30% 171.
Существенно повысить обычную и малоцикловую усталость
можно применяющимися в настоящее время методами поверхност¬
ного деформирования — обкаткой роликами, обдувкой дробью,
вибрационными и другими способами * ІІ7, 18]. Положительная
роль наклепа в повышении сопротивления обычной усталости объ¬
ясняется прежде всего возникающими остаточными напряжениями
сжатия, а также повыше¬
нием прочностных свойств
поверхностных слоев и
улучшением микрорельефа
поверхности. По данным
М, Н. Степанова [17], по¬
верхностный наклеп обкат¬
кой роликами повышает
сопротивление усталости
алюминиевых сплавов для
гладких образцов на 25—
30%, а для образцов
с надрезами — в 1,5—
2,5	раза (рис. 183). Таким
образом, поверхностное
деформирование может
в значительной степени
компенсировать вредное
действие надрезов, что осо¬
бенно ценно для высоко¬
прочных сплавов.
Многолетними исследованиями С. И. Кишкиной с сотрудни¬
ками [181 показано, что в малоцикловой области наклеп прежде
всего увеличивает число циклов для образования усталостной
трещины. Ниже приведена характеристика долговечности сплава
В93 при малоцикловой усталости (ат1Х — 35 кГ1мм^\ г = 0,08;
л = 8 циклов/жйн) [18]:
Рис. 163. Усталость неупрочценных и упроч¬
ненных образцов сплава дли вероятности
разрушения 50%:
/—полированные образцы; // — об кета иные
ролик зяи образцы; / — В95; 2 — ДІБ;* — Л В
Числе циклов	Фрезерование *РвиОромкТсїІ"
До разрушения ►	>	 21 700	46400
» образования видимой трещины 16 400	40 900
С трещиной .....««і....	5 300	7 500
При этом наиболее важную роль в повышении долговечности
сплавов, особенно высокопрочных, играет улучшение микро¬
рельефа поверхности, а роль остаточных напряжений становится
второстепенной.
•Степной М. Н. Автореферат диссертации, Москва, 1955.
423

3. Механические свойства при низких температурах
Использование жидких кислорода и водорода (а в ряде случаев
и гелия) в технике приводит к тому, что конструктивные элементы
эксплуатируются при температурах, близких к абсолютному
нулю (—273® С).
Основными критериями при выборе конструкционных мате¬
риалов, работающих в условиях низких температур, являются
удельная прочность и сопротивление хрупкому разрушению. С этой
точки зрения одним из перспективных материалов для криогенной
техники являются алюминиевые сплавы. При любом уровне проч¬
ности удельная прочность титановых сплавов в 1,7, а алюминие¬
вых — в 2,8 раза больше, чем у стали. Опыт показывает, что в алю¬
минии и его сплавах не существует резкого перехода из вязкого
в хрупкое состояние при низких температурах (порога хладно¬
ломкости), а пределы текучести и прочности при низких темпера¬
турах выше, чем при комнатной. У большинства алюминиевых
сплавов пластичность повышается с понижением температуры или
остается на уровне значений при комнатной температуре. Благо¬
даря этому алюминиевые сплавы широко используются в произ¬
водстве, хранении и транспортировке криогенных жидкостей, а
также в конструкциях космических снарядов и ракет, работающих
на криогенных топливе и окислителе, в качестве материалов для
баков,
Различия в свойствах зависят от состава сплава и состояния
материала, а также от природы упрочнения сплава. У сплавов
алюминия, не упрочняемых термической обработкой, изменение
механических свойств во всем интервале температур от -[-20 да
—269° С протекает примерно гак же, как у алюминия (табл. 196).
Из данных табл. 196 следует, что у всех сплавов этой группы пре¬
дел текучести возрастает в гораздо меньшей степени, чем предел
прочности, поэтому отношение о0і2/ств снижается. Удлинение
повышается вплоть до —196® С, а затем практически не меняется.
Закономерности изменения механических свойств исследованных
сплавов с понижением температуры аналогичны изменению свойств
алюминиевых сплавов при повышении пересыщения твердых
растворов. Так, у сплавов А1—Mg при повышении концентрации Mg
одновременно увеличивается прочность и пластичность; у спла¬
вов AI—Zn—Mg в закаленном состоянии и в стадии зонного ста¬
рения при повышении концентрации Zn и Mg эти характеристики
также одновременно увеличиваются 18]. Предел текучести у всех
термически неупрочияемых сплавов сохраняет относительно низ¬
кие значения, и в ряде случаев можно констатировать, что удли¬
нение тем больше, чем меньше отношение <г0>2/сто или чем больше раз¬
рыв между а0>а и св.
При понижении температуры отношение а0>г/<тв плавно умень¬
шается начиная с величины от 0,4—0,6 при 20® С в связи с тем,
что предел прочности постепенно повышается, а предел теку-
424

<о
*
*»
* §
2 <
с
U
5?
л и
и X
Ї5
X
х х
и
Ч н
< <
о.
_ ы
X с
«о г
5“
5к
г 2
0 х
с1
С ц|
* 3
in z
X л
а
*с
*с
и
(U X
X
X X
<	х
6	X
ы *
1- X
X
X
X
X о.
X с
X
X £
07
55
X
<
“1
а |
»<
и
fa] 2
хн ■
и *
ш и
X
X
<
X
fa]
2
Температура испытания. “С
, 300
со о
—'—о
оо
оо о
—'—‘о
00
4,5
45
оо
со — о
Сч.
7І’8
1
“?°0«
Д«в
8
CS
00
сч* — ^
СО**
«^58
in in
in СЧ СП
CD cog
CO cog
3°8
§
СЧіП
ЧГ СЧ 1П
со
сч со
V СЧ*1П
m
О-•
N СО —*
in
s^'s
Ю
-ooo
о
720
иі)»л^
■8
Ой
СО* СЧ*іО
щ
ю
~Ч*-4
in in
OQCOO
rt
in
—*22
СО СЧ —
та
7®.а
Диї«
о
ер
111
ІП
P5SN
in со
of ел со
со
in
CO—~o
ОЮС0
СЧ —
І-Я
8
оо
со* СП* 1П
со
о
ш осп
СО ІП Д
SJ
sno
C4 00 00
СЧ —
ї*я
о
Т
in о
of со m
чх
о
СЧ — —
11 1
222
CO
coofo
СЧ — —
о
7 2.00
<о«0
8
т
о
ч* о
—• ш
ч*« СО Ю
сч — сч
о
со ccfo
СЧ чГ
coin
in СО*чГ
сч —сч
in
ОСЧІП
CO сч сч
ІЛ
4° та
б"*
сч
со
8
!
coin со
СЧ чГ
111
о
ONfeO
СО «Ф
111
111
111
х
И
аг
X
«о
к
О
2
а
р
и
с:
о
я
и
ЄІ
Г» 9
Ч 9
5$
*
_ Пэ
а о „
D Ь<0
ЄІ
п ОС
as *
- «.
Ь t?*o
е«
*М
* vO
•
в о -
ь ью
w
« s
IS
V*
b t ?ю"
«
л «
Зч
X >о
. «э
* D t?<f
л
р
*5 *
X 40
- п“ч
do.
D b<o
г.
я S
* X
|Х
<5°
w>+
<
§
я
§
X
3
=£
%
5
1
X
a
I
§
и
43$

І
ос ілІ2
1 і 1
N VO
Л
7
75
ю о
Ю СО £
о
ю о о
ю
<Dcog
§
и 1
ovt^ со
— 1 <М
—• 1 ю
001Л§
Ot-g
««‘•її
ь>
і
77*1
— О) сО
*4^
СОСО —
—4 Ю
со о а
— — ^а*
<D О О
— — ч*
^ СТ5 Сч
*-» ю
с?
5
(О
1
Я
о г-
771
со —ю
(Д Nin
— СО
сч стї ю
сч —сч
ю — ^
сч сч сч
ч-
и
О
О-
>«
н
в
а
CJ
е
2
14—22
13—20
5-3 1
Г* СО СО
— сч
со — to
СЧ СЧ —*
1 1 і
О ОЮ
со о сч
сч — сч
я
н
о
Cl
Т1'!
in '*t* to
о>оосо
— сч
со *-■ **
сч сч —
S S00
и5°-и
со О сч
сч —
о
Т
27,0
22.5
16
о о» со
сч со
сосч —
сч сч сч
со во —
со сч —
„3*
Й2«
*
т
юг* <о
со сч еч
й2§
00 со О
со сч to
■O' со ио
<о сч
ю сч
СО 2 **
8
с«
1
111
(11
а ООО
ю сч *г
со со сч
со со со
ІЯ
іЛ СЧ ТГ
«Ч* *-1
1
В»
£
с/
эг
S
«
и
а
Р
р
и
v
о
а
Є1
л V
2 >1
ї*
ь Г:
ь ь<о
^ »' "*5
5 *
а?
1 «*
d а р
О Ь«о
С1
5Ї
!С
* П**
Й сі .
& t3 to
Є1
01 —
|Й
S *
*= ЧО
„ л°ч
я о -
О DfiO
*1
сИ
Й5
id
ь tea
е«
о —
р 5
а н
Ч Й
с о
U "
5
1
сч
L*
1
с
СЧ
J-H
3
її
%
її
5-
426

<e
£
s
rt
a
X
і
1
a
G
и
«
к
І
с
у
a
a
>*
*-
о
a
0
с
1
о
J"
§
=®3 1
III 1
со со м
-— «ч*
й
О
«йр
2°>8 |
■"*'05*0 1
^-1 ю 1
УЭ 04Л
— — ^
8
с-1
ю
1^Г—. гЛ
*■* —< со
Г'-'-Ю I
— ч* 1
00 N Ю | 1
СЛ СЧ СО
— — ’•ф
8
г*
Ю
*** оГю
СЧ —' СЧ
NWO 1
СЧ — -Ф 1
co^r^ і
см — со 1
ю со г-
СЧ —со
3
1 11
СО Ь. /
СЧ — СЧ 1
**СП 1
Сч — СЧ 1
О VJ —
СО СО
3
етсо со
СЧСЧ
00 Ю СО о
сч — сч ~
*■4
S2S °
СЧГ- «*
со — сч
со ^
S
1
«о
ск>
7
СО Ю —«
со сч сч
“ІО о
о «та —*
со —
«-IN 0-
со 00 со
'Г счсч
сО
о со о сп
©~
01^*00 Ф
'Ч* — СЧ о
"-о
N- 00 сч
—
ео
?
~ 01Л
to со со
Л ^ со
юо>8 £
та ~ о
ООС>^
Ю —СЧ о
i0 ш ю
а’а‘й
у
*
о
«
iff
<a
X
о
*
«*
a
и
c:
o
а
О
ь ш
«j 2
55 5
■г
§s
а°
г
ев
Cl X
|с
^ *
V: ч»
to <£о
о
|/>
*—*
1 ?
л ^
<W £2 ^
% * ~ х
45 11 р
w с
G to«Q ® |Ь К
о
ІЛ
Ї!
и-ч s -
ЗІ и з
‘2**4
5^ Т С
г »%■ "=!»■;
«1
р
* вчР
* ч^4
to totio
с
со
Ї-
1
I
<
§
•е
427

чести меняется мало. Незначительное изменение сопротивления
малым пластическим деформациям и высокий уровень относитель-
ного удлинения сплавов этой группы свидетельствуют об относи*
тельной легкости процесса пластической деформации даже при
очень низких температурах [191.
В качестве критерия вязкости или способности материала
перераспределять нагрузки в местах концентрации напряжений
пользуются отношением прочности надрезанного образца о"
к пределу прочности (или пре¬
делу текучести) гладкого об¬
разца. По мнению многих ис¬
следователей, для более пра¬
вильной оценки сплава целесо¬
образнее использовать отноше-
0>Н
ние -- , а не , так как
это позволяет получить значе¬
ния чувствительности к надрезу
независимо от типа надреза [20J.
_и
__
ВіМЄСТЄ с тем отношение - до
О»
сих пор используют для оцен¬
ки относительной чувствитель¬
ности материала к надрезу.
Чувствительность к надрезу
алюминиевых сплавов по пре¬
делу текучести в зависимости
от температуры (по литератур¬
ным данным) показана на
рис. 184 [101, Из этого рисунка
следует, что наименьшей чув¬
ствительностью к надрезу (наи¬
более высоким значением отно-
шения ——] обладают сплавы
типа магналий.
Интересно отметить, что данные рис. 184 получены на образцах,
имевших теоретический коэффициент концентрации напряжений
К, *“ 14—17, т. е. острота надреза была близка к естественной
трещине. Из этого рисунка следует, что прочность надрезанных
образцов всех сплавов, имеющих невысокую чувствительность
к надрезу (-	^ 1,0V при —196е С выше, чем при комнатной
\ и°л	/
температуре и с понижением температуры не наблюдается зна-
чнтельного снижения отношения ~—. Для сплавов, не упроч-
2.8
2А
2.0
кв
«»•
*43
0А
0
Рис. 184* Зависимость чувствительно¬
сти к надрезу алюминиевых сплавов
от температуры испытания £10 J (плиты
толщиной 19—31,8 мм, продольные
круглые образцы с радиусом в вер¬
шине надреза >0,025 мм я Л*> 14);
і — еллеп тили B95TJ; 2 сплав типа
ЛК8Т1; 3 — спллв ОІ20ІТ1Н; 4 — сплав
типа АМг5. пагартовйнпыД на 1/4 и Ста-
бнлнэкроианнъгЛ; 5 — сплав типа АМг4,
«дгартова'шыЛ на 1/2 и с тл<ж л реван¬
шу П; б — еллво -гм од А ММ, сларноЯ ме¬
талл; 7 — сплав тиля АМгБМ; 9 — сплав
типа АМгЗМ
428

няемых термической обработкой, величина этого отношения при
всех температурах испытания составляет ^1,0.
Другой важной характеристикой для оценки способности ма¬
териала сопротивляться хрупкому разрушению является удельная
работа разрушения образца с заранее нанесенной трещиной (аъ у).
Из рис, 185 [10) следует, что сплавы типа магналиев имеют
наиболее высокие значения ат,у, что также свидетельствует об пх
высокой вязкости.
'129	‘/7,818
Температурах
-2W	-129	-/7,8	93	205	312
Температурах
Рис. 185, Удельная работа разрушения образна с заранее наиееекпоЛ трещи¬
ной для некоторых алюминиевых сплавов при различных температурах (листа
толщиной 1,6 мм, поперечные образцы [I0J):
а — лрн Kowfc-nrofl п низких температурою: 6 — лрк комітятивП, шгзкнх к повышенных
темпер л ту pax; издержка при повышенных температур в д 0,5 «; І — сплав тала В95ТІ;
2 — сплац типа В93Т1; 8 — спила типа 1395, ступенчатое старение с високотемлорвтурноП
второй ступенью! 4 — сплап ДІбПї 6 —сплав типа АКЗТІ; 6—снарнпаемыН сплав
системы At — Zn—Mg типа АЦМ; 7 — спл»а 012D1ТIН; 8 — сплав Д15І; 9 — сплав
01201Т1; 10— свариваемы А сил эн системы А1—2п—Метила 01915; II—сплав типи АМг5,
Нагартований Л л a IJ4 л стабилизированный; 12 — сплав типа АМг4„ нагяртоьяшшА
ira J3 —сплав типа ЛМгЗ колуногэртовдпиыП: Н ~ сплав типа АДЗЭН; І5 — сплав
типа АМгЗМ
Все сплавы, приведенные в табл. 198, упрочняются путем
нагартовки и хорошо свариваются. Свойства сварных соединений
некоторых алюминиевых сплавов приведены в табл. 197 и 198.
Прочность сварных соединений этих сплавов обычно при комнат¬
кой температуре составляет 0,9—1,0 от прочности основного
материала (в отожженном состоянии). При снижении температуры
прочность сварных соединений повышается в меньшей степени,
чем прочность основного материала, что справедливо вообще для
сварных соединений всех алюминиевых сплавов при низких
температурах.
Сплавы системы At—Mg—Si легка свариваются к хорошо обра¬
батываются давлением. Наиболее широко из них применим в крио¬
генной технике сплав АДЗЗ, используемый в виде прессованных
полуфабрикатов, трубопроводов и патрубков. По пределу проч¬
ности в искусственно состаренном состоянии сплав АДЗЗ как при
комнатной, так и при низких температурах близок к сплавам АМг5
и АМгб, но предел текучести его при всех теыпературах выше.
Прочность сварных соединений сплава АДЗЗ в состоянии после
429

чести меняется мало. Незначительное изменение сопротивления
малым пластическим деформациям и высокий уровень относитель¬
ного удлинения сплавов этой группы свидетельствуют об относи¬
тельной легкости процесса пластической деформации даже при
очень низких температурах Ц91.
В качестве критерия вязкости или способности материала
перераспределять нагрузки в местах концентрации напряжений
пользуются отношением прочности надрезанного образца о*
к пределу прочности (или пре¬
делу текучести) гладкого об¬
разца. По мнению многих ис¬
следователей, для более пра¬
вильной оценки сплава целесо¬
образнее использовать от ноше-
ан
ние -Ь-, а ие , так как
Оо,*
это позволяет получить значе¬
ння чувствительности к надрезу
независимо от типа надреза (20).
0в
Вместе с тем отношение —— до
Од
сих пор используют для оцен¬
ки относительной чувствитель¬
ности материала к надрезу.
Чувствительность к надрезу
алюминиевых сплавов по пре¬
делу текучести в зависимости
от температуры (по литератур¬
ным данным) показана на
рис. 184 ПО]. Из этого рисунка
следует, что наименьшей чув¬
ствительностью к надрезу (наи¬
более высоким значением отно-
ої \	„
шения ——) обладают сплавы
0» /
типа магналии.
Интересно отметить, что данные рис. 184 получены на образцах,
имевших теоретический коэффициент концентрации напряжений
А/ =■ 14—17, т. е. острота надреза была близка к естественной
трещине. Из этого рисунка следует, что прочность надрезанных
образцов всех сплавов, имеющих невысокую чувствительность
к надрезу ("5”^ 1,0 j, при -—196° С выше, чем при комнатной
температуре н с понижением температуры не наблюдается зна-
чнтельного снижения отношения <——, Для сплавов, не упроч-
*e.t
428
7емпература%*С
Рис, 184, Зависимость чувствительно¬
сти к надрезу алюминиевых сплавов
от температуры испытания [10} (плиты
толщиной 19—31,8 ммщ продольные
круглые образцы с радиусом в вер¬
шине надреза > 0,025 мм и А) >■ І4):
І — сплаті типа B9STI; 2 — сплав типа
AKflTI; З — сплив 01201ТІМ; 4 ~ сплив
типа АМгБ, п&ггртовомкыА «а І/4 н ста-
бнлнэнропапиыЛ; S — спляо типа АМН,
нагартовані ви А на 1/2 н стабилизирован-
иьіП; 5 — еллав типа АМН, свдрноЛ ме¬
талл; 7 — сплав типа АМгБМ; 3 — сплав
типа АМгЭМ

няемых термической обработкой, величина этого отношения при
всех температурах испытания составляет ^1,0.
Другой важной характеристикой для оценки способности ма¬
териала сопротивляться хрупкому разрушению является удельная
работа разрушения образца с заранее нанесенной трещиной (о- у)*
Из рис. 185 [10] следует, что сплавы типа магналиев имеют
наиболее высокие значения у, что также свидетельствует об их
высокой вязкости.
Рис. 185. Удельная работа разрушения образца с заранее нанесенной трещи¬
ной для некоторых алюминиевых сплавов при различных температурах (листы
толщиной 1,6 мм, поперечные образцы [10]):
в — при комнатке Л и к каких температурах; 5 — ттрк ком кв ті і о Л > шізхкх к повышении*
температурах; зьідсшкка при поньш/еігккх температурах 0.5 v; і — сплав типа В95П;
2 — сплав типи В93Т1: 3 — саля* типа В95, ступенчатое старение с высокотемпературно It
второй ступенью; 4 — спляп ДІ6Т1; 5 — сплав типа А^вТІ; g — сіМкрнрвечьіЛ сплав
системы АІ—Zn—тппа АЦМ; 7 — сила а 0І2ПІТ1Н: 8 — сплав Д16Т; 9 — еплаа
01201 ТІ; 10—спариваемый сплав системы Al— Zn—Mg типа 01915; //—сплав тппа АМг5,
ивгартоваплыЛ лв 1/4 п стабилизированный; J2 — сплав типа АМг4, нагзртоеаннш!
на 1/8; J3 — сплав типа АМгЗ ПолунагартолптшЛ; 14 — сплоа типа АДЗЗТІ; /і — сплав
типе АМгЗМ
Все сплавы, приведенные в табл. 198, упрочняются путем
нагартовки и хорошо свариваются. Свойства сварных соединений
некоторых алюминиевых сплавов приведены в табл. 197 и 198.
Прочность сварных соединений этих сплавов обычно при комнат¬
кой температуре составляет 0,9—1,0 от прочности основного
материала (в отожженном состоянии). При снижении температуры
прочность сварных соединений повышается в меньшей степени,
«ем прочность основного материала, что справедливо вообще для
сварных соединений всех алюминиевых сплавов при низких
температурах.
Сплавы системы Al—Mg- SI легко свариваются и хорошо обра¬
батываются давлением. Наиболее широко из них применим в крио¬
генной технике сплав АДЗЗ, используемый в виде прессованных
полуфабрикатов, трубопроводов и патрубков. По пределу проч¬
ности в искусственно состаренном состоянии сплав АДЗЗ как при
комнатной, так и при низких температурах близок к сплавам AM г 5
и АМгб, но предел текучести его при всех температурах выше.
Прочность сварных соединений сплава АДЗЗ в состоянии после
429

ГДЙЛ//ЦЛ 1*7
СВОЙСТВА СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ НЕКОТОРЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ
СПЛАВОВ ПРИ КОМНАТНОЙ И НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
С 4 кГ/мл*
Сплав и «го
СОСТОЙ II и «
Вид
пол у фабри кето»
Температура _
со
испытания
®с
основной
сварыоЛ
Vocb
металл
металл
АМгІМ
Л ИСТЫ
20
8
8
1.0
ЛМгШ 1
Листы
20 |
15 |
8
0.53
АМг2М
Листы
20
19 |
19
1.0
20
23,5
22.5
0.95
АМгЗМ
Листы
—70
25
24
0,96
—196
35
29
0.83
20
28
24—30
0,9—1.0
АМг4М
Листы
—70
—196
30
40
27—30
36^10
0,9-1,0
0.9—1,0
—253
55
38—44
0,7—0,8
20
30
29
0.9-1,0
АМг5М
Листы
—70
—196
31
40
30
32
0,9
0,93
—253
58
42
0,9
ЛМгбМ
Листы
20
32
31-32
0.9-1,0
АДЗЗТ1
Профили прессой
ванные
20
| 31
21
0,7
20
44
37
0,85
АК8Т1
Листы
—196
54
47
0.87
—253
64
54
0,84
20
43
36
0,84
ВАД1Т
Листы
—196
55
40
0,73
—253
67
40
0,6
Д20Т1
Листы правлен-
ІШЄ
20
—196
—253
41
52
64
32
42
49
0,78
0,8
0,76
Листы кагарто-
ванные на 7%
20
43
31
0,72
Д20Т1Н
—196
53
41
0,77
и искусственно
состаренные
—253
67
50
0,75
В92ТІ
Листы
20
44
38
0.86
019І5Т1
| Листы
| 20
| 3G
36
1 1,0
430

ТАБЛИЦА tSS
ЧУВСТВИТЕЛЬНОСТЬ К ТРЕЩИНЕ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
НЕКОТОРЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ ПРИ КОМНАТНОЙ
И НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
0
т у, кГл/см*
Мирка
Темпера-
с&ариоЯ металл
сплава
Л состояние
до сварки
Вид
полуфабрикатов
тура нс*
пытан it я.
•с
основной
металл
надрез
Л9 ш&у
надрез
по зоне
сплавле¬
ння
АМгбМ
Листы
20
|,б
1,6
АК8Т1
20
—196
с\6
0,76
0,4
0,17
0,35
0,17
ВАД1Т
Листы
20
1,46
0,8
0,2
0,42
0,2
Д20Т1
Листы , аа каленные,
20
0,95
1.3
М
правленые и искус¬
ственно состаренные
—196
0,97
1,0
0,5
Д20ТІН
Листы закаленные, на-
20
0,73
1,49
1,13
гартованные на 7%
и искусственно соста¬
ренные
—196
0,79
1,11
0,79
В92Т1
Листы
20
0,85
0,9
0,85
ТАБЛИЦА т
СВОЙСТВА СПЛАВОВ СИСТЕМ	Al-Cu-Mg-Sl,
Al-Cti-M(j И ЛI—Си—Mg—Fc—N1 ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Температура испытания. *С
Сплав
и его со¬
стоя яме
Нкд
полу фа б-
рккатов
СиоЛетез 1
—253
—196
-79
20
150
Ї00
:$о |
і
500
АДЗЗТ
Прессо¬
Ся, кГ!ммг
_
35
26
24
21
г
13
5
3
ванные
a* г, хПмаг
—
20
15
14
14
10
3,5
1.8
5. %
—
26
22
20
20
і
23
60
85
АДЗЗТІ
Прессо¬
кГ/ммг
53
41
35
31
24
20
9
ванные
сг0.«, кГІММ2
39
35
31
27
20
18
—
8
6, %
14
18
14
12
11
It
—
8
АК8Т1
Катаные
Од, кГ!мм%
64
54
47
44
33
31
20 1
7,0
ffo.г, кГ{ммг
52
44
41 1
33
28
25
17
6. %
17
14
11
9
10
12
12
30
0,89
0,90
—
0,94
—
—
—
—
{Кі = 6.3)
431

Продолжение та&і. lrj$
Сплаті
Вид
Температура испытания, *С
и его со-
пол уфай*
СооПстэа
20
150
2С0
:зо
300
стояние
рнкдтоп
—253
—196
-70
АК8ТІ
Прессо-
<Ур, кГ/мм2
73
61
51
49
41
34
23
_
ванные
ам, кГ/мм2
59
53
46
45
37
31
22
—
X %
14
10
8
7
14
13
14
—
У. %
15
14
16
15
42
53
59
—
<4
—
1,43
1,29
1,33
ДІТ
Штзм-
о01 кГ/ммг
55
45
41
28
15
9
5
пиакк,
о0.*. кПмм3
—
36
28
25
21
11
6,5
3,5
поковки
6, %
—
21
19
15
16
28
45
95
а}», кГм/см3
—
3,0
“
Д16Т
Катаные
о0, кГ/мм3
70 !
55
47
44
38
33
22
15
оПі2, кГ/млі2
52
42
33
29
26,5
25,5
19,5
11,5
е, %
18
24
21
19
19
11
13
13
(/С/= 6,3)
0,90
0,90
0,91
ДІ6Т
Прессо¬
сг», кГ/мм2
71
54
52
44
42
29
19
ванные
Ол », кПмм2
—
57 ;
39
38
—
—
—■
—
полу¬
6, %
—
17
18
16
14
9
10
12
фабри¬
а|('/ав
—
1,08
1,2
1.2
—
—
—
—
каты
(про¬
(К/= 6.3)
дольное
направ¬
ление)
ВАДІТ
Катаные
а0, кГ/мм3
67
55
44
43
34
27
17
оа... кГ/мм1
6. 5о
43
38
29
28
■—-
23
21
14
19
24
22
18
—
20
16
18
(А'/=6.3)
0,76
0,81
0,82
АК4-ІТІ
Катаные
а„( лГ/л.и3
51
43
40
35
31
24
_
о„«, k/'/jmi3
6, %
—
40
11
36
10
35
8
33
9
26
14
19
19
—
AK4-ITJ
Прессо¬
0a, КГ/ЛН3
50
44
42
36
32
25
_
ванные
Oit.31 ^Ли-«а
—
44
40
36
1 33
29
23
—
6, %

12
9
7
7
10
11
-—
фі %
—
—-
—
Зі
35
41
48
—
oir. кГм/смa
1.2
1,2
1.2
432

сварки ниже, чем у сплавов системы А1—Mg (АМг4, АМгб и
АМгб), it составляет около 0,7 от прочности основного материала
(табл. 199), полная термообработка после сварки (закалка и ис¬
кусственное старение) повышает свойства сварных соедине¬
ний.
Сплавы типа дуралюмин (ДI, Діб, ВАДІ) имеют достаточно
высокий уровень прочности, предела текучести и пластичности
при комнатной температуре н сохраняют эти преимущества при
низких температурах, вплоть до температуры жидкого водорода
(см. табл. 200). С понижением температуры предел прочности и
предел текучести этих сплавов повышаются примерно с одинако¬
вой интенсивностью, поэтому во всем интервале температур от
комнатной до —253° С отношение сохраняет примерно оди¬
наковое значение, равное 0,7—0,8.
Сплав Д1 не находит применения при низких температурах,
так как для тех же целей можно применять более прочный сплав
Д16.
Механические свойства сплавов Діб и ВАДІ при комнатной
и низких температурах очень близки, однако сплав ДІ6 может
успешно применяться в несварных конструкциях (силовые узлы
и крепежные детали). Относительное удлинение обоих сплавов
несколько снижается в интервале температур от —196 до —253° С,
но остается на достаточно высоком уровне. Значение его при такой
температуре не ниже значений при комнатной температуре.
Сплав Д16 несколько менее чувствителен к надрезу при комнат¬
ной а при низких температурах, чем сплав ВАДІ. Сплав ВАДІ
может применяться в сварных конструкциях, при этом прочность
сварных соединений в состоянии после сварки и естественного
(зонного) старения составляет около 0,8 от прочности основного
металла.
Однако при снижении температуры до —253° С проч¬
ность сварных соединений не превышает 0,6 от прочности основ¬
ного металла, в зове же сварного шва существенно снижается
сопротивление хрупкому 'разрушению. Так, аг>у шва равна
0,8 кГм!см2, ат.у зоны сплавления 0,42 кГм/см2 при 20° С; при
—196е значения д,. у для шва и для зоны сплавления одинаковы
и составляют 0,2 кГмісм2.
Анализ литературных данных свидетельствует о том, что
в настоящее время среди термически упрочняемых сплавов наи¬
более перспективными для применения в криогенной технике
являются сплавы типа Д20 и АК8, а также сплавы типа Д20
с добавками Cd, Sn и Zr (211.
Перспективными для применения при низких температурах
могут быть также свариваемые сплавы системы А1—Zn—Mg
120-211. k
Свойства сплавов АК8 и Д20 приведены в табл. 199 и 200.
Значения предела прочности обоих сплавов при всех температурах
28 Алюминиевые силаны	433

испытания —от комнатной до температуры жидкого водорода~
близки друг к другу. Предел текучести сплава АК8 во всем ин¬
тервале температур выше, чем у сплава Д20. Прочность сварных
соединений сплава АК8 при всех температурах также несколько
выше, чем у сплава Д20 (см. табл. 197). По чувствительности к над¬
резу основного металла оба сплава очень близки как при ком¬
натной температуре, так и при всех исследованных темпе¬
ратурах.
Существенная разница в поведении этих двух сплавов отме¬
чается при рассмотрении изменения удельной работы разрушения
образца с трещиной От.у, особенно для сварных соединений.
У сплава Д20 прн всех температурах ат, у шва выше, чем о,. у основ¬
ного металла, а на образцах с трещиной по зоне сплавления ве¬
личина о,, у такая же или незначительно ниже, чем у основного
металла. У сплава АК8 значения ат,у сварных соединений го¬
раздо ниже (как по шву, так и по зоне сплавления), чем у сплава
ва Д20; при снижении температуры они существенно уменьшаются.
Так, при —196* С о,, у на образцах из сварных плит с трещиной
как по шву, так и по зоне сплавления составляет лишь 0,17кГмісмК
Это свидетельствует о значительной чувствительности сварных
соединений сплава АК8 к хрупкому разрушению при снижении
температуры.
Следует заметить, что рис. 184 и 185 взяты нз зарубежных
данных и испытания на чувствительность к надрезу и скорости
распространения трещины проведены на образцах, отличаю¬
щихся от образцов, используемых отечественными исследовате¬
лями. Однако эти зарубежные данные обнаруживают хорошую
сходимость с результатами испытаний, приведенными в табл.
196-201.
Свариваемые сплавы системы А1—Zn—Mg типа В92 и 01915
могут быть перспективными материалами для использования прн
низких температурах (табл. 201). Предел прочности и предел
текучести сплава В92 повышаются при снижении температуры,
относительное удлинение в искусственно состаренном состоянии
несколько снижается. Значительное число исследований, опи¬
санных в литературе, посвящено поведению свариваемых сплавов
системы А!—Zn—Mg прн низких температурах. Указывается,
например 120], что для сплавов 7002-Т6, 7006-Т6 и 7039-Т6 (близ¬
ких к отечественным сплавам АЦМУ и 01915) отношение умень-
шается при температурах ниже —80° С, однако даже при —253° С
0В
—• = 0,8, а —— ^ 0,6, что сравнимо со значениями этих отно-
шеиий для сплавов АК8 и Д20. Освоенные промышленностью вы¬
сокопрочные алюминиевые сплавы системы А1—Zn—Mg—Си не
могут быть рекомендованы для работы в условиях температур
ниже —70° С. Данные табл. 201 свидетельствуют о том, что у спла¬
вов В95 и В96 при температурах ниже —70° наблюдается сниже-
434

ТАБЛИЦА ййй
СВОЙСТВА СПЛАВОВ СИСТЕМ АГ-Сц-Мп, Al-Cu-Mn-U-Cd
И АГ—Mff-Ll ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Сияли
В”Л,
Температуря испытания °С
Механические
II его СОСТОЯ’
полуфвбр и-
С DO ft CTD я
—253
—Т96
-то
И
200
250
ИЛ Є
китов
1S0
Д20ТІ
Листы
0fli кГ(мм2
64
52
43
41
34
29
23
правлеииые
ал кПмм*
42
38
34
32
27
24
18
в, %
15
13
К
10
13
14
15
</ff.
0.90
0,98
1.05
—
Д20Т1Н
Листы»
о-», кГ/мм*
67
53
45
43
35
28
21
нагарто-
сг0к2ф кПмм*
45
41
37
35
29
24
18
ванные
на 7%
б» %
J7
13
9
8
12
13
24
Д20Т1
Прессо-
uBt кГ/мм*
68
53
1 4S
і 43
36
31
24
ванные
о0 кГ/мм*
49
41
38
32
29
26
21
а, %
9.0
12
10
1 [0
13
и
16
а^/ао
0.92
0,95
0,96
0,98
—
—
—
ДТі>, АГГМІСМ1
1,4
1,7
—
1,66
—
—
—
01205Т1
Листы
ав, кГ/мм*
67
55
49,5
46,0
36
30
а,.«, кГ/мм-
51
43
39,0
34,0
30,0
25,0
—
s. %
15
12
9,5
9,0
13,0
12,0
—
арв.
о,ео
0,80
0,80
0,60
Листы
ств, кГ/мм1
і
72
57
55
45
39
25
а „.г, кГ/мм*
—
65
52
49
41
34
21
б, %
—
5
6
6
6
7
8
ВАД23ТІ
(160° с —
оЦ/о.
(К/= 6.3)
0,91
0,96
UI
и
10 ч)
Прессо¬
сг„, кГ/мм*
—
74
59
56
47
41
29
ванные
о® і. кГІмм4
—
67
54
51
43
37
25
б, %
—
5,0
6
5
6
7,0
8
о>.
(/ft = 6,3)
1,0
1,0
0,99
OI420T1
Прессо¬
иВг кГ/мм*
66
57
56
49
40
38
ванные
о«.*, кГІмм*
37
37
36,5
36 ,
—
32
—
б, %
4.0
8,0
6.0
8 1
16
16
—
Ов/0,
(/<<= 6,3)
0,75
0,9
и
1,2
28*
435

TABJWUa iaf
СВОЙСТВА СВАРИВАЕМЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al-Zn~-Mg.
ВЫСОКОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ AV—Zn— Mg—Сі»
И СПЕЧЕННЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ ЛРН РАЗЛИЧНЫХ
ТЕМПЕРАТУРАХ
Сплла
Вид
Температура испытания, °С
Механические
и его со*
полуфаб*
свойства
—253
-70
20
Хай
200
стояние
рнката
—т
100
Г50
B92TI
Катаные
crut кГ/мм3
61
5!
47
44
42
33
28 !
1G
и*,*, кГ/мм1
40
36
33
32
29
24
22
12
ь, %
п
17
19
14
25
30
29
32
Катаные
0Ц1 кГ/мм*
48
41
36
31
28
25
а0Лх кГ/млг
—
35
32
28
26
22
17
—
6. %
—
16
11
И
16
20
16
—
01D15T1
—
0,94
0.99
1,02
—
—
—
—
Прессо-
оЬ1 кГ/мм*

56
.
40
34
30


ванные.
Ол,2. кГ/ммг
—
44
—
35
31
27
■ —
—
\ %
—
18
—
10
12
15
> —
—
B93TI
Штам-
0nt кГ/мм2
, .
58
52
49
43
38

—
попки,.
On 2, кГ/мма
—
53
47
45
40
34
—
—
ПОКОВКИ
6. %
—
6
8
7
6
4
— ■
—
(попе¬
о>0
__
1,45

М5


—
—
речное
направ¬
ление)
(К, - 6,3)
0||, кГм/см2
—
—
—
0,8
—
—
—
—
Катаные
Ов> кГ/мм2
75
64
56
52
48
41
28
15
Ол кГІАШ-
63
52
47
44
41
35
24
12
6. %
7
9
12
14
14
15
11
16
0>«
0.7
0,78
0,97
1.0
—
—
—
—
ВЭ5Т1
(*/ = 6,3)
Прессо¬
<та, к/7лг,н2
SL
75
62
60
53
43
33
16
ванные
ст0(2> «7/ла2
73
64
56
55
50
40
31
15
6,
5
7
8
8
3
7
4
16
пНт яЛи/сл*
—
1.0
1.0
1.0
В96Т1
Прессо¬
оЯ) кПмм*

81
71
65

51

—
ванные
о0,*. кГ/мм2
б, 95
—
73
67
63
—
47
—
—
—
2
4
60
7.0
(/Гг =6,3)
0,52
0,8
0,97
—
—
■—
САП-1
Катаные
Ов. кПмм2
56
48
38
32
16
4*
ов.ї. кГ/мм2
45
35
26
22
—
—
—
б. %
10
8
7-
Ъ
—
10
6*
—
0,88
0,88
1.0
—
—
—
* При soog с.
436

іше относительного удлинения, а у сплава В96 значительно повы¬
шается чувствительность к надрезу. Кроме того, эти сплавы
имеют пониженное сопротивление распространению трещины даже
гри комнатной температуре.
Поковки и штамповки из сплава В93 можно применять при
температурах до —196° С, если они состарены по режиму, обеспе¬
чивающему достаточный запас пластичности, и при условии, что
отсутствуют концентраторы напряжений.
Для материала из спеченной алюминиевой пудры САП-1 ха¬
рактерен линейный закон повышения предела текучести с пони¬
жением температуры. Предел прочности особенно интенсивно
повышается в интервале температур от —196 до —253е С с одно¬
временным некоторым увеличе¬
нием удлинения.
Общей закономерностью для
алюминиевых сплавов является
повышение модуля упругости при
растяжении со снижением темпе¬
ратуры (табл. 202, рис. 186).
Данные по усталостной проч¬
ности алюминиевых сплавов при
температурах ниже —196° Сочень
ограничены, но общий характер
закономерности заключается втом,
что предел усталости увеличи¬
вается при снижении темпера¬
туры. При этом наибольший при¬
рост наблюдается в интервале
.температур от —196° до —253° С.
Нарис. 187 [201 приведены данные об усталостной прочности для
некоторых сплавов н их сварных соединений. Для сварных со¬
единений она ниже, чем для основного металла, но также повы¬
шается при снижении температуры.
Данные по свойствам алюминиевых сплавов при температурах
ниже —253° С очень ограничены. В работах [19, 201 сообщается,
что снижение температуры от —253 до —269° С приводит к незна¬
чительному повышению сг0>3 и о, алюминиевых сплавов и некото¬
рому снижению относительного удлинения.
Проведенные исследования [19, 22—28} показали, что у всех
алюминиевых сплавов (как и у чистого алюминия) при температуре
жидкого гелия —269° С наблюдается скачкообразная деформация
в пластической области, проявляющаяся в срывах нагрузки.
Величина срывов, их количество и момент возникновения различны
для каждого сплава. Скачкообразная деформация представляет
собой явление, которое зависит от многих факторов, связанных
как с условиями деформирования (температура, скорость деформа¬
ции), так н с исходным структурным состоянием материала (чи¬
стота металла, размер зерна, термообработка).
*
*
А*
X я
«
>
5І
2'
3'
-№	т J/2 42?
Температура, *£
Рис, 18G. Модуль упругости при
растяжении алюминиевых сплавов
s зависимости от температуры
[Ю]:
і - А1 - Си; 2 — А1 -— Mg - SI)
З — А1 —Мл, Л1—Мя. А1—ZA-Mg,
AJ-Zn-Cu-Mg
437

Суммируя имеющиеся данные по свойствам алюминиевых
сплавов при низких температурах, можно сказать, что степень
упрочнения сплавов при понижении температуры тем меньше,
чем выше исходная проч¬
ность сплавов (прочность
при комнатной температу¬
ре), определяемая зонами
или метастабильными ча¬
стицами при легировании
и термической обработке
алюминиевых сплавов.
4.	Механические свойства
при повышенных
температурах
Для оценки жаропроч¬
ности конструкционных
алюминиевых сплавов ис¬
пользуют главным образом
следующие характери¬
стики:
1)	механические свой¬
ства (ст„, ст0>г, 6, ф), опреде¬
ляемые при кратковремен¬
ном растяжении при повы¬
шенных температурах;
2)	механические свой¬
ства (ств, ст08, б, ф), опре¬
деляемые при кратковре¬
менном растяжении при
повышенных температу¬
рах после длительных вы¬
держек при соответствую¬
щих температурах;
3)	механические свой¬
ства (<г„, <т0>2р ф). опреде¬
ляемые при комнатной тем¬
пературе после длитель¬
ных выдержек при повы¬
шенных температурах (вос¬
становленная прочность);
4)	длительная прочность, оцениваемая долговечностью мате¬
риала при определенном напряжении;
5)	сопротивление ползучести, оцениваемое пределом ползу¬
чести или скоростью ползучести.
К деформируемым алюминиевым сплавам, работающим при
повышенных температурах, относится группа жаропрочных спла¬
вов: Діб, Д19, ВД17, ДНО, АК4, AK4-I, Д20, Д21, ВАД23, САП.
438
-275 ~2Ь0 -189 -129 -73	-18 +38
Температура, 'С
Рис. 187. Предел усталости на базе 10е цик¬
лов при осевом растяжении алюминиевых
деформируемых сплавов при низких темпера¬
турах:
и — сплавы системы AI —Си—Мг (лист; R =
=■— J1; б — сплавы системы AI—Мй; / — сплав
01201TIH; 2 — сплав толя АКвТІ; 3 — сплав
пикт АКвТІ, сварной металл; 4—еплви
012(1)TJH, соариоЛ металл; 5 сплав типа
АМг£« іізгартопшікиЛ па 1/4 н стабилизирован¬
ные, плита, R 0) б — сплав типа AMN, »а-
гйртоооимый на }/в, плита У? = 0; 7 — сплоа'
типа ЛМг5, плита, спарноП металл, R = 0; б —
г плав типа ЛМг4, плита, с а ар но А металл, Й =*0:
в —* сплоа типа АМг4, нагартованим А на 1 /в,
плита, при изгибе поперечных образцов; Н} —
сплав типа ЛМгб, ивгартоваиныА на 1/2, лист,
R — I; /1 — сплав тиле АМг4, плита, сварной
металл, при изгибе поперечных образцов; 12 —
сплав типа АМгб, лист, свариоЛ металл», Н = —I

Механические свойства
при кратковременном растяжении
Механические свойства алюминиевых сплавов при кратковре¬
менном растяжении при повышенных температурах, так же как и
свойства при комнатной температуре, изменяются в широком диа¬
пазоне (см. табл. 196—201). Наиболее низкие значения предела
прочности и предела текучести и высокая пластичность при крат¬
ковременном растяжении при повышенных температурах наблю¬
даются у термически неупрочняемых алюминиевых сплавов типа
АМг и АМц. Несколько более высокий уровень прочностных
свойств при достаточно высокой пластичности отмечается у мало-
легированных термически упрочняемых сплавов АДЗІ, АДЗЗ и
Д18П.
Средние значения предела прочности и предела текучести при
кратковременном растяжении при повышенных температурах
при сравнительно хорошей пластичности наблюдаются у алюми¬
ниевых сплавов типа дуралюмин, например у Д1, Діб, ВД17,
М40, Д19, ВАД-1, АК4-1, АК8, а также у сплавов типа Д20.
Среди этой группы сплавов наиболее высокие значения прочно¬
стных свойств при температурах выше 150° С отмечаются у жаро¬
прочных алюминиевых сплавов АК4-1, Діб, Д19. ВД17, М40,
Д20, Д21.
Достаточно высокие значения предела прочности н пре¬
дела текучести при кратковременном растяжении до темпе¬
ратуры 150° С наблюдаются у сплавов АК.6, АК8 и др,, однако
с повышением температуры эти характеристики быстро снижаются.
Наивысшие прочностные свойства при температурах до 150° С
достигаются у высокопрочных сплавов типа В95, однако с по¬
вышением температуры подобные сплавы резко разупрочняются.
Сравнительно высокие значения предела прочности и предела
текучести при кратковременном растяжении наблюдаются у спла¬
вов В92 и 01915,
Высокие значения прочностных свойств и пониженная пластич¬
ность при кратковременном растяжении при повышенных темпе¬
ратурах отмечаются у сплава ВАД23. Наряду с этим сплав ВАД23
обладает высокими исходными характеристиками предела проч¬
ности и предела текучести при комнатной температуре.
Самыми высокими значениями предела прочности при темпе¬
ратурах в интервале 250—500° С обладают сплавы САП, изго¬
товленные методом спекания алюминиевых порошков.
В табл. 202—204 приведены механические свойства алюминие¬
вых сплавов и САПа после длительных нагревов при повышенных
температурах, испытанных при комнатной температуре и темпе¬
ратурах нагрева соответственно. Как следует из этих таблиц,
наименьшее снижение прочностных характеристик отмечается
у таких жаропрочных алюминиевых сплавов, как АК4-1, Д20,
Діб, Д19, М40 и ВАД23. Так, например, у сплава АК4-1 заметное
439'

ТАБЛИЦА 202
МОДУЛЬ УПРУГОСТИ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ Е, кГ/мм\
АЛЮМННКЕЗЫХ СГТЛАБО& ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Температура испытания, СС
Сил л а и мо
ГПГТОЯІИІС
Л»д полу*
і}шґф»ната
— IM
—70
20
100
150
200
250
3W
АМгЗМ
Катаные
7800
7300
7200
-
—
6000
—
■4050
ЛА\гШ
С900
6100
5800
5300
—
—
АМг5М
G900
6200
5750
5500
—
—
ЛМгбМ
6800
6200
5800
5550
5200
4400
АК8Т1
7350
7150
6000
—
—
5500
5000
—
ДІ6Т
Катаиьтс
7600
7100
6900
6500
5900
5500
4900
4300
Прессо¬
ванные
8300
7700
7200
6600
6400
6100
5900
5200
ВЛД1Т
Катаные
—
—
6800
—
—
7550
5500
4850
AK4-IT1
Катаные
_
_
7200
6000
5500
5000
—
Прессо¬
ванные
7300
6500
6000
5500
Д20ТІ
КатаиЫе
—
—
6500
—
5900
5600
5100
—
Д20ТІН
Катаные
—
—
6500
-
5600
5200
4600
—
Д20ТІ
Прессе-
ванные
—
—
6900
—
5700
5300
5200
—
ВЛД23ТІ
Катаные
7300

6200
5600
5200
01420TI
Прессо¬
ванные
7500
7300
7000
B95TI
Катаные
7400
7000
6700
6200 I
5600
5100
4700
Прессо¬
ванные
7900
7550
7200
6450
6150
5750
4900
"
В96Т1
Прессо-
ванные
—
—
7000
6400
5650
—
—
—
440

снижение предела прочности и предела текучести при темпера¬
туре Д50—175° С наблюдается при выдержке в течение 1000 ч,
в та время как у сплава АК8 существенное снижение аналогич¬
ных характеристик при этих же температурах отмечается после
задержки а течение 100 ч.
Остальные алюминиевые сплавы, например АДЗЗ, ДІ8П, Д1,
В65 и др., характеризуются резким разупрочнением с увеличе¬
нием времени нагрева при повышенных температурах. Особенно
интенсивное снижение предела прочности н предела текучести
наблюдается у высокопрочных алюминиевых сплавов системы
AI—Zn—Mg—Си (ВЭЗ, В95, В96 к др.).
Особую группу занимают спеченные алюминиевые сплавы
САПы, характеризующиеся очень медленным разупрочнением при
высоких температурах и длительных выдержках, Прн комнатной
температуре эти сплавы обладают средним уровнем прочностных
свойств п умеренной пластичностью.
Ползучесть и длительная прочность
Сплавы, обладающие высокими значениями длительной проч¬
ности и ползучести, называются жаропрочными. К этой группе
сплавов относятся сплавы ДІБ, Д19, М40, ВД17, ВАДІ, АК2,
АК4, АК4-1, Д20, ВАД23, а также САПы п САСы.
*
*
*
чГ
і
t <
І'
/
Рис*
о
го'с 1 6
ж
/ОО |

/00
——
/80
Г5	d
I
п m2 и
7J mk
Время, ч
185. Пределы ползучести (а) и длительной прочности (б) чистого
алюминия №5)
Предел ползучести обычно определяют с разным допуском на
остаточную или общую деформацию. Приведенные ниже данные по
пределам ползучести в большинстве случаев соответствуют оста¬
точной деформации 0,2%.
Кривые длительной прочности и ползучести при выдержке от
100 до 10 000 ч чистого алюминия и сплава системы А1—Mg—Si
(типа АД31) при температурах 20—300° С приведены на рис. 188
и 189 соответственно. Чистый алюминий, имея наименьшие проч¬
ностные свойства, обладает и наименьшими значениями пределов
ползучести и длительной прочности.
У сплавов типа магналий с увеличением содержания магния
и возрастанием прочностных свойств повышаются значення дли-
441

ВЛИЯНИЕ ДЛИТЕЛЬНЫХ ВЫДЕРЖЕК ПРИ ЛО*ч
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАЬоа
Та
Время
100 ^
Сплав
Вид полуфабриката
и его
выдержки
состояние
ч
3
•
3
3{
ГІ.
oL^
to *
•-
*
в**»
о *
о
4
ЛДЗЗТ1
Прессованные профил»
10
—
—
—
—
100
' "
ЛД35ТІ
Прессованные прутки
10
25
—
—
—
—
Листы
10
25
Д18Т
Проволока
10
29
13,0
27
60
100
29
14
24
60
BG5T
Проволока
10
39
I 22
24
47
100
40,0
23,0
25
4&0
Д16Т
loo ;
45
32
16
—
Листы
I 000
48
35
10
—
ДІ6ТН
100
48
39
15
—
500
47
38
16
—
Д16Т
Профили крупногабарит¬
ИЮ
53 I
1 42
16
—
ные
200
52
' 42
16
Листы
10


—
ВАД1Т
100
—
—
Прессованные профили
10
50
40
14
—
100
49
40
15
дгт
Покопки
100
46
36
6
—
Д20Т1
Листы
10

-

100
—
—
—
—
Листы пепла к про ванные
10
^


—
100
—
—
—
—
1 сюо
—
—■
—
—
ВАД23Т1
юооо
—
—
—
—
Прессованные профили
10
100
1 000
—
—
—
—

—

10 000
-- |
- 1
—
—
442

ШЕИНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ
ТАБЛмил гм
перл тур а ивгрсоа, °С
150
175
200 •*
250
т
а
д
S5
55
VI
3
2
С1<.
£
і
А
о?
■г*
І
Л
о1**
•о
.
«L-.
ёк
ок,
л
в к
dU
ь «
&
о *
О *
о
D *
О *
О
D «
Ь *
о
33
29
11,0

31
28
10
30
1 27
10

23
18
12
33
29
10
—
28
24
11
26,0
22
10,0
—
19
13
14
33
32
8
32,0
3t
8
27
23
9




33
32
8
—
31,0
29,0
8
24,0
20
10
—
—
*—
—
що
26,0
11,0
. -
29,0
27,0
10
25
21,0
10




зо,о
27,0
12
—
29
27
9
23
18,0
10
—
—
—
—
26,0
11,5
27,0
58


27
20,0
12
57,0

1

27
13
27,0
59
—
—
—
27
20
11,5
56
—
—
—
ЩО
22
25
50



38
28,0
13
45

		.

41,0
29
17
41
—
—
—
35
25
13,0
46
—
'—
—
43
32
15

43
36
10
33
31
7

27
16
16
42
35
10
—
36
26
13
30
17,0
18
—
23
15
20
48
45
6
_
47
42
7
42
36
10

28,5
14,5
15
46
43
6
—
41
32
6
36
27
7
24,0
10,5
18
53
48
9

48
43
9
46
39
9

41
33
8
52
48
8
-—
47
42
9
45
37
10
—
39
30
10
__
__

45
40
7
44
39
6
41
34
7
45
39
6
—
42
36
7
40
38
7
—
—
—
—
50
38
14




49
46
14

39
29
7
50
40
14
—
—
—
—
45
38
7
—
—
—
—
46
36
6
18
46
36
9
44
35
7
16
33
21 1
19
43
29
14
_
42
28
12
39
26
10

36
22
11
43
34
14
—
39,0
27
10
38
23
9
—
32
—
12
62
57
-

60
56

52
47


.


61
56
—
—
154 -
48
— і
45
34
—
—
—
—
—
57
52
—
45
35
—
37
30
—
—
—
—
—
—
—
—
36,0
24,0
51
44

55
49
—
—
—
—
—
43
34
—
—
—
—
—
51
42
—
—
1 —
—
—
31
20
—
—
—
—
—
43
33
—
—
—
—
—
28
18
—
—
—
, —
—
443

ГИЛИ N
II ГГА
t tit ТОМ 1ШС
Онд полуфабриката
Время
издержки
ч
с *
к
3
о *
Ю*1
, э
о
7 «
•-
4
ЛК4ТІ
Листы
І 00
42
35
9
—
1 000
43
35
8
—
5 000
41
35
7
—
10 000
41
35
7
—
30 000
41
37
7
—
Прессованные тонкие про-
100
41,0
33
7,0
—
фнлц
t 000
41,0
38
7,0
—
5 000
41
37
7,0
—
10 000
41
37
8
—
20 000
41
37
8
—
30 000
42
37
7
Штамповки, поковки
10
44
34
10
—
ЛМТІ
too
44
34
8
—
1 coo
44
34
8
—
ЗО 000
40
—
8
—
Плиты ковало -катаные *
100
45
41
7
—
1 000
46
43
7
—
5 000
45
42
6
—
10 000
45
39
5
—
20 000
43
за
7
—
30 000
42
37
7
АК8Т1
Штамповки н поковки
10
52
44
7
—
100
53
43
8
—
1000
53
44
8
В94ТІ
Проволока
100
52

14
44
200
53
—
13
44
Листы
10
51
44,0
н
—.
100
51
44,0
11
—
1 000
49,0
44
11
—
10 000
47
41,0
и,о
—
посгг
Прессованные лрутки, тру*
10
57
51,0
11
—
U 7J 1 1
бы, полосы
100
57
51,0
11
—
1 000
55
51
и
—Ч
10 000
53
4В
11,0
—
Крупногабаритные прессо¬
100
60
—
7,0
—
ванные профили
200
60
—
8,0
—*
В96Т1
Прессованные профили |
10 1
58
10,0
-1
41 Для сплоиоп ДІЄТ, ДИШ, ДІбТК* ДІ6ТЖ. АК4-1ГІ «схаїтческне евоЛстоа
при 130* С,
41 Для сплсшо АК.4-1ТІ (космпго-катаные плиты) механически* своЛстпа доны для
444

Продолжение табл. 203
агрктуро нагреоа, °С
15а
175
200
250
■
*
і
л
к
Ж
S
иЧ
©*«-
Ь *
• о
о
в-»
т
3
а *
*
••3.
оХ
Ь *
.О 1
O’»
«О 1
т
■х
2»
1 ° *
2
2Сг
о *
**
«О
о»
4-
т
1
■*».
Ь К
а"*7
j кГ/лил*
*
41
35
7
___
40
34,5
6,0
38
32,5
ЬО
—
—
—
—
42
37
5,5
—-
40
33
6,0
—
—
—
—
—
—
—
39
34
6
39
29
6
38
30
6
40,0
37
7
40,0
37
7.0
43
38
8
—
38,0
34,5
7,0
—
—
—
—
—
—
39
31,0
7,0
—
38
30
7
37
29
7
1
35
28
7
44
35
9

43
36
8
44
35
9
—
41 .
.36 .
8
44
35
9
—
40,5
33
7
—
—
■—
—
—
—
—
37
—
9
—
32
—
7
—
—
—
—
—
—
, —
45
42
7
__
43
40
7
42
38
6
—
—
—
—
44
41
7
—
42
37
7
40
34
7
—
—
—
—
42
38
6

41
33
6
38
30
6
—
—
—
—
42
35
5
—
39
31
6
37
29
6
—
—
—
—
40
33
6

38
29
6
36
27
6
і 38
31
6
—
36
27
6
34
24
6
51
46
8
52
41
9
43
37
10
—
■
—
—
545
46^5
7
—
50
40
9
32
26
12
—■
—
—
—
50
45
8
—
46
38
10
27
180
16
—
—
—
—“
45
.
9
! 50
40
—
9,5
50
сою I
, 44
11

47
40,0
11,0
38,5
31
12
—
—
—
(5 I
, 41
И
—
35
26
11,0
28
17
12,0
—
—
—
до j
і ДО
11,0
—
25,0
15,0
13,0
22 .
12,0
15
—
—
—
23,0 і
1 17
14,0
—
,23
12
16
21
10
16
—
—
—
ДО
50,0
11
_
52
47
11,0
41
36
12
	.
—
—
I _
! ДО
47,0
11
—
39
30
11
31
15,0
12,0
—
—
—
—
37.0
27
11,0
—
28,0
18
13,0
25
14
15
—
—
—
—
/ДО
19,0
14,0
—
25,0
14
16
23,0
11,0
16
—
1 -
) —
—
51,0
10
F
і
<7
—
що
1
56
10
-1
—
—
—
45,0 |
1-
п,°
—
1-
—
—
нам при 126® С, а дли сплавов АК8Т1 (листы) н сплаоа АМ-1Т1 (поковки, штамповки) —
ИЗ* С
445

RJ1 ИЯHHE ДЛИТЕЛЬНЫХ ВЫДЕРЖЕК НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВ0Й1ТЦ
Тее»
Пили»
В рем я
100 ••
Г
Вид
и «го
состой пт;
полуфабрикатов
выдержки
ч
•«
*
а
т
3
I
**
і
«і
• *
І
_
S^
о *
О *
«о
t> к
В t
АДЗЗТ1
Листы
100
26.0
21
17
—
21
- (
Прессованные
100
■
“
24
26 ,
профили
Д18Т
Проволока
10
25
— -г
24
I 64
23
—
100
26
—
23
1 63
23
—
BG5T1
Проволока
10
35)0
- -
22
56
34
50
35)0
—
2Д0
54
35
—
Д16Т
Листы
100
41
29
19

I 38
27 1
1 000
40
29
21
—
1 36
31,01
ДІ6ТН
Листы
100
43
33,5
13
—
42
36 1
1
Д16Т1
Крупногабарит¬
ные профили
100
50
—
14
—
45
1
1
ДІ6Т
Прессогаиные
100
44
31,0
15

40,0
1 32 |
прутки
1 000
43,0
31,0
34
—
36,0
31 1
J0 00Q
43.0
31
15
30
1 25
Листы
10
.
—
—
—
ВАД-1Т
І00
—
—
—
—
—
I
Профили прессо¬
45
10
—
—
—
—
— 1
ванные
100
—
—
——
44
-1
Листы
100
—
—
—
-1
32
20 |
Д20Т1
Поковки
100
_
_ I
_ !
_ І
36,0
29,0
I 000

— 1
—
—
35
26
10 000
—
— 1
— 1
— 1
32,0
22,0
Д21Т1
Поковки
100
—
_ 1
—
—
39 I
33
1
Листы нелаки¬
10




50
45 |
рованные
100
—
—
—
—
50
45
I 000
—
—
—
—
46
40
ВАД23
■
10 000
—
—
—
—
—
—
Прессованные
10
_
—

	-
_
профили
100
— 1
—
—
44
39
I 000
— 1
—
—
43
37
10000
— 1
— 1
—
—
35
25
446

ТАБЛИЦА М
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ ПРИ ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
pry pi испытания, °С
175
20С
1
m
м
я.
*
£
%
Д
а*
а
31
А
st
"a
a(
\
•■І
л
вЧ
т
вЧ
-
0*4
о
b х
о и
о
Ь X
Ь X
О
■S'
D X
D X
17
—
—
—
—
J3
16
15
—
ao
8
—
И
—
—
—
—
18
18
11
—
—
—
—
24
66
.
. -
__
21

14
63
__


15
64
—
—
—
19
—
12
70
—
—1
20
68
_
„
-
27,0

13
63

_

$7,0
57
—
—
—
25
—
13
67
—
—
—
24

33
27
15
27 !
24
и




—
—
30
25
—
21 |
18
—
—
—
—
—
13
—
34
30
14
28
23,5
12
і
—
—
J0
—
36
—
12
32
—
14
—
20
—
16
І8
_
.
I 26
22
20
_
14
11
25
20



	 1
22
19
24
11
8,0
2G
22
—
—
—
1
1 и
15
25
—
10
7
28
17
25
15
—
—
35
—
10
30
—
14
—
—
—
—
15
,



35

16
;
22
—
23
И
—
—
—
—
32
—
17
—
—
—
—
18
—
—
—
—
24
15
14
—
—
—
—
20
30
25
20

26,0
19
23
і—
20
15
24
19
28
20
22
—
26,0
18
24
—
20
15
24
19
26
18
25
—
■—
—
—
—
“
•—
—
б
	і
33
і
36
30
7
за
28
і6
34
19
15-
8
5
jti
47
40
6
37
32

—
—
5
—
42
34
8
31
22
—
—
~
—
—
_
—
—
-—
23
18
—
—
—
I *
—
—
—*
25
20
1


_
36
31
12

_

8

41
—
8
30
24
1G
—
—
—
—
10

—
—
21
15
22
—
—
—
—
12
—
22
15
20
19
13
22
—
—
—
—
447

Сг_**д
ш *гл
rvrivaii»
ЬиД
Г',Ау+лЛр*кггол
■Ы.2С ржк*
ч
ICO*»
1
Тше
иГ
2
2
si»
с~
9
а
<г
)
і
1 І
т
с «
«
a
т\
Ss.
О Ш
tvm
Пр^ХОКАїіИЬіе
т
—

І
56

Прг>Т2Н
1 000
—
1
—
]
—
—
5C/jO
—
—
—
— 1
—
pi ИСТЫ
10

- -
1
і
і
1
іоо
33
33
- 12,0
1
41 !
33
1 соо
37
33
f 9.0
—
j 42
37
5 С/00
37,0
—.
1 9.0
І ~ '
1 39
34
10 СОО
37
32
! &
1 “
■ 32 ,
29
АК4 III
20 0W
36
ЗО
г
і 32
27
Плиты казано-
160
1 41
1
1 S
—
1 41
1 __
катаные
1 ооо
1 43
—
6
—
1 40
—
5 000
1 41
—
7
—
1 36
—
L0WX) 1
41
—
7
— 1
—
20 600
34
7
—
1 32
—
30 000
1 зд
і —
: в
—
і 32
Прессованны*
10
1
--

1 _
і
1 -
гра^нлн
too
, 41,0
за.0
».з
—
445
і 37,0
1 осо
41,0
3*
7.5
1
1 43
5 000
4ао
36*5
й5
—
33
г 31,0
10 осо
зо
35
і

35
1 29
ЛК4-ІТІ
зо соо
зо
34
Ь
—
! 32
1 29
Штаипоькя
10
42,0
J 35.0
1 12
1 1
І ^ I
34
іро
420
35
і 12 !
г 1
! 41*5 !
34
1 ОСО
420
1 35
12 і
1 —
, 40
33,0
ЗО 000
Із
1 — 1
1 16
І
1 52
—
Л Kill
Иітачшогкм
10
46.3
41
! $
1
1 45
42
100
46,5
41
1 *
—
45
42
1000
46
41 і
і a
— 1
! 42
33
В'ЛТІ
Проволока
100
_
і
і і
і
1
34.0 1
І -
200
47,5
—
15 ]
1 50
29 j
1 -
ЛдСТЇІ
10
43,5
39
12 1
<
36 І
і 32.5
100
43,5
39
_ 1
	 1
31.5
1 23,5
1 000
43,0
39
- І
—
21
18
ВТАЇ
10 000
4 Цо
37
16 1
— 1
17,5 1
135
ПрУТКИ поковки
100
50,4
44,5
15
.
32.5
ЗІ
1 000
50,4
45с 3
15
—
22.5
20
10 ооо
45,5
42
15
— ,
1 і, t>
14,5
BVA1
Прессованные
10 І
56
53
Ь-5 І
- J
50 1
47
претили
200
56
52
4.5 1
-1
35 j
33
•' Д-it содадов ДІ&Т» Д16Т1, ДІбТН, Д15ТІН. АК^-ІТІ исхшмчкме своЛстм
•f Дли cnj<«a ДК4-ІТІ Iilirtu коал но-катаные) іісхакігческме сійдоіі дщи прв
ш

рагура испытания, °С
Продолжение тайл. ЙЙ4
175
200
І
250
т
т
П
*
5?
|
А
*5
1
А
2*
£
1
д
55
ек
а
.
яЬ.
сРк
О *
ь *
•о
ь *
ь *
•о
ь *
О *
о
5
48
45
4
40
36
5
30
21
18
12
—
—
38
34
7
30
26
7
35
—
—
—
—
—
—
—
—
20
—
—
—
—
“
—
7
41
35
6,0'
42
36
5


__

—

40
34.5
5^0
38
32
6
—
—
—
—
W
—
40
33
6,0
—
—
—
—
—
*—
—
6
8
8

, _
. -
6
34
8
32
_ _
10


—

6
34
—
9
29
—
10
—
—
—
—
8

32
—
9
28
—
12
—
—
—
—
8

31
-—
8
26
—
12
—
—
—
—
7
28

7
25
—
12
— •
—
—
—
6
27
—
8
25
—
10
—
—
—
—
_
__
41,0
33
7



—
—
—
—
8
—
40,0
37
7,5
—
—
■—
—
—
—

7
—
38,0
34,0
8
—
—
■ —
—
—
—
7,0
—
—
—
—
—
—
—
—
—
—-
м
8
11
37,0
32
11
33
28
14

20
18
18
10
35
31
13
29
23
17
—
16
12
20
10

34,0
26*0
15
25
20
20
—
1Э
9
25
14
—
26
—
18
—
—
—
[ —
—
—•
—
9
40
38
12
28
25
18

12
10
20
9
_ т
36
26
12
23
18
20
—
10,5
8
25
10
—
30
24
12
16
12
25
—
9
7
30
15
55
—
16
55
__
27
24.5
__
19,5
16
__


—
—
—
19,0
17,5
—
12,5
п
—
—
—
—
—
13
10,5
—
10
8,5
—
—
—
—
—
29
—
12,5
&5
37
9
8
44
—
—
—
—
20
_
1 ■-


12
10,5
40

8.5
<*6
30
25

1
—
.—
10,5
9
50
—
7,7
6,3
60
30
— 1
1
—
—
9,8
8,4
60
—
7,7
*3
65
9
—
Ш
Ляипря 125° С, для сплавов АК4-1ТІ {штамповки), АХ6Т1 — при 130* С
WC.
29 Алюминиевые сплавы
449

їельной прочности и ползучести (рис. 190). Эти сплавы находят
применение при температурах до 100° С.
Сплавы системы АІ—Zn—Mg—Си очень сильно разупроч-
няются от нагрева при повышенных температурах и имеют низкие
Время, и
Рис. 189. Пределы ползучести (а) и длительной прочности
(б) алюминиевого сплава АД31
значения длительной прочности и ползучести, поэтому их не реко
мендуется применять в случае длительных нагревов при темпера
турах выше 125° С.
Ч
I
и
•
\
>
щ
J
J \
І ^
Чл/
) 1 у
в ^
Vs
I
ІО
/00	200 SOO
Температуря, V
Рис. 190. Предел ползучести по оста-
точной деформации 0,2% за 1000 ч
прессованных алюминиевых сплавов
при 20—300*0 [29]:

>
'■ч
ч
'■X гео
Ч
’ N
N
-ч.
‘ч
/0 /00
Рис,, J9J- Длительная прочность ли*
стов из сплава Д16Т толщиной 2 мм
при высоких температурах
I - B95TIJ * — Д16Т; £ — АДЗГП; 4 -	В ТЗбЛ. 206 И 207 ПрНВВДеНЫ
алпч; s -са.мгз, ^ f_~2A0^j‘irJ: 7 значения пределов длительной
прочности и ползучести жаро¬
прочных алюминиевых сплавов в сравнении с некоторыми дру¬
гими широко применяемыми сплавами.
Сплавы типа дуралюмнн имеют сравнительно близкие значе¬
ния длительной прочности (рис. 191) и ползучести при темпера-
450

»n
о
сч
турах
125, 150, 175 и
200* С я ведут себя лучше,
чем сплавы с Zn. Сплав
0ДД23 по характеристи¬
кам жаропрочности пре¬
восходит сплав Діб при
температурах до 200“ С.
Для работы изделий,
рассчитанных на длитель¬
ны А ресурс, хорошо заре¬
комендовал себя сплав
АК4-1. При температурах
125—135° С он имеет вы¬
сокое сопротивление пол¬
зучести. Так, по данным
Т. К. Понарьиной, его пре¬
делы ползучести равны:
°$,2сооо = И’5 г кГ1мм2
для листов; ^о'г/зо ооо “
= 20,5 кПмм2 для прес¬
сованных полуфабрика¬
тов. Заслуживает внима¬
ния для работы при более
высоких температурах
сплав Д20, который по
сопротивлению ползуче¬
сти при 300° С превосхо¬
дит сплавы Діб, АК4-1
в ВАД23.
Сплав ВД17 при тем¬
пературах 200—250° С со¬
поставим по сопротивле¬
нию ползучести со спла¬
вом Д20.
■ Особую группу сплавов
составляет материал, по¬
лученный порошковой ме¬
таллургией САП. По со¬
противлению ползучести
Я длительной прочности
-ЛП имеет заметное пре¬
имущество перед сплавами,
слученным И ИЗ литых
Готовок обычными мето-
“мЛдЯ™ (табл-
САП сохраняет
Вь*СОКИе
29*
значения харак-
*
tQ
О
£
<
W
. к
< rt
а о,
5 £
05 *
о сц
2 *
оа с:
*	S
v
U1 ь
Ж х
*	3
и д
Ш £
т 5
х В
*	§
5 g
ш
*	S..
*?
^ cfl
W Й
ті а
о, 'О
Ь я
л ч
*	g
X 01
*3
- *
й со
4	«
iii О
Eg,
5	о
из
s
X
X
S
ч
й
% I
ю
сч
% ‘9
*’°0
t wwfjx
*х>
% ’9
tW/jx
жИТГ/jJf
% 'Я
,KX/JX
% ■*
•ntrfjx
of
4
c
У
i/Э
00
00 00
О/О)"
oa oo
o> ст»
com
со со
CD <D
w'c^f
о о
£g
C
-u
I I
ID ID
<N CM
« co
со* со’
ID Ю
£4
OO cc
a>c*
оqToo
cm“^*
СЧ tN
О C?
О О
сч о
451

ТАБЛИЦА 20S
ПРЕДЕЛ ПОЛЗУЧЕСТИ ПРЕССОВАННЫХ И КОВАНЫХ
ПОЛУФАБРИКАТОВ НЕКОТОРЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
ПРИ ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
■
о.
і в
о&.а/т- *г/мм»
>*
а
о
с
* =
в о *
ОО"
t
о л з
н
£
h
«г
н
со
3
с*
н
Г»-
с
Crj
т
to
£
*
V*
U?
<
о
С1
5
• <
1-У
S
со
<
<
<
о
КС
Я
о
!0
41
_
_
40,5
_
_
_
100
100
—
39
—
—-
40
,—
—
—
—
1000
32
35
—
—
39
—
—
—
10
100
—
—
29
26
—
—
37—31
—
—
—
125
26
1000
.—
22
26
■—.
36
32—24
.—■
—
—
2500
-—
—
23
—-
—
28—20
_
—
—
5000
—
—
22,5
—
—
—
— 1
—
—
10
26,5
_
29
39-33
__

15D
too
26
—.
24
,—
26
32—26
—
—
—-
1000
22
—13
20,5
—
23
23—19
—
<—
—■
10
23
24
_
_ 1
175
100
18—15
21—20
—
*—
20—17
—
—
—
1000
9

17
—
.—-
12—
—
—
—
11,5
200
10
too
17
9,5
16—14
15
—
14—12
12
16
9«
• 1000
6
—
12
—
—
10—7
—-
—
8*1
250
100
6
5
6,5
_
_
8
7,5
6,5 4
300
loo
——
2,2
3,5
■—’
6,5
3^2
—
•* Температуря Н€іи*т4ІШЯ 330° С*
Температура испытания 500* С.
теристпк ползучести и длительной прочности начиная с тем¬
пературы 250—300° С и даже может применяться при темпера¬
туре 500" С (рис. 190, 192).
Сопоставление характеристик ползучести отдельных полуфаб¬
рикатов показывает, что листы обладают наибольшей ползучестью,
затем идут прессованные и кованые полуфабрикаты. У сплава
AK4-I при определении ползучести наблюдается меньшее расхож¬
дение между листами к прессованными полуфабрикатами
(табл. 209, 210).
452

ТАБЛИЦА І07
ПРЕДЕЛЫ ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ ЛИСТОВ
НЕКОТОРЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
<*
ит. кГ/млі*
о.
Продолжи
тельность
испытания
£
н
Й
н
и
I,
НИ
ОО
55
£
а
X
<
н
о*
5
Д20Т
К
<
1 я
с
<
V
10
40
42
_
8 й
100
100
39
39
—
—.
і -

7,5 *1
1000
38
34
—
—
6*1
125
10
100
34
—
30
28
—
—
—
—
1000
30
—
25
—>
—
—
.—
2500
—
—
24
—
—
—
—
10
35
31
30
4,5 **
150
100
30
23
25
<—
—
32,5
4*а
1000
24
(4
22
—
—
24*5
3**
10
28
_
24
_
28
175
100
23
-—
21
—
—
24,5

юоо
17,5
—
16
—
—
19
—
10
24
15
24
25
19
24
L
200
100
18
10
17
1S
16
18
—
1000
12
6
13
12
12
14
—
•' Температура испытания 3fiOe С.
Температура испытания 500D С.
Рнс, 192. Длитель¬
ная прочность не¬
которых алюминие¬
вых сплавов на базе
1Q0 ч:
f - В95;	2 - Д16;
5	— АКв: 4-АК.4-1:
6	- Д20;	$ - САП
453

7А БЛИЦА т
пределы ползучести И ДЛИТЕЛЬНОЙ ПРОЧНОСТИ (кГ/.м.иЧ
СПЕЧЕННЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Температура
Чй2ПШ
ао,?/тсо
° КО
0ЦКЮ
СІТЛ4*
и с нитянії я,
рс
200
И
САП-!
350
350
9
6.5
ло
5,0
10,0
7.5
3
б
500
3*5
—
4
3
250
10,0
11,0
СЛП-2
350
7.0-
6.0
8,5
6,5
500
4.0
3,5
5
4.0
!
250
([
9,0
12
_
САП-3
350
400
9
8,5
7,0
10
в
7,5
500
1
4.0
5,5
4,5
САС-1
250
—4
,
- -
—W
350
2—3
—
—
—
ТАБЛИЦА 209
ПРЕДЕЛ Ь! ПОЛЗУЧЕСТИ РАЗЛИЧНЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ
ИЗ СПЛАВОВ Я ГБ. ВАД23, АМ-1 (кГ/ММ*)
.у
а .
£■5
а -
ё?
л z
У и
»- я
Спл&д
и его
СОСТОЯ II НС
Профили
массивные
Профили тонкие
Листы
о
о
Q?
S*
8
о
?Г
о
5
о
6
§
с»
в
о
і
сГ
3
8
сГ
ь
8
сГ
о
с
О
g
•*■4.
С4
o'
Ъ
8
§
о
&
125
ВАД23Т1 1
33
31
26

-
*
—
АК4-Ш
27*5
26
22
29*
24*
21.5*
25
21—22
15
ВАД23ТІ
32
25
26
19
22
13
150
АК4-1Т1
24
21
—
25*
—
—
22
17
—
ДІ6Т
26
22
—
21*
—
—
18
11,5-12
ВАД23Т1
20
12
: 17
11,5
_
14
_

175
АК4-1Т1
20*5
-—
—
; го
—
14—15
—
—
ДІ6Т
17
10

15
9
*
11,5
—
—
ВАД23Т1
14
12
12
7
12
_
200
АК4-1Т1
16
12
—
—
9
—
9
—
—
дшт
—
—
	*
9,5
6
*
8
4,5-5
'—
• Коіинтч(*таіі*н плитл
151

ТАБЛИЦА 2tO
Пределы длительной прочности, *г/ммш,
РАЗЛИЧНЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ НЕКОТОРЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ
СПЛАВОВ
&
!-
■ а
Н к
| Сила а и его состояние
<Г|0
0iee
| °11!в»
°ю«в
150
ВАД23ТІ;
профили массивные
45
за 5
32
25
* то»кие
37,5
33
29
24
ЛИСТЫ
35,0
32,0
24,5
AK4-1TJ;
профили массивные
31
27
24
—
ЛИСТЫ
29
25
22
ДІЄТІ: I
прессованные полу фабри- !
—
35
28
каты
ЛИСТЫ
35
30
24
175
1
ВАД23ТІ:
профили массивные
38,5
31
23*5
-'19
9 тонкие
34—*32
28-26
23-21
листы
28
23
20
АК4-1Т1:
профили ШССНШШЄ
28
23
25
—
листы
24
21
16
—
Д16ТІ:
профили
33
27
22
—
листы
28
23
]7,S
Испытания на ползучесть при сжатии, проведенные Ю. С. Да¬
ниловым, на сплаве АК4-1 свидетельствуют о том, что пределы
ползучести при сжатии несколько выше (на 5—10%), чем при
растяжении.
В связи с увеличивающимися скоростями полета самолетов и
ресурсов важно знать характеристики материала при длительном
ресурсе.
На рис. 193 сопоставлены пределы ползучести за 30 000 н
сплавов типа ВАД23Т1, Д16Т, AK4-IT1, Д20Т1Н1 п САП4,
определенные по параметрическим зависимостям. При темпера¬
туре 125* С наиболее высокими значениями пределов ползучести
обладают сплавы типа ВАД23, затем идут сплавы типа АК4-1,
ДІ6 и Д20. Это преимущество сплава типа В АД23 еще сохраняется
при температуре 150° С. При температурах 175 и 200” С лучшее
сопротивление ползучести имеет сплав типа АК4-1-
Если первичные кривые ползучести перестроить в графики
зависимости напряжения от деформации при определенных зна*
455

І
I
f
л
§
t
2 *
X
a
У s
CL m
a
4
<
n
S-
I
* £
я g
<u К
1*8
S * 8
д и 4
§У t;
9-3 w
§ g Э
CoS
Я П -
? 2
О s *
* о 2
.31
ля1*
05 О*
^ К
СХ X
=U
]5
*и
й I
й">
=t
<4*
га І
1Ё
« М
.Л
Н І
і*
<
458

чениях времени, то получаются так называемые изохронные кри¬
вые. На рис. 194 приведены изохронные кривые, построенные по
Данным Т, К. Понарьиной для сплавов ВАД23ц АК5-1.На этом
же рисунке приведены кривые кратковременного растяжения.
5.	Способность алюминиевых сплавов
к торможению разрушения {30—37)'
Методы оценки способности к торможению разрушения
В современных методах оценки склонности к хрупкому раз¬
рушению стремятся к наибольшей локализации деформации, ис¬
пользуя характеристики, получаемые непосредственно в процессе
разрушения или испытывая образцы с заранее полученной тре¬
щиной. Таким путем удается получить более универсальную харак¬
теристику, почти не зависящую от остроты исходного надреза, и,
кроме того, оценить воздействие на материал наиболее опасного
дефекта — трещины.
Методы, оценивающие характеристики, которые получают
непосредственно в процессе разрушения (метод Робертсона, Пел-
лини и др.), относятся главным образом к оценке хладноломкости
сталей и не получили применения для алюминиевых сплавов,
склонность к хрупкому разрушению которых оценивается испыта¬
нием образцов на изгиб или растяжение (осевое или двухосное)
с заранее полученной трещиной. Исходную трещину для испыта¬
ния на изгиб создают путем повторного изгиба, а для испытания
на растяжение — путем повторного растяжения.
Испытания на изгиб образцов с трещиной
Образцы для испытания на изгиб (может применяться как ста¬
тический, так и ударный изгиб) показаны на рис. 195. Трещину
глубиной 1,5 мм на образцах можно получить или на обычной уста¬
лостной машине (изгиб без вращения), или на настольных вибра¬
ционных приборах.
На поверхность образца наносят риску и длину трещины
оценивают наблюдением через лупу. В момент достижения концом
трещины риски вибратор останавливают. Получение трещины
занимает обычно 3—5 мин при частоте 1000—3000 цикдімин.
Основной характеристикой для данного испытания является
удельная работа разрушения аТ *	—, где Лт —полная
^нетто
работа разрушения образца с трещиной, измеренная при ударном
испытании по стрелке копра (Лт, у), а при статическом изгибе
(Аг,с)—по площади диаграммы нагрузка—прогиб, записанной
в большом масштабе по оси деформаций (не менее 50 ; 1);	— 11 Авторы: Б. А. Дроэдовскиб, Т. К. Знлова, И. И. Новосильцева, Т. В. По¬
лищук, Н. В. Юру шинна.
457

площадь поперечного сечения нетто образца, определяется по
излому разрушенного образца с помощью инструментального
микроскопа.
я *0,1
< >
Рис. 195. Образцы с трещиной для определения работы разрушения при
изгибе для материалов толщиной более 10 мм (а),, от 5 до 10 мм (6) и
менее 5 мм (в)
При статическом изгибе и при испытании на копре с осцилло¬
графом можно также определить среднее разрушающее напряже¬
ние при изгибе:
	 Зрп
где р,мх — максимальная нагрузка;
L — расстояние между опорами;
t — толщина образца;
V'tto — ширина (высота) образца в сечении нетто.
При обычно принимаемом расстоянии между опорами 40 мм

Для испытания образцов с трещиной рекомендуется в основном
ударный изгиб вследствие его простоты.
При этом следует учитывать, что сплавы, содержащие цинк
(типа.ВЭб, В95, В92), при ударном изгибе дают относительно бо¬
лее низкие значения работы разрушения, чем при статическом.
Это подтверждается и испытаниями отечественного сплава В95
(рис. 196) и сплавов 7178, 7075 н 7079 (США).
00
бд
50
« 40
20
10
0
0 В95ТІ ВД16Т1 □ /Ш'Я/ 0 й 1ST
Рис. 196. Сопоставление алюминиевых сплавов по различным характе¬
ристикам разрушении:
Растяжению — гладкие образцы; °неТТ0: 0( — образцы с централь но Г
трещіпюЛ; изгиб:	у — удар ни* Л; ат с — статически (I
Однократное осевое растяжение образцов
С центральной трещиной с определением остаточной
прочности
Этот вид испытаний представляет интерес, особенно в случае
обшивочных материалов толщиной 1—3 мм, у которых от повтор¬
ных нагрузок в местах расположения заклепок могут возникать
трещины усталости, и очень важно знать — как будет меняться
разрушающее напряжение при увеличении длины трещины.
Для алюминиевых сплавов пригодно испытание только со
сквозной трещиной, причем ширина образца должна быть не ме¬
нее 100 мм. Чем шире образец, тем лучше выявляется при растя¬
жении образца с трещиной опасная хрупкость материала. Цен¬
тральная трещина создается растяжением на пульсаторе от ис¬
ходного концентратора-щели шириной 0,3 ж.«. Длина трещины
<59

должна быть не меньше чем по 2 мм в каждую сторону от исход¬
ной щели.
Суммарная исходная длина щели и трещины может быть раз¬
личной в пределах от 5 мм до 0,6Ь, где Ь — ширина образца.
Если испытание проводится на образцах с щелью одной длины,
то длина щели принимается равной 0,3—0,46. Длину сечения нетто
(6вт0) измеряют по излому образца. Разрушающее напряжение
в сечении нетто или остаточная прочность образца с трещиной
^иетто
Ртах
^JiCTTO*
. Следует, однако, учитывать, что эта величина,
особенно для высокопрочных сплавов, уменьшается с увеличением
ширины образца и длины исходной трещины. Поэтому она может
служить главным образом лишь как сравнительная, а не расчет¬
ная характеристика, несмотря на то что по своей размерности
(кГ/мм2) она аналогична пределу прочности и текучести.
Двухосное растяжение [36, 37J
Для определения прочности при двухосном растяжении образ¬
цов с исходной трещиной применяют образцы в виде сферических
сегментов, которые получают путем вытяжки из плоских заготовок.
В полюсе сегмента делают сквозную щель (шириной 0,3 мм и
длиной обычно 0,1 от образующей сегмента). Направление щели
обычно совмещают с направлением волокна. По концам щели
наносят трещины по 2 мм путем повторного нагружения образца
внутренним давлением. В процессе испытания регистрируют
величину давления под образцом (р) и изменение прогиба образца
(Д/і). Прочность образца с трещиной о££утто определяют по фор¬
муле
_тр 	 pR
^брутто	і
—п
где р — максимальное давление под образцом;
k — радиус сферического сегмента;
ґф — исходная толщина в полюсе сегмента (до испытания).
ТАБЛИЦА 111
СОПОСТАВЛЕНИЕ ЧУВСТВИТЕЛЬНОСТИ К ТРЕЩИНЕ
ПРИ ОСЕВОМ И ДВУХОСНОМ РАСТЯЖЕНИИ
Селян м толщина листа
*V *Г/АШ'
Осевое растяжение і
плоских образцов
шириной 100 мм
с трещиной
Двухосное растяже¬
нке сферических
сегментов
с трещиной
~TP
брутто •
кГ}мм*
V0»
хГ/лш1
°;р/ов
В95, t 0*8 мм . > . . ♦
52
34
0,65
25
0,45
ДІ6Т, І = 0*8 мм
45
29
0.70
28 ,
0,70
АК4-1, / ** 0,8 мл , - . -
39
27
0,70
28
0.75
460

Как видно из табл. 211, менее Пластичные материалы {В95)
оказываются чувствительными к изменению напряженного состоя¬
ния от осевого растяжения к двухосному.
Для более пластичных материалов (АК4-1, Д16Т) это измене¬
ние не оказывает влиянии на прочность образда с трещиной.
Определение критического коэффициента интенсивности
напряжений при плоском напряженном состоянии (Кс)
Испытание проводят на образцах, аналогичных применяемым
для оценки остаточной прочности но с записью длины тре¬
щины в процессе ее развития. Наиболее удобным методом автомати¬
ческой записи для алюминиевых сплавов является слежение с по¬
мощью датчика вихревых токов [32). Можно применять также
метод измерения электрических потенциалов [331. Полученные
диаграммы нагрузка—время и длина трещины—время позволяют
определить критический прирост длины трещины Д1С, соответст¬
вующий максимальной нагрузке и, таким образом, определить
критическую длину трещины 4 в одну сторону от центра образца
до края трещины: 4 =	+ Д[с, где 19 — исходная длина щели
и предварительно созданной усталостной трещины. Критический
коэффициент интенсивности напряжений
где 4 — длина трещины в момент достижения максимальной на¬
грузки;
а0<г — предел текучести материала, определенный на гладких
образцах.
Вязкость разрушения
где Е — модуль нормальной упругости.
Величина Ке меньше зависит от исходной длины трещины,
чем омет10, и поэтому с большим правом может быть названа ха¬
рактеристикой материала, чем о11егто.
Однако определение Ке правомерно только в том случае, если
где о =		напряжение в сечении брутто образца при до>
стижении максимальной нагрузки ртдх;
Ртах
461

Повторное растяжение образцов с центральной трещиной
Образцы для этого испытания изготовляют аналогично образ¬
цам для однократного осевого и двухосного растяжения при длине
исходной щели 10 мм и ширине 0,3 мм. Испытание проводят при
знакопостоянном асимметричном цикле с коэффициентом асим¬
метрии не меньше 0,2.
При этом испытании производят запись длины трещины и
числа циклов визуально или с помощью автоматического прибора,
основанного на принципе слежения за трещиной датчиком вихре¬
вых токов. В случае визуального наблюдения запись числа циклов
следует делать через каждые 0,5 мм прироста длины трещины.
На основании автоматической или визуальной записи определяют
следующие характеристики:
1)	число циклов от получения трещины длиной 0,5 мм до пол¬
ного разрушения — N0ll_H;
2)	среднюю скорость роста трещины на участке прироста тре¬
щины от 0,5 до 2 мм — оп 5_а;
3)	строят график зависимости длины трещины от числа цик¬
лов, проводят его графическое дифференцирование через 1 млі
dl
прироста трещины с определением величины для каждом
точки прироста (34].
Через каждый миллиметр прироста длины трещины опреде¬
ляют значение изменения текущего коэффициента интенсивности
напряжений за цикл Л/Сі = /Сіта, — /Сіт,„, где
Ki max = tfnm* У b tg Щ-; Ki m1„ = amln Yb *6-y;
omax и crmln — максимальное и минимальное (соответственно) на-
К*
пряжения цикла в сечении брутто; I = lm Н	\—К\ тах и
6ла0>2
/Сіт1п определяют методом последовательных приближений.
Построив зависимость lg от lg Д/Сі (рис. 197), определяют
коэффициенты А и В. Первый коэффициент означает тангенс угла
наклона зависимости Ig-~ от lg относительно оси lg-g^-<
Чем эта величина больше, тем менее чувствительны материалы
к перегрузкам, т. е. к повышению напряжения цикла. Второй
коэффициент определяет абсолютную величину ДК\ (кГ/мм3/2),
при которой скорость достигает величины 1 мм/кц (кило-цикл).
Чем эта величина больше, тем относительно больше способность
материала тормозить разрушение при любом уровне напряжений.
Определение этих коэффициентов позволяет приближенно оце¬
нить поведение материала при разных уровнях напряжений на
основании испытаний при одном уровне. При данном значении
коэффициента асимметрии г зависимость в пределах	<
462

<; 0,8<т0 s приближенно близка к линейкой. Таким образом, харак¬
теристики AfoiS_„ и «о,5_2, непосредственно оцениваемые на осно¬
вании эксперимента, позволяют определить поведение материала
при данном напряжении цикла.
Определение коэффициентов А и В, хотя является значительно
более сложным, позволяет уже приближенно прогнозировать по¬
ведение данного материала в широком диапазоне длин трещин
и действующих напряжений цикла для данного коэффициента асим¬
метрии.
Рис. 197. График зависимости lg-^-от IgA/ft для сплава ВАД-23
при температуре старения:
/ — 220” С; 2 — 200' С: Ї — 1В0' С
Способность листовых материалов к торможению разрушения
при. повторном двухосном растяжении оценивают на образцах
в виде сферических сегментов со щелевым надрезом в полюсе.
Образцы нагружают внутренним гидравлическим давлением.
Испытания проводят при частоте нагружения 10 циклімм, на¬
блюдение за развитием трещины производят визуально с помощью
бинокулярного микроскопа. На основании записи длины трещины
и отсчета числа циклов строят диаграмму разрушения длина тре¬
щины — число циклов и определяют	tio.s-2i а также
скорость развития трещины.
Способность к торможению разрушения
некоторых алюминиевых сплавав
при однократном и повторном осевом растяжении
Из приведенных в табл. 212 сплавов наилучшей способностью
к торможению разрушения обладает сплав Д16Т в естественно
состаренном состоянии. Величину Кс для этого сплава вычислить
не удалось, так как crj*^ превышало 0,8<хО2.
Все характеристики этого сплава и при однократном (см.,
например, рис. 198) и при повторном нагружении существенно
выше подобных же характеристик других сплавов, приведенных
в табл. 212.
т

СТАНДАРТНЫЕ СВОЙСТВА ПРИ РАСТЯЖЕНИИ
И ПОВТОРНОМ НАГРУЖЕНИИ НЕКОТОРЫХ
(толщина листа 2 леи,
Сплав
Растяжение гладких
образцов
СП
я
“■? -
Однократное осевое растяжение образцов
шмрнкоЛ 100 мм с централыюА
треецннол 25—30 мм
я температур»
старения
"п
кГ/мм*
+ 0Л
к f/мм*
А. %
" « . 3
О « у4^
ад Э
В >• н1*
О. л а к
Онетто.
кГ/ммж
AfKp, jm
*с
кГ/мм^2
Д16Т
44,5
31,0
14
0,94
30—32
Зі
14—19
16
—
ДІ6ТІ
46,0
42,5
6
а зб
26—31
29
6,0—7,2
6,6
207—233
221
АК4-1Т1
40
36,5
6
0,60
27—29
28,5
4.0-5,5
6,5
J 179-214
198
B95TI
55,5
47,0
12,5
0,31
21*4—25,6
25,5
2,8—2,9
2,85
161—164
163
ВАД23,
140е С—
24 и
50
34
21
0,61
27,4—30,5
3,3—7,8
249-310
'2^7
6,0
277
ВАД23,
160° С —
12 ч
55,5
50
7,5
0,10
17,8—18,5
18,2
0,62—1,75
1,30
108—109
108,3
0142Q,
120° С —
12 ч
42.0
23,0
9,3
0,24
2,15—3,25
2,55
128—130
129,3
Примечай и е. Цифры в числителе означают минимальные и максимальные

ТАБЛИЦА №
И ХАРАКТЕРИСТИКИ РАЗРУШЕНИЯ ПРИ ОДНОКРАТНОМ
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
образцы поперечные)
Повторное осевое растяжение образцов шнрииоЛ 100 Ли с иситрольноП
щелью дли но Л IU ли
а1Л1Г
*4
^в,Б-Пі
КЦ
Ч*-г
ли/кц
А
в, кГ/ммЯ,і
15
7Т 7—8,0
7,8
6,2—6,3
6,25
0,39-0,69
0,54
—
—
15
3,8-4,9
4,3
2,9—3,5
3,2
1,3-1,5
1.4
—
—
15
6,0
4,8 | 0,56
і
—
—
6
280,5
194,3
0,0397
—
—
8
37,6-45,0
40,1
32-37,9
34,3
0,22-0,25
0,234
—
—
10
15,0-16,2
15>6
11,2—13,0
12.1
0154-0,61
а 58
—
—
15
3,4-4.4
3,75
2,2—2,6
2,39
5,8-2,18
2,03
—
—
10
49-54
52,4
3^6-45,3
43,3
0,17—0,23
а 19
0,21
60
16
11,1—8,88
10,0
7,02-7,99
7.5
0,52-0,62
0,57
1 0,21
60
5
358,5
237,0
0|019
0,15
40
8
51,2—57,4
54.3
40,0-42,4
41,5
0,116
10
20,8-22,4
17,6-15,4
0,3
0,15
1
45
15
4,6—-7,2
3,5-5,0
1.2
—
~
значения, в знаменателе—средние значения»
30 Алюниниеаьте еплаии
465

Искусственно состаренный сплав Д16Т1, имея примерно на
10 кПмм* больший предел текучести, обладает значительно худ¬
шей способностью тормозить разрушение, величина ат.у у этого
сплава примерно втрое меньше, чем у сплава Д16Т. Критическая
Рис. 198. Сопоставление диаграмм деформации S = /(ф) и диаграмм разруше¬
ния а = f	алюминиевых сплавов:
а — сплзии Д16Т {/>. А М-1 (?). ДІ6Т1 О), В 95 {*): б — сплавы 01420 и Д16Т: лист
1,5 мм; 6 — сплав СИЗО; 6 — сп л я а Д16Т; 	поперечине образцы;	про-
дольные образцы
длина трещины примерно вдвое ниже и величина (Тивтт9 также
ниже. При повторном нагружении одинаковым напряжением
цикла (15 кГ1ммг) скорость разрушения сплава Д16Т1 на участке
от 0,5 до 2 мм примерно втрое больше, чем сплава Д16Т. Сплав
АК4-1Т1 (после искусственного старения) занимает промежуточ¬
на

Н6Є Положение между сплавами ДібТ и Д16ТІ. Сплав ВАД23
в недостаренном состоянии (140’С — 24 ч), несмотря на очень
высокое значение относительного удлинения (21%), превышающее
удлинение сплава Д16Т, имеет характеристики разрушения при
однократном нагружении <h.y, о^о, А/тр. Кс, которые или
равны характеристикам, полученным для сплава AK4-1TI, или
лишь немного их превьпиают. Интересно сопоставление высоко¬
прочных сплавов B95TI и ВАД23Т1 после старения 160° С — 12 ч.
а — щель вдоль прокатки; 6 — щель поперек прокаткп
При одинаковом пределе прочности и близких пределе теку¬
чести и относительном удлинении эти сплавы примерно втрое раз¬
личаются ло величине от.у и в полтора раза — по величине Ке
и о^Р|[а. Сплав ВАД23 обладает значительно меньшими значе¬
ниями этих характеристик.
В то же время при повторном нагружении малым напряжением
цикла (6,8 и 10 кПмм2) сплав ВАД-23, состаренный при 160° С,
имеет примерно вдвое меньшую скорость роста трещины иа уча¬
стке от 0,5 до 2 мм. Только при напряжении цикла 15 кГ1ммг эти
сплавы меняются местами — величина ь»0іБ_а для сплава ВАД23
становится вдвое больше, чем для сплава В95Т1.
30*
467

Характерно, что изменение характеристик разрушения при
однократном нагружении (отсплава к сплаву) не совпадает с из¬
менением величины относительного удлинения б. Наиболее низ¬
кие значения 6, полученные, например, для сплава АК4-1, со¬
провождаются достаточно высокими значениями аг у и Кс> В то
же время сплав В95, имеющий вдвое большее значение б, чем
Рис. 200. Изменение работы разрушения сплавов Д16Т (а) и Д(6Т!
(б) после длительных нагревов, толщина листа 2 мм
сплав АК4-1, также вдвое уступает последнему по величине от. у
и довольно существенно по величине Кс. Повышение темпе¬
ратуры старения сплава В АД-23 от 160 до 220° С, практически
не изменяя величины б, приводит к существенному повыше¬
нию величин от. у и /Сг1 а также способности к торможению разру¬
шения при повторном нагружении — увеличении коэффициентов
А н В,.
Сплав 01420 (рнс. 199, табл. 212) существенно уступает сплаву
Д16Т по способности к торможению разрушения, особенно при
однократном нагружении ц при повторном нагружении высоким
напряжением цикла (15 кГІмм*).
468

Ё ряде случаев при достаточно Пластичном материале и неболь¬
шой толщине листа изменение работы разрушения ст. у происхо¬
дит параллельно изменению удлинения (см. например, рис. 200),
из этого рисунка следует, что высокая работа разрушения есте¬
ственно состаренного сплава Д16Т резко падает: уже после вы¬
держки 100 ч при 150° С сплав превращается в искусственно
состаренный. При 135° С для этого требуется уже 1000 ч, а при
125° С после выдержки 1000 ч еще сохраняется существенное пре¬
имущество сплава Д16Т перед Д16Т1 по величине работы разру¬
шения и относительного удлинения.
Рис. 201. Изменение
работы разрушения
сплава АК4-1 после
длительных прогревов:
а — профиль ПС409 тол*
щпііоЛ 33 мм (сплошное
кривые), профиль ПрЮО
толщиной 3 мм (пунк¬
тир); 6 — кована-клтл-
ІІйЯ шіЯїй толщиной
60 мм
о т шоо	/о*	го*
Выдерккв, ч
Некоторое достаривание при длительных прогревах можно
видеть и из рис. 201, а для сплава АК.4-1.
Работа разрушения, уменьшающаяся при прогреве длитель¬
ностью 100 ч при температурах 125, 150, 175 и 195° С, при увели¬
чении выдержки увеличивается, причем тем в большей степени,
чем выше температура прогрева. Этот рост величины а^у сопро¬
вождается некоторым снижением предела текучести.
Для ковано-катаиой плиты сплава АК4-1Т1 точка минималь¬
ного значения at, у с повышением температуры прогрева передви¬
гается в область меньшей длительности прогрева (см. рис. 201, б).
На способность к торможению разрушения существенное зна¬
чение оказывает содержание железа и кремния. С увеличением
содержания этих примесей, ухудшается способность сплава тор¬
мозить разрушение. Так, приведенные в табл, 213 данные показы¬
вают существенное изменение величины а,, у для сплава АК4-1
при повышении содержания кремния от 0,08 до 0,18%. Еще более
резко сказывается увеличение содержания железа и кремния на
469

ТАБЛИЦА ill
ВЛИЯНИЕ СОДЕРЖАНИЯ КРЕМНИЯ НА РАБОТУ РАЗРУШЕНИЯ
И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ РАСТЯЖЕНИИ СПЛАВА АКІ-І
(закалка 530® С, искусственное старение 190е С, 12 ч)
Полуфабрикат
Содержа¬
ние Si, %
Дт. У
кГ.и/£М*
V
к Г/ммя
"n.s-
к Г /ли,1
%
Профиль, / = 4 «МЛ#
0,03
1,12
41
38
8
Профиль, / =» 3
0,18
017
42
39
8
ТАБЛИЦА 2Ы
ВЛИЯНИЕ СОДЕРЖАНИЯ ЖЕЛЕЗА И КРЕМНИЯ
НА ВЕЛИЧИНУ РАБОТЫ РАЗРУШЕНИЯ И СПОСОБНОСТЬ
К ТОРМОЖЕНИЮ РАЗРУШЕНИЯ ПРИ ПОВТОРНОМ НАГРУЖЕНИИ
СПЛАВА B9S
(ласт, t = 2 ям)
Содержа¬
ние при-
wcccrt,
9/
/а
РастиjKcmic глидких
образцов
Я
, О
*оІ
НІ
а и ь
Си 3 ц
Лаіітлрігое пссвое растяжение образцов
Ширино Л IU0 jui с центральної!
щелью 10x0,8 мм
5
Ььї
т
9
. 9
*.е
•
•О
9
. й
Z
О*1»
k
CS
fc *
аг
*
і?
3
О
2Г
•ж
с
і
СІ
<
« ї
і *
К5 —
3*
=Г5
0.28 Fe,
ап Si
58,0
51,0
12,0
0.3
10
15,45
3,5
10,84
0,65
1,30
17,29
3,5
10,29
аб2
1,40
0,42 Fe.
о.з si
55.0
49,0
9,2
0.14
10
19,85
8,110
9,890
0,81
1,37
12.40
3,640
6,400
0,64
2.20
способности к торможеашо разрушения высокопрочного сплава
В95Т1 (табл. 214).
Увеличение размера зерна в известных пределах увеличивает
способность к торможению разрушения сплава АК4-1, что следует
из табл. 215. Необходимо, однако, отметить, что это увеличение
не является стабильным. Так, нагартовка сплава с укрупнен¬
ным зерном на 6% практически уничтожает различие по величине
ат.у и по характеристикам при повторном растяжении. Подобным
же образом действует н длительный прогрев при ISO’ С, 2500 ч.
470

Сопоставление кинетики разрушения
при повторно-статическом осевом и двухосном раапязнхнии
На рис. 202 приведены диаграммы разрушения Д/тр — N при
повторном двухосном растяжении сферических сегментов и осе¬
вом растяжении плоских образцов при асимметричном цикле
Рнс. 202. Сопоставление диаграмм разрушения сплавов ДІ6Т, Д16Т1, АК4-1/В95
при осевом п двухосном повторно-статическом растяжении; агоах = 10 кГ/.м.Л
р ~ двухосное растяжение сф ер нчес кого сегмента <	б оссеше растяжение
плотного образца, в в ICO .imi (
01

ВЛИЯНИЕ. ВЕЛИЧИНЫ ЗЕРНА НА ХАРАКТБ
Размер
зерна
Mttu
Термическая обработка
Растяжение гладких
образцов
Работа
разрушения
при ударном
изгибе
ат* у
кГм/см*
кГ/мм*
r°'Z
кГ/мм*
9. %
18—20
Закалка к старение ИЗО" С»
12 ч
43,8
40
6,8
Поперечные
0,55-0,59
0,57
60-60
То же
41,2
33,7
П,7
1,02—І.П I
1,06 |
18-20
Закалка, нагартовка 6%, ста¬
рение HJO^C, 12 ч
43,7
39,4
6,8
0,48—0,67
0,53
50—60
То же
44,5
40,9
6,5
0,51-0.73
0,62
18-20
Закалка, старенне 190° С, 12 ч,
прогрев 150*0, 2500 н
41,0
37,4
1 0,51—0,57
6,6 0,53
50-60
То же
39,0 j 35,3
6,2
0,63-0,76
0,68
18-20
Закалка, нагартоака, 6% ста»
репне 190* Q 12 *4
40,8 j 37,3
6.7
0,46—0.55
0,50
і
50—СО
То же
40,6
37,0
7,0
0,56-0,65
0,60
Продельные
18-20
, Закалка и старение 190* С,
, 12 ч
43,7
41,3
6,8
0,65-0,70
0,68 |
50—СО
То же
40,0
33.3
12.2
со
\ *7 м
1 ~
о
18—20
Закалка, нагартовка 6%, ста»
реиие 190* Q 12 ч
44Д
41,9
6,8
0,63—0,79 I
0.68
50—СО
То же
45,0
42,2
6.3
0,72-0.79
0,73
\П

ТАБЛИЦА М
РЙСТНКИ РАЗРУШЕНИЯ СПЛАВА Л ЮМ
Растяжение обраэцро ширино!) 200 jlh с центральной трещиной
повторное ст,^ *= 15 кГ/ян*, атм « 3 кГ/лш*
однократное образцов с трещииоЯ
длиной 50—70 ми
Nn, К(|
ЛГо,5-Я. *'*
^0Р5—2*
*«Є1ТО' кб(мм%
/сс, ХГ(МЛ\*
образцы
4,51
5,73
3,68—4,99
4,54
0,89
34,8-38,8
36,6
282-314
296
9,13—11,8
10,46
7,71—9,59
8,65
0,735
31,1-33,6
32,2
358—412
379
5,24—6,06
6,62
3,92
1,15
33,5-35,1
34,2
291—329
314
5,84-673
6, 15
3,54-4,48
4,01
0,77
32,6—33,4
33,6
318—318
218
6^28—6,93
6,61
4,43—6,68
4,76
1.0
—
—
5,70—6,33
6,05
4,38—4,45
4,44
1,05
—
—
3,65-4,18
3,92
2,635
1,20
3,48-4,63
4,12
2,58
J> 65
—
—
образцы
6,37—10,19
7І78
4,58-8,77 ]
6,04
0,91
35,6—37, \
36,9
352-377
363
Щ 26-12,56
11,28
8,08-9,53
0,58
32,8-33,2
33,0
46S-600
537
6,89-7.29
6,43
—
—
35,9-40
37,9
373-391
382
6,23-6,69
6,41
~ 1
35,0-36,6
35,6
330—450
392
473

£
г*
la «X
•г О
X
«о
О
£
\П
О
ЙЇ
* §
m 5
* К
5	2
О в
х і**
В. X
•С X
S3
*£
ёЗ
ос **
х 2
£ S
ш ш
?й
а. 5
ID <
« CU
6	о
Є
ы и
в «
LQ
<
64.
(J
л
X
X
<
*
Ui
з
s
о
Є9
4
5 s'
°с:
CO
tt f-
o> ,
О 5
Q
uO
-*
5 t
в £
о
CG
•CO
to
$<?
в'*
s
CO
©3 <=?
CO
So
О <4
о
со
л Ol
СМ О
со о
«о о
£ «? Р *7
О" 3°“&
о* о
to
іО
М	40
С»	"
см
о	о	см
£>1	СО	»—
С|	—
to
40
00*
<7>
сз>
40
40
~	~	“ 'О
о
со
Я I
Ю
I I
о
40
О
о“
OI
о
со
И'
оо
со
1
38
со
со
LO
О
со
со
со
со
со
оо
СО
со
1 I I
а а
1 л в
а^о
й 2 ^
§£К|
= » 3
л 1
СМ
ОкЗ 3
..«> «Ч
см
СМ
■&2-‘
U і с
ь
а
g
«*
ч г 5
и 34
tr со =:
К
{-
О
а
0#
н
§
•J
О
СМ
во
00
■п*
■о*
СМ
со
-т^
1
-ч*
**
ГГ
*т
о
|/>
_ со
©1
-г
I I I
«о
о.
с
ні °
С-г
ш
I
С
С
4J
«3
ЭЙ
м
см
*
о
с о
І-*
о
Н
5? ,г
а
3
'J
К
р;
5 «
ь a
fc9
ъ-
е.
сз
Й
ar
*
аГ
-
эг
у
у
2
2
О
—
—
О)
Ol
о
*•-*
о
CJ
О
I
I
1
I
1
1
і
f
I
а>
1
і
і
J
J
1
1
1
1
1
CL
1
и w
fi О
и _
»!_ Г5
и _
о 15
и
&
и
и
и
О
а
В
и
Л1	ZJ ^ ОГ: о г; О
О	!ig£oiS2
з	"	S'	й w	a £■	*>
в	—	|_	«и	»• t.	х
її	S	я	S d	% {9	X
о	<и	х	^ х	о і	а>
ы	а	с:.	с-	с.
t	2	з	Pi-	2г-	2
w	и ад а- Ut- и
СО
а»
о
£Х
п
и,
U
6 '
ІГ)
05
(J
«5
Л
<и
О
и
Щ
О
Г-
4Р
о,
со
б
н
«?
С-1
ч
ё
9
о
м
Ч
Н
t
Ь
-г
^8
<
-cf
&
<
< о
<
<
н
Н
Н
f-t
<о
со
00
«о
УУ
V
<
<
<
-С
474

со
о
«
СЧ
0,28
,41-0,50
&
S в
в* 8
0,59
,21-0,41
40
Я 9
® ю
0,57
,30-1,46
1,35
,82-2,09
с?
Ю
§-•
-к
5?
сч -
сч V
*-Г во
со
ос
о>
мэ "
■* "7
еч
cci
-*
*1*
'О ■
ар Т
-Т оо
со
00
ю
В-1 ”
_г л
1,40
,07-2,38
S
сч —
сч la
со
to
тг
О*
О
о’
о
о
<=Г
о"
сч
о
’Sf
ю
ю
Ю
%п
т
СО
to
40
со
о
W
to
to
<0
~
-
-
-
~
-
СО
-
-
сч
-
-
см
сч
'Я
«Э
і
!
1
1
1
1
I
1
сч
сч
со
10
1
ч*
ю
гС
оо
vr<
-У
і
г
J
1
1
1
1
1
1
S
—1
и
СО
с?
см
55-58
ю
сГ
ю
ю
«Л
8
і
!
1
1
1
1
1
г
со
со
%
со
С
с
с£
!
!
Е
С
X
ч
с
с
с
с
І
|І-
cd
«т
cq
<сГ и?
X
a
я
а
И
Я
Ж Ж
№ О Л о
.о
0J
Л
рі «-
4t
еэ
о
D
о
с:
О
с
О ^ О
ез .. tz
о ,г
S
Б*?
£
tf-
2Й
*
Ss
rt
н
5
СЭ
н
g* ill
f* •*- н
о
Н
чі
О
H
ч«
3
a
a
a a
«,-ЄЧ
і я ІII
с
з*
ЭР
3*
4-
»
сч
tM
сч
1
1
і
1
сч
и
u
и
и
1
»
0
Q
о
и
V
о
о
о
з
*
си
СІ
О
сч
Сі
сх
«
б
о
СЧ
з
о
еч
4і
CU
и
З 1
«о
5g £
г , о
и+ н
v
сц
cd
S
Сі
0
Я
0J
01
S
§
Ш
І І
о
0>
S
X
V
Си
сч
fr-
CJ
U
V
я
я
о
CL
X
5
о
о
т
о
о
О
Сі
<У
з
£
а.
«о
б
І
и
Л
сл
и
№
я
5
а>
о.
«9
S
ш
Lk
Я
К
I-
О
VO
О
СЧ
<3
X
а
о
н
о,
ад
u
«
К
Р
10
СО
СО
со
сч
1—г
|*-|
Сч
О
05
СО
о
05
сп
0
аз
Я
PQ
Я
я
аі
^4
О
О
р
о»
з
< <
З З
X
to
З a
V
к
£
<0
tf
ы
£
CL
С
475
- поперечное; Д — продольное; В — высотное.

нагружения amln/crra„ = 0,2 при напряжении цикла а = 10 кГ!мм%
для сплавов В95, Д16Т, Д16Т1, АК4-1 (лист 0,8 мм).
Во всех случаях число циклов, необходимых для развития тре¬
щины, при осевом растяжении больше, чем при двухосном.
Рис. 203* Диаграммы разрушения (о^, — Д/Тр) алюмнниеоых сплавов при одно¬
кратном двухосном растяжении сферических сегментов различной кривизны:
а — сило* Д16Т; 6 — сплав Д16Т1; ш — сплав AK^-ITI; / —	= 5 Лир = 300 мм;
2 — ft0 =■ 20 мм; — 100 мм
При увеличении кривизны сферического сегмента уменьшается
критическая длина трещины при однократном растяжении и
число циклов при повторном растяжении (рис. 203 и 204).
г * е 8 w а /* <б
N 10!цима6 So получения	*2мм
Рнс. 204. Влияние высоты (кривизны)
сферического сегмента на число циклов
до получения трещины длиной по 2 мм
с каждого конца щели, расположенной
в полюсе сегмента, ffmin/^max= 0,3—
0,5; п— 10 циклі мит
і - Д16Т: І — Д16Т1; З - AM-IT1
Значения работы разрушения при ударном нагибе
образцов с трещиной
Наиболее простым является испытание образцов с трещиной
на ударный изгиб. С помощью этого метода испытаний накоплено
наибольшее'количество результатов (табл. 216).
Для ряда сплавов приведенные в табл. 216 цифры можно счи¬
тать типичными, так как они получены на большом количестве
образцов, для многих же сплавов они ориентировочны, так как
испытание проводили на пяти образцах из одной партии.
Величина ат у колеблется от 0,1 до 2 кПсм2, причем в ряде
случаев низкие значения ат_у соответствуют повышенным значе*
476

ниям предела текучести и пониженному значению относительного
удлинения. В то же время нельзя говорить о полном паралле-
лизме этих характеристик.
6.	Фрактографический метод изучения кинетики
разрушения 1
Строение излома, отражая непосредственно процесс разруше¬
ния, представляет собой ценную характеристику способности ма¬
териала тормозить развивающуюся трещину на разных стадиях
процесса разрушения. Возможность использования излома для
изучения процесса разрушения после испытания или эксплуатации
является существенным преимуществом данного метода. При ис¬
следовании изломов могут быть поставлены различные задачи:
оценка качества и структурного состояния материала,установлен не
характера и причин эксплуатационного разрушения, изучение
кинетики и характеристик разрушения. При решении любых
задач в случае изучения изломов необходимо иметь в виду основ¬
ную закономерность их строения — наличке макроскопической я
микроскопической неоднородности.
Неоднородность в строении изломов обусловлена многими при¬
чинами, основные из них — возможная неоднородность мате¬
риала и изменение деформированного к напряженного состояния
материала в процессе подготовки и развития в нем разрушения.
При исследовании кинетики разрушения фрактографичеекпм мето¬
дом основное внимание обращается на неоднородность второго
вида.
Наиболее распространенные методы изучения изломов заклю¬
чаются в исследовании их строения с использованием различного
увеличения — от визуального осмотра до рассмотрения их в элек¬
тронном микроскопе [38—401. Однако любое исследование излома
следует производить после визуального осмотра и осмотра с по¬
мощью бинокулярного микроскопа.
Преимущественной областью применения оптической фракто-
графин (X 200—1000) является исследование кинетики разруше¬
ния и изучение микроскопических особенностей изломов в зави¬
симости от вида, характера и других особенностей нагружения,
в том числе и для случаев аварийных разрушений. Оптическая
фрактография обладает рядом достоинств — доступностью ме¬
тода, сохранением излома, достаточно высокой прицельностью.
Электронная фрактография применяется в основном при изу¬
чении связи кинетики развития трещины со структурой материала,
т. е. при более тонком анализе инициирования и кинетики разру¬
шения. Для электронно-фрактографических исследований наи¬
более широко используют интервал увеличений от 2000 до 15 000.
Изучение строения изломов в электронном микроскопе просве-
1 Авторы: Гордеева Т, А., Жегина И. П., Володина Т. А.
477

чивающего типа осуществляют с помощью реплик с поверхности,
которые готовят в основном по той же методике, что и для обычных
металлографических исследований [41J.
Фрактографнческим признаком, характеризующим способ¬
ность материала тормозить разрушение при однократном нагру¬
жении, служит степень вязкости излома, которая оценивается по
относительной доле площади, занятой волокнистыми участками,
к по степени волокнистости этих участков. Практически во всех
случаях излом металлов при однократном нагружении имеет сме-
Рис. 205. Микрофрактограмма
образца из сплава АК4-1; разру¬
шение от однократных нагрузок.
X1000, стрелки показывают кон¬
туры ямки
Рис. 206. Электронная фракто-
грамма образца на сплава AK4-I;
разрушение от однократных на¬
грузок, Х7000
шанный характер, т. е. на его поверхности наблюдаются в раз¬
личных соотношениях участки вязкого и хрупкого разрушения.
Размеры и количество участков на изломе с волокнистым строе¬
нием определяют, как правило, путем рассмотрения поверхности
разрушения при сравнительно небольших увеличениях (до 60—
100). При волокнистом изломе поверхность матовая, сильно
шероховатая, не имеет кристаллического блеска, протяженность
отдельных шероховатостей — выступов и впадин — незначи¬
тельна.
При рассмотрении поверхности пластичного (вязкого) разру¬
шения в оптический микроскоп видно грубое, ямочное строение,
т. е. поверхность разрушения у обеих половинок образца состоит
из углублений более или менее правильной округлой формы,
отдаленных друг от друга выступающими перемычками (рис. 205).
Последние в некоторой степени можно представить как локальные
«шейки»; с увеличением степени микропластичностн материала,
как правило, увеличивается глубина «ямок», а перемычки между
ними становятся ^же,
478

При рассмотрении в электронный микроскоп типичным для
пластичного излома является тонкое ямочное—«чашечное» строе¬
ние (рис. 206). Поверхность излома при этом содержит чаше¬
образные углубления, образованные при слияния микропустот,
которые зарождаются при нагружении на границах зерен или суб-
эерен, на частицах первичных или вторичных фаз, в местах скоп¬
ления дислокаций, т. е. вообще на участках, представляющих
собой препятствия для непрерывности деформации. Размер ямок
зависит от дисперсности частиц, инициирующих разрушение, и
пластичности материала. С увеличением пластичности материала
размер ямок’ (и глубина), как
правило, увеличивается. Каче¬
ственным показателем способ¬
ности материала к микроло¬
кальной пластической дефор¬
мации является глубина ямок
и наличие следов деформации
на их стенках. Так, мелкие
ямки, образующие «сотовый»
рельеф U2 ], свидетельствуют
о пониженной способности ма¬
териала к микролокальноЙ де¬
формации. Таким образом, сте¬
пень волокнистости излома или,
вернее, степень микролокаль¬
ноЙ пластической деформации
может быть определена с по¬
мощью микрофрактографичес-
кого анализа. В табл. 217
показана связь строения излома однократного разрушения со
способностью материала тормозкть развитие трещины при одно¬
кратном и повторном нагружении.
При хрупком внутризеренном разрушении на изломах обра¬
зуются кристаллические фасетки. При небольших увеличениях
фасетки выглядят как очень гладкие, блестящие участки 143].
При рассмотрении под оптическим микроскопом кристаллические
фасетки представляют собой гладкие участки с некоторым ри¬
сунком. Как правило, этот рисунок имеет вид расходящихся
лучей складок. Более хрупкие фасетки имеют центр сходимости
лучей у периферии, менее хрупкие, называемые фасетками квази¬
отрыва, — ближе к центру. Место сходимости лучей-складок
представляют собой микролокальный очаг разрушения. Элект¬
ронные фрактограммы подобны оптическим, но четче выявляют
структурные особенности поверхности (рис. 207).
Определенные условия нагружения вызывают наиболее типич¬
ные виды разрушения: при однократном приложении нагрузки —
пластичное или хрупкое внутрнзеренное, при длительно статичес¬
ком приложении нагрузки — межзеренное, при повторном нагру-
479
Рис. 207, Хрупкое разрушение по ип-
терметалл идиому включению а сплаве
системы At—Си—Li. Х7000

ТАБЛИЦА 2/7
СВЯЗЬ СТРОЕНИЯ ИЗЛОМА СО СПОСОБНОСТЬЮ МАТЕРИАЛА
ТОРМОЗИТЬ РАЗРУШЕНИЕ
Сплои Н СТО
состояние
*Т. у
кГм/см*
Повторное растяжение
Строение излома при
однократном разрушении
ТИП
образца
атэх
кГ/ммя
"л
Д16Т
1,2
Ширина
350 лг.и,
централь¬
ный над¬
рез 20 мм
10
17 200
Крупные, пластичные
чашки до 25 мкм окру¬
жены мелкими пластич¬
ным» чашками
ДІ6Т1
0,6
10
1 600
Крупные, малопласгнч-
ные чашки до 25 мкм
окружены сотовым релье¬
фом и мало пластичными
мелкими чашками
В95
о,зе
10
6 700
Чашки различного раз¬
мера по 7,5 мкм* есть
участки сотового релье¬
фа, структуры в виде «во¬
ротничка»
А ЮМ, зерно
Б0—G0 мкм
и
Ширина
200 мм,
централь¬
ный над¬
рез 10 мм
15
11 280
Крупные, пластичные
чашки 15—20 мкм окру¬
жены сотовым рельефом
АК4-І, зерно
15—20 мкм
0,7
15
7 780
Крупные, менее пластич¬
ные чашки 10 мкм окру¬
жены сотовым рельефом,
есть структура в виде
гребней
ВАД23, 0,61
старей не
140° С
Ширила
100 мм,
централь¬
ный над¬
рез 10 мм
10
52 447
Крупные к мелкие пла¬
стичные чашки
ВАД23,
старение
200° С
0,21
10
21 000
Разрушение смешанпое,
по границам зерен мало-
пластичное
ВАД2Э,
старение
220е С
0,32
10
34 000
Разрушение смешанно^
по границам зерен пла¬
стичное
Примечание. Данные по а?. у » Nn (Nn — полное число циклов до
разрушения) по исследованиям Б. А. Дроздовского и Т, В. Полищук*
460

женин— внутріїзеренное разрушение. Однако в зависимости от
структуры и свойств материала характер разрушения может из¬
мениться при сохранении прежних условий нагружения. Напри¬
мер, на изломах замедленного разрушения в ряде случаев наблю¬
даются макроскопические кольцевые линии, в пределах которых
резко увеличивается шероховатость поверхности. Кроме того,
в некоторых материалах периодически, в пределах кольцевых
линий, изменяется характер разрушения: межзерснный ход тре¬
щины при замедленном развитии разрушения чередуется со сме¬
шанным распространением трещины при ее ускоренном развитии
в пределах кольцевых линий; последнее аналогично разрушению
в зоне долома [42, 441.
При одном и том же способе нагружения по мере развития тре¬
щины может наблюдаться изменение не только скорости, но и
характера разрушения. Изменение структурного состояния может
также привести к изменению характера разрушения. Примером
могут служить изломы листов из некоторых стареющих сплавов,
полученные при повторно-статическом растяжении. В сплаве при
мягком режиме старения разрушение проходило в основном но
телу зерен (в усталостной зоне — полностью внугризеревкое,
в зоне долома — преимущественно внутризеренное), после жест¬
кого режима старения в усталостной зоне частично наблюдался
межзеренный ход трещины, который был преимущественным в зоне
долома [441. Такое изменение хода трещины можно объяснить тем,
что при переходе к перестаренному состоянию наряду со структур¬
ными изменениями, происходящими в теле зерен, изменяется
состояние границ — по границам наблюдаются строчки выделений
упрочняющих фаз, приграничная зона, свободная от выделении,
в перестаренном материале более широкая.
При сопоставлении кинетических кривых повторно-статичес¬
кого разрушения выяснилось, что в перестаренном состоянии
сплав обладает меньшей скоростью развития трещины, причем это
различие увеличивалось по мере возрастания напряжения. Свя¬
зывая способность материала к торможению распространения тре¬
щины со способностью к микропласт и чес кой деформации в вер¬
шине трещины, следует считать, что склонность материала к меж-
зеренному разрушению не всегда характеризует его хрупкость,
Механизм разрушения, когда трещина распространяется по гра¬
ницам с заметкой пластической деформацией, вполне реален [451.
Отклонение от типичных видов разрушения наблюдалось,
например, при длительно-статических испытаниях образцов из
штамповок сплава АК4-1: межзеренное разрушение имело место
только при температуре испытания 200—250° С и то совместно со
значительной долей внутрнзеренного разрушения.
Для строения изломов повторного нагружения наиболее харак¬
терной особенностью является наличие мнкроусталостиых по¬
лосок. Полоски располагаются на достаточно плоских микро-
площадках, наличие которых также характерно для усталостных
31 Алюминиевые сплавы	481

изломов. Как правило, в начальной зоне изломов, где действующие
напряжения еще невелики, размер микроплощадок н протяжен¬
ность полосок незначительны, по мере развития трещины размер
площадок и протяженность полосок увеличиваются (рис. 208).
Способность материала к локальной микропластической де¬
формации при разрушении от повторных нагрузок отражается на
форме микроусталостных полосок. При достаточно пластичном раз¬
рушении наблюдаются полоски с треугольным профилем, при
менее пластичном — с профилем в виде трапеции.
Рнс. 208. Усталостные микрополоски в образце из
сплава Ш в начале (о) и я конце усталостной зоны
{б). X1000. Справа — начало разрушении.
Распространение трещины повторного нагружения при за¬
данной нагрузке цикла происходит с увеличением скорости по
мере роста длины трещины. Однако темп нарастания этой скорости
зависит от способности материала тормозить разрушение. Изме¬
нение скорости распространения трещины при повторном нагруже¬
нии проявляется на изломе в виде изменения характерного вида
мнкрорнсунка. С увеличением скорости распространения трещины
повышается степень «грубости» усталостного рисунка излома и
увеличивается ширина микроусталостных полосок. Как правило,
имеет место последовательное изменение рисунка в виде слабой
волнистости, затем в виде тонких усталостных полосок, грубых
усталостных полосок, грубой складчатости [46]. Тонкие устало¬
стные полоски располагаются в зоне равномерно ускоренного
482

развития трещины, грубые — а области перехода к ускоренному
развитию, а грубая складчатость — в области перехода к прак¬
тически лавинному разрушению. На рис. 209 показано изме¬
нение ширины (мкм) усталостных полосок в зависимости от дли-
Рис. 209. Изменение ширины усталост¬
ных полосок в вапис имеет й от длины
трещины:
еллав ДІ5Т; // — еллаь Д1 &Т1г
0	—длина трещины 3 мм, щлрнпа полоски
0Ф5 ^пегро * *1 кГ/мм\Х$Ъ№: 6 —
длила трещины 10,6 мм, ширила лоласчп
1	jm**4 <*кет7о ” і3 *Пмм\Х 10CQ; л —
длина трещины 17 ширина полоски
М 4*к.к, <^иетто — И кПммглХ 1000: * —■
длила трещпнье 0,1 мы, ширина полоски
0,75.«кл, ^иетто= И «Г/.к*\х1000; д-
длнтса трещины 0,1 мм, ширина полоски
0,7 мкм* ОМГГ№ «= 11 кГ/ымш*Х 9000
ны трещины для сплавов Д16Т и Д16Т1. Видна различная фор¬
ма усталостных полосок: в сплаве Д16Т — преимущественно
треугольная, всплавеД16Т1 —трапециевидная.
Для определенного материала ширина микроусталостных по¬
лосок определяется уровнем эффективного напряжения в вершине
развивающейся трещины. Сопоставление ширины полосок в раз-
31*	483

личных зонах излома с величиной напряжения в сечении нетто
образна позволяет определить наиболее вероятное соответствие
величии Ь и <г11стг<,* для данного полуфабриката того или иного
сплава. Такие ориентировочные зависимости построены авторами,
в частности, для образцов из штамповок сплава Д-1, испытанных
на усталость, и из тонких панелей сплава ВАД23, испытанных на
Повторно-статическое растяжение (рис. 210). Подобные зависимости
позволяют определять по эксплуатационному излому примерный
уровень действующих напряжений. Примерный уровень иници¬
ирующих разрушение напряжений может быть также определен
Рис. 210. Зависимость ширины усталостных микрополосок от величины макси¬
мального напряжения цикла (без учета концентрации напряжений) для спла¬
вов ДІ (а) н ВАД23 (б):
І — образцы с большой долговечностью; 2 — образцы с малой долгот:чцосгью; 3 — «ред¬
ине анархия
по протяженности зон с различным усталостным рельефом или по
процентному соотношению величины этих зон к общей длине уста¬
лостной трещины 1441.
Микрофрактографические исследования различных материалов
показывают, что на участке усталостных изломов, соответствую¬
щем переходу от стадии медленного развития трещины к ускорен¬
ному 144, 461, наряду с рельефом, характерным для разрушения
от действия повторных нагрузок (микроусталостные полоски),
появляется рисунок, характерный для однократного разрушения
(«чашечный» рельеф). Появление слабо оформившихся «чашек»,
* Фактически измеряемая величина b соответствует не средней величине
Пиеттої а большей за счет концентрации напряжений в вершине трещины; имеются
некоторые данные о хорошей корреляции с коэффициентом интенсивности на¬
пряжений (/С,-, Кс).
484

ойразовавіїЛіхсЯ в результате роста 'микронадрывов вокруг ча¬
стиц, наблюдается на том участке трещины где тонкие усталост¬
ные линии переходят в грубые. Ширина микрополосок при этом
имеет определенную величину. Например, для сплава АК4-1
она составляет около 0,8 мкм. Этот признак позволяет определять
длину трещины, соответствующую переходу к резко ускоренному
разрушению методом оптической фрактографии. Эту переходную
стадию разрушения условно можно назвать критической, по ана¬
логии с критической стадией однократного разрушения, а соот¬
ветствующую длину усталостной трещины — критической длиной
(табл. 219).
Как следует из приведенных в тэбл, 218 данных, критическая
длина трещины зависит от схемы приложения нагрузки, величины
исходного напряжения, структуры и свойств материала.
При переходе к долому ширина усталостных полосок приоб¬
ретает определенную для данного материала величпну. Как пока¬
зали исследования [44], эта предельная величина полоски не зави¬
сит от уровня исходного напряжения и становится практически
ТАБЛИЦА Ш
КРИТИЧЕСКАЯ ДЛИНА ТРЕЩИНЫ ПРИ ПОВТОРНОМ
НАГРУЖЕНИИ ДЛЯ ЛИСТОВЫХ МАТЕРИАЛОВ
Тип образца,
шід к л гру же ли я
Материал
1 V
1 * *
Длина
л ост но
Щ11К ь
1
« $2
|5
, СІ
усто-
тре*
lf мк
3 *
Z а Г
4-е;
с
350Х 1370 мм, с цен'
Д16Т
10
17 200
75
115
11 795
тральным надрезом
10
9 200
80
7.5
5 400
20 мм
10
14 700
90
9,0
10 500
ДІ6ТІ
10
I 600
50
U
400
АК4-1
10
9 240
95
4,1
4 050
200X300 мм, с цен¬
тральным надрезом
АК4-1
(0.15% Si)
15
5 050
55
18
2150
12.и.«, ^ ’ = 5
am.ix
АК4-1
(0,33% Si)
15
2 580
51
2,4
1072
1,8X18X80 л л, с цен¬
АК4-1, зерно
15
43 000
16
И
39 000
тральным коническим
50—60 jw/cju
20
за 4оо
12
1,6
36 000
отверстием отнуле-
АК.4-1, зерно
15
43 600
18
1.7
39 400
вой цикл
15—20 мкм
20
39 600
4,8
1.6
35 900
ГГ р н м в ч а п н е. NK — число циклов, соответствующее /Кр-
J696
483

ТЛ БЛИЦА };$
Предельная ширина усталостных ПОЛОСОК
ДЛЯ РАЗНЫХ МАТЕРИАЛОВ
Сплав
кГ/мм*
аол
КГ/мм*
в
У.
Jr* У
кГМ/см*
ь
JHKJ4
Д16Т ,
47
31
18 І
0,96
3,5
Д16Т1
46
39
9
0.45
3,3
АК4-1
40
35
7
0,6
2,5
ДІ .
45
28
16
0,7
44
ВАД23
старенне при:
140° С
50
33
20
0.6
1.5
200” С
50
44
6
0,2
1,2
постоянной для данного материала в данных условиях. Это озна¬
чает, что долом образца при наличии в нем развивающейся уста¬
лостной трещины происходит при определенной величине эффек¬
тивного напряжения. Предельные величины ширины микрополо¬
сок для некоторых сплавов приведены в табл. 219. Сравнение пре¬
дельной ширины усталостных полосок для сплава ВАД23 в раз¬
личных структурных состояниях показывает, что величина раз¬
рушающего эффективного напряжения связана не столько с пре¬
делом прочности материала, сколько с чувствительностью мате¬
риала к трещине.
Роль структурных составляющих на разных стадиях процесса
разрушения оказывается существенно различной [44 J. Например,
частицы первичных фаз в сплавах Д16Т, Д16Т1, АК4-1, В95,
ВАД23 в период медленного развития усталостных трещин не
оказывают существенного влияния на процесс разрушения, и спо¬
собность материала тормозить разрушение определяется в основ¬
ном свойствами «матрицы». Эти же частицы в стадии «критического*
и лавинного развития трещины становятся микролокальными
центрами разрушения. В этой стадии поведение материалов в зна¬
чительной степени определяется формой, размером, расположением,
количеством первичных выделений, их взаимосвязью с окружаю¬
щей матрицей.
ЛИТЕРАТУРА
1.	Конструкционные материалы, энциклопедически!! справочник, в 3 томах,
под ред. А. Т. Туманова, 1963.
2.	Р а т я с р С. И. и др. Механические свойства некоторых конструк¬
ционных сталей и сплавов при комнатной и повышенных температурах. Оборон¬
но, 1957.
3.	Д а н и л о в Ю. С. Заводская лаборатория, 1954, т. 20, № 5, с. 20.
4.	Ф р и д м а н Я. Б. Механические свойства металлов, 2-е изд. Оборон¬
но. 1952.
5.	Ш а п о ш и и ко в Н. А. Механические испытания металлов. Машгиз,
1954.
436

6.	Марин Н, И. Техника воздушного флота, 1947, Хі 5, о. 1.
7.	Ратн ер С. И. Разрушение прн повторных нагрузках, Оборонгиз,
1959,
8.	Фрндлявдер И. Н. Высокопрочные деформируемые алюминиевые
сплавы. Оборонгиз, I960,
9.	Дер я гни Г, А. В сб. «Прочность металлов лрк циклических на*
грузках». Изд-во «Наука», 1967, с. 2Н—215.
[0. Aluminium ed by Kent R, Van Horn, ASM, Metals Park, Ohio, 1967,
[|, Ап исннова H. В. н др. В сб. «Алюминиевые сплавы» (жаропроч¬
ные и высокопрочные сплавы)», вып. 4, под ред. И. Н. Фридллидера. Иэд-во
Металлургия», 1966, с. 85—111.
12.	S 11 с k I у G, W., L у s t J. О. Product Engineering, 1964, у. 35,
23, р. 71-78,
13.	Кутайцева Е. И. и др, В сб. «Деформируемые алюминиевые сплавы»
под ред- И. Н. Фридляндера и др. Оборонгиз, 1961, с, 150—156.
14.	П а р е ц к и й М. И, и др. МиТОМ, 1968, № 3, с. 52—54.
І 5. К У т а й ц е в а Е. И. и др. В сб. «Алюминиевые сплавы (деформируемые
сплавы)*, вып* 3, под ред. И. Н. Фридляндера. Иэд-во «Металлургия», 1964,
с. 27-35,
16.	Зарецкий Б. М. и др. Вестник маштгостроения, 1970, № 3, с. 50.
17.	Степанов М. Н. и Др. Машиноведение, 1968, № 3, с. 77—83.
18.	К и ш к н к а С. И. и др. В сб. «Прочность при малом числе циклов
нагружения». Изд-во «Наука», 1969, с, 21
19.	Ф р и д л я н д е р И. Н. и др. Изв. АН СССР, сер. «Металлы», 1967,
№ 5, с. 214.
20.	Алюминиевые сплавы при низких температурах (Сборник), пер. с англ.,
под ред. И. И. Фридляндера, Изд-во «Металлургия», 19о7.
21.	Materials Engineering, 1968, v. 68, Nt 1, p. 32.
22.	В a s і n a k і L. S. Proc. Roy. Soc., 1957, v. 240, № 1221, p. 229.
23.	Wcssel E. T* Trans. ASM, L957, v, 49, p. 149.
24.	К л я	в	и	н	О.	В. ФММ, 1964, т. 17,	выл. 3, вып. 3, с.	459.
25.	К л я	в	и	л	О.	В* и др. ОММ, 1959, т.	1, вып. 11, с. 1733.
26.	К л я	в	и	н	О.	В. Физика твердого тела, 1960, т. 2, вып.	8,	с. 1891.
27.	К л я	вин	О.	В. ФММ, 1961, т. 11,	вып. 2, с. 281.
28.	Давиденков Н, Н, Физика твердого тела, 1961, т, 3, нып. 8,
с. 2458.
29.	Wei 1 ег J. а. о. Kohaszatl Lapok, 1964, Ket 97, N 3. !. 149-152,
N 4, К 195-198.
30.	Дроздовский Б. А., Проход дева Л. В., Фридман
Я. Б. Заводская лаборатория, 1967, № 12, с. 1561.
31.	В сб. «Прикладные вопросы вязкости разрушения» пер. с англ., под
ред, Б. А. Дроздовского, Изд-во «Мир», 1968.
32.	Маркочев В. М., Дроздовский Б. А. Заводская лаборато¬
рия, 1965, № 3, с. 345.
33.	Stelgerwald Е. A., Hanna G. Z. Proc. ASTM, 1962, v. 52,
p. 885-913.
34.	A n d e г s о n	W. E,t Paris	P.	C. Metals Engineering	Quarterly,
1961, v. 1, № 2, p. 33.
35.	Дроздовский Б. А., Маркочев В. M., Фрвдмап Я* Б.
ДАН СССР, 1967, т, 174, № 4, с. 807.
36.	Ф р и д м а и	Я, Б,, 3 и л о в а	Т.	К.,	Новосильцева	Н.	И.
ДАН СССР, 1967, т.	174, № 3, с. 572.
37.	Н о в о с и л ь	ц е в а К. И., 3 и л	о в а	Т. К., Ф р и д м	а и	Я«	Б,
В сб. «Алюминиевые сплавы* (свариваемые сплавы), Изд-во «Металлургия»,
1969, вып. 6, с. 71.
38.	Z а р f f е C.t G 1 о g g M. Trans. ASM, 1945, p. 34.
39.	Б и ч e м К. Д-» Пеллу Р. М. Н. В сб. «Прикладные вопросы
вязкости разрушения», пер. с англ. Изд-во «Мир», 1958, с, ЗП
40.	J а с о b у G. Current Aeronautical Fatlgne Problems, Pergamon Press,
1965, p. 165.
487

41.	Сб. «Техника электронной микроскопии» под ред. Д. Кея. пер. с англ.
Шд-bq «Мир», 1955-
42.	Г о р д е е в а Т. А. и др. В сб« «Алюминиевые сплавы», вып. 6. Изд-во
«Металлургия», 1969, с. 116.
43.	Фридман Я. Б,, Гордеева Т. А., Зайцев А. Л1. Строение
и анализ изломов металлов. Машгиз, 1960.
44.	Гордеева Т А., Жегняа И. П., Володина Т. А. Про¬
блемы прочности, 1971, № 3, с. 2.
45.	И в а я о а а В, С. В сб. «Роль дислокаций в упрочнении н разрушении
металлов», под ред. В. С. Ивановой. Изд-во «Наука», 1965, с. 73.
46.	Ж с г и и а И. П., Гордеева Т. А., Дроздовой и й Б, А.
Заводская лаборатория, 1967, № 7, с- 874,
Глава XVI
ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ1
Своим широким применением в важнейших отраслях техники
алюминиевые сплавы во многом обязаны благоприятному сочета¬
нию ряда физических и химических свойств.
Небольшая плотность, позволяющая создавать легкие кон¬
струкционные сплавы, обладающие к тому же относительно высо¬
кой удельной прочностью, высокая электропроводность и тепло¬
проводность, очень большая скрытая теплота плавления, большая
теплоемкость, малое поперечное сечение захвата тепловых ней¬
тронов, высокие коэффициенты отражения в инфракрасной и даль¬
ней ультрафиолетовой областях спектра — вот далеко неполный
перечень свойств, определяющих значение алюминия и его спла¬
вов для промышленности.
Физические и механические свойства алюминиевых сплавов
в значительной степени определяются влиянием легирующих
элементов, образующих с алюминием твердые растворы, эвтекти¬
ческие смеси и химические соединения. В соответствии с этим ле¬
гирование используют для создания специальных алюминиевых
сплавов, обладающих особыми физическими свойствами, напри¬
мер пониженной способностью к тепловому расширению и т. д.
Ниже приведены данные о влиянии различных примесей на
физические свойства алюминия и характеристики основных про¬
мышленных алюминиевых сплавов.
Постоянная кристаллической решетки
Алюминий имеет кубическую гранецентрпрованную решетку
типа Си. Величина параметра решетки алюминия чистоты 99,99%
составляет при 25° С 4,04956 А [1—3] (по результатам работ
Фиггинса [4 І — 4,04965 А).
1 Авторы: А. И. Ковалев, И. М. Хацнпская.
488

В табл. 220 приведена температурная зависимость параметра
решетки алюминия (99,99%) по данным Фштинса (4J для отрица¬
тельных температур и по данным Вильсона [5] для повышенных
температур.
Точность определений а в опытах Фиггинса составляла
0,00002 А.
Вильсон проводил опыты на порошке, предварительно отож¬
женном при 600е С.
А. Кохановская 16 J обнаружила у технически чистого алюми¬
ния некоторую анизотропию в изменении параметров решетки
при температурах выше 220° С (опыты проводились до 280° С).
В случае образования твердых растворов замещения изменение
параметра решетки зависит от соотношения величия атомных
радиусов алюминия и растворяющегося в нем элемента.
В первом приближении для разбавленных растворов на основе
алюминия справедливо общее правило Вегарда, устанавливающее
линейную зависимость изменения параметров решетки от концен¬
трации растворяющегося металла.
489

На рис, 211 представлены зависимости по Пирсону II], харак-
теризующие влияние легирующих элементов на параметры ре¬
шетки алюминия.
Марганец, медь, цинк, бериллий, имеющие меньший атомный
радиус, чем алюминий, уменьшают параметр решетки, а магний
н литий, имеющие больший атомный радиус, увеличивают. Эта
закономерность справедлива лишь в пределах растворимости.
таблица т
ТЕМПЕРАТУРНАЯ ЗАВИСИМОСТЬ ПАРАМЕТРА
КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ РЕШЕТКИ АЛЮМИНИЯ
Температура
Параметр^
решетки, А
| Температура
ПврЯА*СТРв
решетки, А |
I Температура
I ‘с
Параметр
решетки, А
—2S2.8
4,03186
—158,0
4,03462
100,0
4,05668
—240,9
4,03191
—148,2
4,03528
150,0
4,06159
—228,8
4,03201
25,5
4,0496
200,0
4,06680
—218,1
4,03219
0
4,0473!
300,0
4,07792
—207.2
4,03239
82,5
4,04935
400,0
4,08984
—198,2
4,03271
47,0
4,05165
600т0
4,11700
—187,5
—167,0
4,03314
4,03412 1
50,0
4,05187
650,0
4,12451
Аксон и Юм-Розери 17) наблюдали, вопреки общему правилу,
некоторое уменьшение параметра решетки алюминия при введении
в него лития (см. рис. 2П,а). Приведенные на рис. 212 данные
М. И. Замоторина нз работы П. Е. Вола [8], по-видимому, более
вероятны.
Тепловое расширение
Тепловое расширение чистого алюминия неоднократно явля¬
лось объектом исследований как в области низких температур
(особенно в последние годы), так и при повышенных температурах.
В табл. 221 приведены величины теплового расширения при тем-
ТА БЛИЦА 221
ЛИНЕЙНОЕ ТЕПЛОВОЕ РАСШИРЕНИЕ ЧИСТОГО
ОТОЖЖЕННОГО АЛЮМИНИЯ (ПРИ ТЕМПЕРАТУРАХ
от го до 4оо° с)
Чистота
Метод
град-*, в иитервале температур
еС
ЭС
. SS
5g
алюминия
%
определения
50—1С0 ,
20-200
20-300
20—400
лН
Ф
f-c
* 3
99,996
Интерференцион¬
23,9
24,6
25,4
26,5
(9)
99,997
ный
23,9
24,3
25,3
26,5
(Ю)
99,85
(0,09 Fe;
0,06 Si)
Дилатометр с ин¬
дикатором ДКВ
22; 4
23,9
24,8
26,0
(П)
490

пературах от 20 до 400® С, а в табл. 222 — от —258,2 до 20® С по
данным различных исследователей.
Точность измерений, по Хыозен Ц21, составляет ±1,5% при
—173° G и около ±3,0% при —258® С.
П. Хиднерт и X. Кридер [14 ] обнаружили у чистого алюми¬
ния остаточное изменение длины после нагрева до 609—618° С,
составляющее 0,01—0,02% для
а,А
А 042
4.04І
4,040
-J
О t г
литого алюминия (графитовая
форма) и 0,001—0,002% для
отожженного алюминия той же
чистоты после нагрева до 400° С
(отжиг 500° С — 12ч).
В соответствии с. общими
закономерностями коэффициен¬
ты теплового расширения алю- -
миния, как правило, увеличи¬
ваются при легировании метал¬
лами, обладающими большими,
чем у алюминия коэффициен¬
тами линейного расширения,
и уменьшаются при легировании металлами с меньшими коэффи¬
циентами линейного расширения.
Твердые растворы при этом несколько отклоняются от правила
аддитивности в сторону уменьшения значений коэффициента ли¬
нейного' расширения.
$	4 5	6 7
Li’A (по массе)
Рис. 212. Изменение параметра ре¬
шетки алюминия в зависимости от со.
держания лития
Содержание элемента, V. (ло массе)
Рнс. 213. Зависимость
величины коэффициента
Л lilted ного теплового рас¬
ширения алюминия от
содержания магния [10),
цинка [1П. меди [14,
15), железа, никеля [15],
хрома [17), бериллия
[161, кремния [141
На рис. 213 представлены зависимости влияния различных
легирующих присадок на коэффициент линейного расширения
алюминия в интервале тем в ер ату р 20—100° С. Как следует из
рис, 213, бериллий, железо, никель, хром и кремний в значитель¬
ной степени понижают к. л, р. алюминия [15—17). Наиболее силь¬
ное влияние из указанных элементов оказывает железо. іМагнин
491

таёлица га
Тепловое расширение Алюминия <99.»ю
ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ {12]
ТСМП?£ВТУ|>*
а-Ю°
| Температура
а-101
град*1
Температура
а-ю*
град~х
—258
0,12
—213
5,6
-—123
17,2*
—253
0,3
—203
7,5
~-73
20,0*
—248
0,6
—193
9.1
—23
21,8*
—243
и
—183
10,6
—0
22,5*
—233
2.2 |
—173
12,4
20,2
23,0 *
—223
3,9
• По данным Рубкип [13].
значительно повышает коэффициент линейного расширения алю¬
миния 118].
При исследовании влияния различных элементов на к. л. р.
алюминия следует учитывать возможность образования новых
фаз в процессе нагрева, что может исказить результаты. Напри¬
мер, выпадение из раствора
•§
1
Л
У
V
f
*1
/
/
\
ч
»
1
/
'4
ч
\
S
77
S
-Л-
V
меди в виде фазы CuAla
приводит к общему увеличе¬
нию объема, что может быть
расценено как увеличение
к. л. р., в то время как медь
должна его уменьшать.
Кемпф для устранения
погрешностей подобного рода
применил отжиг исследуемых
сплавов при температуре
225э С и получил для системы
алюминий—медь закономер¬
ное уменьшение коэффициен¬
та линейного расширения
с повышением концентрации
меди.
Н. П. Нусси И. Н- Фрид-
ляндер [1Г] исследовали
тепловое расширение бинар¬
ных сплавов системы А!—Zn.
в литом и отожженном со¬
стояниях [после отжига при 300° С и длительного сложного
отжига (350J С, 20 ч + 300’ С, 100 ч + 250е С, 50 ч + 200° С,
50 ч -Ь 100е С, 50 ч)].
Зависимость коэффициента линейного расширения сплавов
системы А1—Zn от содержания цинка в состоянии после длитель-
492
о /о го зо 40 so 60 w so so
In, % (по массе)
Ряс. 214. Изменение коэффициента теп-
.10 во г о расширения сплавов системы AI—
Zn в зависимости от содержания Zn (от 0
до 90%) и температуры:
/ _ 20—100* С\ 2 — 100—2QQ* С: 5 — 20D-*
Ш° С: 4 — 2S0—3G0* G J — 300—400° С;
6	400-500° С

ного многоступенчатого отжига при различных температурах
представлена на рис. 214.
В интервалах температур, при которых фазовые превращения
отсутствуют (кривые 1 и 2 до 200° Си 6 — 400—500е С),'к. л. р.
закономерно возрастает с повышением концентрации цинка и тем¬
пературы. В интервалах 200—300, 250—300 и отчасти 300—400° С
имеет место суммарный эффект теплового расширения и фазовых
превращений, связанных с изменением предела растворимости
Рис. 215. Влияние содержания меди (а), железа {б), никеля (а) и кремния (г)
на коэффициент линейного расширения алюминия при различных температурах:
/ — 20-300° С; г — 20—200° С; 3 — 20—100" С
цинка в алюминии, с эвтектоидным превращением и с разрывом
растворимости. Для литых сплавов (без отжига), находящихся
в метастабильном состоянии, температура эвтектоидного превра¬
щения сдвигается в сторону более высоких (по сравнению с отож¬
женными сплавами) температур, в остальном же характер изме¬
нения к. л. р. подобен отожженным образцам.
С повышением температуры характер влияния легирующих
элементов на коэффициент линейного расширения алюминия при
условии отсутствия фазовых превращений сохраняется. На рис. 215
представлены температурные зависимости коэффициента линей¬
ного расширения бинарных систем А1—Си, А1—Fe, Al—Ni,
AI—Si [15].

В тройных и многокомпонентных сплавах влияние примесей
при отсутствии фазовых превращений в общем качественно по¬
добно их действию в бинарных системах. На рис. 216 приведены
значения коэффициента линейного расширения для систем А1—
Fe-Cu, Al-Ni-Cu, Al—Fe—Ni 1151.
Pile. 2(6. Влияние легирующих добавок па коэффициент линей-
ного теплопого расширения алюминия в присутствий второго
компонента
Т еплопроводность
Алюминий н его сплавы относятся к хорошим проводникам
тепла н электрического тока. Ниже приведены значения тепло¬
проводности алюминия чистотой 99,996% для температур —265°С
-S—100* С [19] и для температур выше 20° С 120].
Температура °С	—265 —260 —250 —200 —150 —100
Теллоппооодноегь
кол{(см-сек'сС)	■	12,4	16,2	11,2	1,17	0,63	0,61
Температура °С	 20	100	200	300	400	500
Теплопроводность
км1(см‘сек*°С)	.	* ♦ • *	0,55	0,52	0,50	0,47	0,46	0,45
Примеси оказывают существенное влияние на теплопровод¬
ность алюминия в области низких температур. Максимум, наблю-
494

дающийся для зависимости \ = f (t) в области низких температур,
располагается для чистого (99,996) алюминия вблизи —259° С
(К,ых = 16,5 кал)см • сек• °С), а для технического алюминия сдви¬
гается в область более высоких температур на 23—25° С и делается
значительно менее выраженным (Хт„ = 0,93 кал/{см' сек, °С),
^	25
Ч
ja 20
\
%
15
Ча. Ю
5
т
33,9 Щ 99,1 39,3 990 99,* 39,9
Алюминий, %
Рис. 217. Зависимость теплопроводности и электропроводности алю¬
миния от содержания небольшого количества примесей
В области повышенных температур примеси оказывают на те¬
плопроводность меньшее влияние. На рис. 217 представлена зави¬
симость теплопроводности и электропроводности алюминия от
суммарного влияния небольшого
количества примесей к температу¬
ры (21]..
Влияние различных легирую¬
щих элементов на теплопровод¬
ность алюминия характеризует
рис. 218 [22]. Повышение тепло¬
проводности при содержании меди
в сплаве более 10% не подтвер¬
ждается П. А. Алиевым и неко¬
торыми другими исследователями
[23].
Электрическое сопротивление
и константа Холла
Содержание зяеменм, %(wmx$
Рис. 218. Зависимость теплопро¬
водности литых алюминиевых спла¬
вов (кокиль) от содержания леги¬
рующих добавок
Удельное электрическое со¬
противление чистого алюминия
(99,9) составляет 0,33 мком ■ см
при —193°С; 2,62 мом*см при
0°С и 6,2мком ‘См при 327° С124 J.
Влияние некоторых примесей на
удельное электросопротивление алюминия характеризуется дан¬
ными, приведенными в табл. 223 [25].
Электрическое сопротивление сплавов на основе алюминия
может значительно изменяться в зависимости от термической обра¬
ботки, изменяющей фазовый состав сплава.
495

ТАБЛИЦА 22І
ПОВЫШЕНИЕ УДЕЛЬНОГО ЭЛЕКТРОСОПРОТИВЛЕНИЯ
АЛЮМИНИЯ В ЗАВИСИМОСТИ ОТ СОДЕРЖАНИЯ
НЕБОЛЬШИХ КОЛИЧЕСТВ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
И ПРИМЕСЕЙ
Примечание. Приведенные значения справедливы при содержании
примеси, существенно меньшем предела растворимости.
Изменение электрического сопротивления сплавов алюминия
с серебром в зависимости от состояния сплава представлено
в табл. 224.
Константа Холла RH для чистого алюминия (99,99) состав¬
ляет —0,3-10"1в е‘Мэ!(а'вб)'
Примеси и термическая обработка в значительной степени
могут влиять на величину константы. Наиболее часто применяемые
лрм легировании алюминия элементы Си, Ag, Mg, Zn и Si способны
в значительной степени понижать (по абсолютной величине) зна¬
чения константы Rtl в том случае, когда они содержатся в твердом
ТАБЛИЦА 224
УДЕЛЬНОЕ ЭЛЕКТРОСОПРОТИВЛЕНИЕ СПЛАВОВ
Содержание
серебро, %
Удельное электросолро* j
ТНВЛВИИе, Р41К0.И'С.Н |
Содержание
серебра, %
Удельное э л скт росо про¬
ти алейне, JHKGM‘£M
в закален-
HOit состоя¬
нии
в ото ж же»- |
ном состоя- 1
кии 1
в закален¬
ном состоя¬
нии
в отожжен¬
ной СОСТОЯ-
ІШ»
0,00
2*65
20,20
5,95
4.05
3,83
2.95
3,50
29,72
8,37
3.20
8,79
4*31
3,20
40,41
10,3
4,95
49В

растворе. При выпадении в результате термической обработки из
твердого раствора указанных примесей значения константы
Холла вновь увеличиваются, приближаясь к величине, свойствен¬
ной чистому алюминию 125].
Теплоемкость
В табл. 225 приведены значения удельной теплоемкости чи¬
стого алюминия при низких температурах 127] и при температу¬
рах выше 0° С [2Q1.
таблица т
УДЕЛЬНАЯ ТЕПЛОЕМКОСТЬ ЧИСТОГО АЛЮМИНИЯ
Температура
°С
Удельная
теплоемкость
кал/^град)
Температура
Удельная |
теплоемкость
ка\/{£'град)
Температура
«С
Удельная
теплоемкость
ка4/{*град)
—269
6,23-10“*
—93
0,162
200
0,242
—263
3,36-10“*
—53
0,197
300
0,253
—253
2,13-10*3
—13
0,208
400
0,265
—223
0,034
27
0,215
500
0,275
—173
—133
0,И5
0,156
100
0,230
600
0,289
Присутствие легирующих элементов в обычных для промыш¬
ленных сплавов количествах, как правило, лишь незначительно
влияет на теплоемкость алюминия.
Алюминиевые сплавы в общем подчиняются правилу Неймана
и Коппа и при отсутствии фазовых превращений в области темпе¬
ратур испытания их теплоемкость можно подсчитать на основа¬
нии аддитивного сложения теплоемкостей составляющих сплава.
При комплексном легировании в связи с образованием раз¬
личных фаз и наличием возможных отклонений от общего правила
предпочтительнее пользоваться экспериментальными данными,
Которые приводятся ниже.
Плотность
Алюминий чистотой 99,99 имеет плотность у при температуре
20° С, равную 2,699 г!смй 1281. Ниже приведено изменение плот¬
ности алюминия (99,995) в зависимости от температуры
Температура, °С < • • .	25	100	300	500	6G0	660
у, гісм*	 2,698 2,68 2,66 2,62 2,55 2,368 ♦
Температура,	°С 700	750	800	850	900
у, г(см3	 2,357 *	2,345	*	2,332 *	2,319	* 2,304	*
- В расплавленном состояния.
32 Алюминиевые сплавы
497

tа йлиііл т
ПЛОТНОСТЬ НЕКОТОРЫХ ХЙЛШЧЕСКЙХ СОЕДИНЕНИЙ
АЛЮМИНИЯ І8І
Соедине¬
ние
алюминия
Плотность
г/смя
Соедине¬
ние
ЙЛЮМНННЙ
Плотность
І/PJH»
Соедине¬
ние
алюминия
І
Платності,}
г(см*
Соедине¬
ние
алкжнігкя
Плотность
г/см1
WA!5
5,71 р
Л15Ь
4,23p
Co.Alg*
3,462п
UAI,
8,3р
WAU
3,88р
AJSb
4,25п
Co^Als*
4,19п
АІ4Се
4,02
FcAf,
3,77р
ТіАІа
3.37 p
CoAl *
б.ОЗгі І
AljCe
6,21
А1А
3,53р
ТіАІ3
3,31 п
L5A1 *
1,725п
ZrAla
4,11
AlaOj
3,63п
UAla
6,8p
А!|2Мл
з.ор 1
Zr,Al
5,976
Примечание: р — плотность определена рентгенографическим мето¬
дом; п — пикнометрическим методом*
* Плотность силана указанного о таблице состава.
Легирующие примеси, образующие твердые растворы с алюми¬
нием, как правило, вызывают изменение плотности алюминия
в соответствии с правилом аддитивности, т. е. плотность является
Содержание элемента,V.fne массе)
Рис. 219. Изменение плотности алюминия в зависимости от содержания
никеля |!) [8], марганца (2) І8}, цинка (Л) [8 ], кобальта (4), меди (5)
[30], ванадия (6), кремния (7) [8, 29], магния (8) [29] и лития (9] [29]
в первом приближении линейной функцией массовой концентрации
компонентов. Обычно наблюдается лишь незначительное отклоне¬
ние в сторону уменьшения удельного объема от линейной зави¬
симости.
При образовании химических соединений и промежуточных
фаз их плотность определяется теми изменениями, которые пре-
498

терпевает кристаллическая решетка в процессе их взаимодей¬
ствия. В этом случае для получения достаточно точных значений
необходимо экспериментальное определение плотности рентгено¬
графическим или пикнометрическим методом.
На рис. 219 приведена зависимость плотности алюминия от
содержания различных компонентов [29], а в табл. 226—зна¬
чения плотностей некоторых соединений алюминия или сплавов,
отвечающих по составу указанным соединениям.
Оптические свойства
Алюминий обладает высокой отражательной способностью,
хорошо обрабатывается и полируется, а также обладает относи¬
тельно высокой коррозионной стойкостью в обычных условиях.
Эти свойства алюминия объясняют его широкое применение для
тепловых экранов, зеркал и интерференционных фильтров. Алю-
Дримв Sonub’, •»«*
Рис. 220. Отражательная способность некоторых металлов в зависимо-
сти от длины волны:
і железо; $ — цинк; 3 — вольфрам; 4 — медь; 5 — золото; 6 — влюмііішП
(механически полирован и ы&); 7 — ялюукнкії (электролитически полмроеанныЛ),
8 — серебро
миний обладает по сравнению со многими другими металлами
более высокой отражательной способностью в дальнем ультра¬
фиолетовом излучении [30].
На рис. 220 приведена зависимость коэффициента отражения
алюминия от длины волны в сопоставлении со свойствами некото¬
рых других металлов [31, 32).
В видимой и инфракрасной областях спектра алюминий обла¬
дает в общем относительно невысоким н мало изменяющимся коэф¬
фициентом поглощения ах (рис. 221) [33].
Однако наличие на поверхности алюминия даже тонких окне-
ных пленок, полученных искусственным путем в процессе аноди¬
рования или при нагреве до высоких температур (выше 500° С),
32*	4W

приводит к появлению двух максимумов а} в области длин волн
—3.8 н 6—8 мкм (341. Если величина второго максимума почти
не меняется С ТОЛЩИНОЙ пленки, ТО величина первого (А, = 3,8лК4р
значительно увеличивается с толщиной слоя окислов.	'
Имеющие существенное значение для тепловых расчетов дан¬
ные по степени черноты полного излучения е для алюминия и его
сплавов при различном со-
\8
0,8
О*
V
С
f
,
~3
і
'Л
К
1
k
-2
\
N—
\ <
Ч:
j
' і
Ул
L/**
2/
стоянии поверхности при¬
ведены в соответствующих
таблицах (см. ниже физи¬
ческие свойства промыш¬
ленных сплавов).
Свойства
напыленного алюминия
4 S 6
Я. мкм
Рис. 221. Поглощательная способность алю¬
миния в зависимости от длины волны и со¬
стояния поверхности:
23456789
Тонкие алюминиевые
пленки обладают высокой
отражательной способно¬
стью и часто используют¬
ся для создания различ¬
ных экранирующих и от¬
ражающих поверхностей. Наиболее высокой отражательной спо¬
собностью обладают пленки, напыляемые в глубоком вакууме.
В табл. 227 приведены значения оптических характеристик не-
/ — нотіропииііая п о яе р хіт ость;	2 — оксидная
пленка на поверхности: 3 — шлмог
ТАБЛИЦА 227
ОПТИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ НЕПРОЗРАЧНЫХ ПЛЕНОК
ИЗ НАПЫЛЕННОГО В ВАКУУМЕ АЛЮМИНИЯ
1
2
5 5
*
К
А 5
3 V
и «: і
5 *
Sg
*§
О о.
С?
| Показатель
1 поглощении К
Коэффициент
отражения %
3
*5
О
&
2
= at
С
*
A S
5 5
SS
3§
oS
Я а
С с
*
л!
4	Z
5	°
*2
Пс
Коэффициент
отражения ЯФ %
• с:
*і 3
? Т:
3 «
а ч
t и *
* * 0І о
g л S *
X А
г:<= в. ч
. «
и 3
з 5
» ч
і * і о
V * X
е* _ = JB
Si&S
***•■
0,220
0,14
2,35
91,8
91,5
0,800
1,99
7,05
86,4
86,3
0.260
0,19
2,85
92,0
-—.
0,850
—
—.
—
86,0
0,300
0,25
3,33
92,1
—
0,900
—
89,0
0,340
0,31
3.80
92,3
—.
0,950
1.75
8,50
91,2
91,8
0,380
0,37
4,25
92,6
—-
1,00
—.
,—
94,0
0,430
0,47
4.84
92,7
—
2,00
2,30
16,5
96т8
97,2
0.450
—
—..
—
92,2
3,00
—
—
—
98,0
0,492
0,64
5,50
92,2
—
4.00
5,97
30,3
97,5
98,2
0,500
	1
—
—
91,8
5,000
—
—
—
98,4
0,546
0,82
5Г99
91,6
—
6,00
—
-
—
98,5
0.550
—
—
—
9!,5
7,00
—
.—
—j.
98,6
0,600
,—
—
—
91,1
8,00
17,0
55,0
98,0
98,7
0,650
1.3)
7,11
90,7
90,3
10,00
25,4
67,3
98,0
98,7
0,700
1,55
7,00
88,8
—,
20,00
—
— 1
	,
99,00
0,750
—
—
—
88,0
30,00
—
— j
—
99,2
500

ТАБЛИЦА 22$
ТЕПЛОПРОВОДНОСТЬ и плотность
«■НМ
(лріт го^с),
кГ/м*
к
кал/ісМ‘Мк *С) при температуре, *С
25
100
т
300
400
Деформируемые сплавы
АМц
2,73
0( 43
0,43
0,43
0,44
(145
АМг1
2,70
0,44
0,45
0,46
0,45
0,45
АМг2
2,68
0,37
0,33
0,39
0,39
0,40
ШгЗ
2,67
ft 35
0,36
0,37
0,38
138
АМг4
2,67
0,32
0,33
0,34
0,35
137
ШЬ
2,65
0,29
0,30
0,31
0,33
0,35
АМг5П
165
0,28
0,30
0,32
аз4
0,35
АіШ
2,64
0^28
0,29
0,30
0,31
0,33
ДІ8П
175
0,39
0,41
0,43
0,44
0,46
В65
180
азб
0,37
0,39
0,41
144
Ді
180
0,28
0,31
0,35
0,41
142
Діб
178
0,28
0,31
0,35
0,39
—
ВД17
2,75
0,32
0,34
436
0,38
0,41
Д19
2,76
—
0,33
0,36
0141
ЗАДІ
2,76
0,28
0,30
0,33
0,36
0,37
М40
2,75
0,29
0,30
0,32
0,34
0,35
01911
2,78
0,37
0,39
0,41
0,41
141
01915
2,77
0,37
0,38
0,39
0,40
140
01420
2,47
0,18
0,19
0,19
0,20
—
Д20
2,84
0,33
0,34
0,35
0,37
0,38
АК2
2,80
0,37
0,38
0,39
0,41
0,43
АК4
2,77
0,35
0,36
0,38
а4о
141
А Кб
2,75
0,42
0,43
0,44
0,44
145
АК6-1
2,75
0,39
0^40
0.41
0,42
143
АК8
2,60
0,38
0,40
0,42
443
143
В92
2.7 2
0,32
0,33
0^34
0,35
136
В93
2,84
0,39
0,40
0,41
0,40
0,39
В94
2,85
0,37
азз
(*39
0,40
—
В95
2,85
0,37
0,38
0,39
0,39
138
ВАД23
2,72
1
0,21
.
Ц23
0,25
0,27
0,29
501

Продолжение тділ. 228
Сплав
*•10-*
К
jcapi/frjt’ceiC'^), при температуре
- *с
(при 20* С),
*Г/я*
CS
100
200
300
400
АД31'
2,71
0,45
0,45
а 45
0,45
0,45
АДЗЗ
2,71
0,34
0,36
439
0,41
—
ЛД35
2,72
0,41
0,42
0,43
0,44
0,44
АВ
2,70
0,42
0,43
464
0,45
—
САС-1
2,75
0,21
—
—
—
—
САП-1
2,70
0,42
0,41
0,41
0,41
0,40
САП 2
2,70
а42
0,41
441
441
0,40
САП-3
2,71
0,35
0,34
0,33
433
0,33
ЛБМ-2
2,40
0,31
Литейт
0,30
м сплавы
0,30
0,29
0,29
AJI2
2,65
—
0,40
440
I 440
0,40
АЛ4
2,65
0,35
0,37
0,38
438
0,37
АЛ9
2,66
0,36
0,37
0,39
0,40
0,40
ВАЛ 5
2,63
0,36
0,37
0,38
0,39
0,39
АЛ1
2,75
0,31
0,33
0,35
0,37
0,38
АЛЗ
2,70
0,39
0,39
0,39
438
0,38
АЛ5
2,68
0,38
0,39
0,40
0,42
—
АЛ7
2,80
0,37
0,39
0,41
442
ВАЛІ
2,89
0,30
0,32
0,35
0,37
0,39
АЛ20
2,74
0,33
0,34
0,35
436
0,37
АЛ 21
2, S3
0,29
432
0,36
438
0,39
АЦР1У
2,90
0,23
0,24
0,25
427
0,29
АЛ8
2,55
0,22
0,23
0,24
426
427
АЛ ІЗ
2,60
0,30
0,31
0,32
0,33
0,33
АЛ 22
2,50
(* 20
0,21
0,23
0,24
0,25
АЛ24 (ВАЛ4)
2,74
0,28
—
—
—
—
АЛ27*
2,50
—
0,21
423
424
426
АЛ27-1 *
2,50
—
0,21
0,23
0,24
426
•Для спланов ЛД27 ti AJ127-1 здесь н долее свойства прнпсдініьї по данным Н. Н. Ъс-
ЛоуОРР»
692

Теплоемкость
t Ah А мі A Hi
Сплав
сщ кал/[г*сС), при тс«пс- Н
ритурс* *С 1
Силва
<. жм/і/ЧІ), яри t*uut-
100
100 1
900
т J
100 1
ЪА
т j
♦Я
Деформируемые сплави 0
В S3
0,21
0,23
0,25
0,27
АМц
0,26
0,28
0,31
0,31 І
В94
0,17
0,22
0,25
—
АМцІ
0,21
0,22
0,23
0,24
В95
0,22
0,24
0,25
0,26
AMrl
0,22
0,24
0,25
0,26
ВАД23
0,23
0,25
0.28
0,31
АМг2
0,23
0,24
0,25
0,25
АД31
0,22
0,23
0,24
0,25
.АМгЗ
0,21
0,22
0,24
0,25
АДЗЭ
0,22
0,24
0,25
—
АМг4
0,23
0.24
0,25
0,26
АВ
0,19
0,21
0,23
0.25
АМг5
0,22
0,24
0,25
0,26 І
САСІ
0,17
0,18
0,19
—-
АМгбП
0,22
0,23
0,24
0,25 І
АБМ2
0,30
0,31
0,32
0,34
АМгб
0,22
0,24
0,25
0,26
Литейные сплаш
ДІ8П
0,22
0,24
0,26
0,26
АЛ2
0,20
0,21
0,23
0,24
Б65
0,23
0,25
0,27
0,28
АЛ4
0,18
0,19
0,20
0,22
ДІ
0,22
0,23
0,24
0,25
АЛ9
0,21
0.22
0,24
0.25
Діб
0,22
0,25
0,27
0,28
(350* С)
АЛ1
0,(9
0,21
0.22
0.23
ВДІ7
0,20
0,2]
0,22
0,23
АЛЗ
0,22
0,24
0,26
0.28
Д19
0,21
0,23
0,25
0,26
АЛ5
0,20
0,23
0,25
0,27
ВАДІ
0t21
0,22
0,23
0,25
АЛ7
0,20
0.22
0.24
0,26
Д20
0,21
0,23
0,25
—
ВАЛІ
0,22
0.22
0,24
0,25
АК2
0,18
0,20
0,23
0,24
АЛ20
0.21
0,21
0.»
0,25
ww п
АК4
0,20
0,22
0,23
0,25
І*" Ч
АЛ21
0,19
0,20
0,21
0,22
АКб
0,20
0,21
0,23
0,24
АЦР1У
0,21
0,22
0,23
0.23
АК6-1
0,20
0,22
0,24
0,25
АЛ8
10,25
0,25
0,26
0.27
01911
0,20
0,22
0,23
0,24
АЛІЗ
0,23
0,24
0,25
0,27
01915
0,21
0,22
0,23
0,24
АЛ22
0,21
0,22
0,23
0,24
01420
0,23
0,25
0,27
І
АЛ27
0,22
—
—
—
АК8
0,20
0,21
0,23
0,20
і '
і
АЛ27-1
0,22
—
—
—
В92
0,22
j 0,24
0,25
0,26
503

ТАБЛИЦА 230
КОЭФФИЦИЕНТЫ ЛИНЕЙНОГО ТЕПЛОВОГО РАСШИРЕНИЯ
Марка сплава
град~1а в (інтервале температур, *С
—50+ +20
:о-шо
100-200
200-300
300-400
Деформируемые сплавы
АД. ЛД1
22,0
24,0
23,4
27,4
—
АМц
21,0
23,2
25.4
26,4
—
АМг!
—
23,4
25,3
27,4
28,9
АМг2
—
24,2
26,8
28,8
—
ЛМгЗ
—
23,5
25,1
27,0
28,8
ЛМг4

24,3
26,1
26,8
28,4
АМг5П
22,5
24,1
26,3
28,2
—
АМгб
—
23,7
25,7
27,1
29,5
Д18П
21,8
23,4
25,6
26,6
—
ДІ
21,8
22,9
25,1
27,0
—
Діб
21,4
22,7
24,9
26,5
—
ВДІ7
—
23,6
24,8
26,2
26^9
ВАДІ
—
24,6
26,6
28,6
—
М40
—
24,2
25,3
25,4
30,2
Д20
__
22,6
24,7
27,3
30,2
АК2
21,1
22,3
24,3
26,0
—
ЛК4
21,8
22,6
24,3
24.9
АКД АК6-1
—
21,4
23,7
26,2
—
АК8
21,6
22,5
24,7
26,3
—
В92
—
26.4
28,3
28,6
—
01911
—.
24,1
25,7
—
—
01915
—
25,6
27,2
—
—
01420
—
24,5
26,0
—
—
В93
—-
24,1
26,8
—
—
В94
—
21,9
24,8
28,9
—
В95
22,0
23,1
25,1
—
—
ВАД23
—*
24,0
25,9
28,2
29,9
АД 31
_
23,4
25,3
28,2
29,9
АДЗЗ
—
23,2
25,1
26,7
—
АД35
—
23,6
25,5
27,1
29,7
АВ
21,8
23,5
25,1
27,6
—
САП-1
—
21,2
22,9
24,6
26,2
САП-2

21,2
22,9
24,6
26,2
САП-3
—
19,5
21,0
22,4
24,1
САС-1
—
15,0
16,2
18,3
-—
САС-4
—>
16,4—17,5
—
—
—
АБМ-1
—
19,2
21,8
22,3
—
АБМ-2
—
19,3
20,1
20,6
Литейные сплавы
АЛ2
—
21,1
23,1
25,7
—
АЛ4
—
21,7
23,3
25,5
—
АЛ9
—
23,0
25,0
25,5
—
ВАЛ5
—
20,7
22,3
26,9
27.7
АЛ1
22,3
24,1
26,8
504

Продолжение табл. 230
а-10*, град~', в интервал, температур, "С
Марка сплаве
—50+ +20
20—100
100-200
200-300
300-400
АЛЗ
, ,
22,0
24,4
25,5
АЛ5
—
23,1
23,9
24,7
—
АЛ7
—
23,0
—
—
—
ВАЛІ
—
23,4
26,6
—

АЛ20
—
18,1
19,5
23,6
28,5
АЛ 21
—
22,9
—
27,8
29,5
АДР1У
—
23,6
24,1
26,1
29,8
АЛ8
—
24,5
26^7
30,7
—
АЛІЗ
—
20,0
—

і
АЛ22
—
24,5
26,7
30,7

АЛ24 (ВАЛ4)
—
23,2
25,8
26>6
—
АЛ27
—
24,5
26,7
—

АЛ27-1
*
24,5
2^7
—
—
УДЕЛЬНОЕ ЭЛЕКТРОСОПРОТИВЛЕНИЕ
ТАБЛИЦА гзі
при го» с
Сплав
р, мком-см
Сплав
р, MKQMCM
Спл&а
рг мком ем
Деформируемые
АМцН
АМцП
АМцМ
АМцІ
AMrl
АМг2
АМг-3
АМг4
АМг5
АМгБП
АМгб
Д18П
В65
Д1
Д16Т
ДІЄМ
ВД17
Д19
М40
Д20
ВАДІ
сплавы
4,32
4,20
3,45
5.26
3,41
4,76
4,96
6.09
6.40
6.26
6.73
3,90
5,04
5.40
5,70
3.40
5,50
6, to
6,13
6.10
5,94
АК2
АК4
АК8
АК6-1
АК.8
В 92
В94
01911
01915
01420
B9S
ВАДЗ
АДЗІ
АДЗЗ
АД35
АВ
САП-1
САП-2
САП-3
САС-1
АБМ1
АБМ2
4.70
5.00
4,10
4.30
4.30
5,89
4.40
4,93
6.00
10,5
4,20
9,12
3.44
4,38
3,92
3.70
3,91
4,00
4.47
10,50
6,60
6.40
Литейные сплавы
АЛ2
АЛ4
АЛ9
ВАЛ5
АЛ1
АЛЗ
АЛ5
АЛ7
ВАЛІ
АЛ 20
АЛ21
АЦР1У
АЛ6
АЛ13
АЛ22
АЛ24
(ВАЛ4)
АЛ27;
АЛ27-1
5.48
4.68
4,57
4.62
5.28
4.49
4.62
4,33
5.68	**;
5,45**
5,18
5,72
9.30
9,12
6,43
10.30
6,94 «;
6,70 •«
8,00
•* ЗакялснныП.
•• Закаленный к состарсшіьіл.
Литой*
•* Термически обработанный*
5Q5

ТАБЛИЦА 2зІ
ТЕПЛОПРОВОДНОСТЬ НЕКОТОРЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Сллій
).ф калЦсм^ сек^С)
—223
—173
—123
—73
—23
27
Діб
0,10
аіб
0,20
0,23
а 26
0,28
Типа В95 * . . ,
ап
0,18
0,22
0,25
0,26
0,27
ТАБЛИЦА гзз
ТЕПЛОЕМКОСТЬ НЕКОТОРЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
*. жгл/г-’С, при температуре, °С
Сплав
—»73
—га
—73
-23
27
ЛМгб
0,15
0,18
0,21
0,24
1 0,28
ДІ6
0,13
а 15
0,17
0,19
0,21
В95
0,17
0,19
0,20
0,20
—
ТАБЛИЦА 234
КОЭФФИЦИЕНТЫ ЛИНЕЙНОГО РАСШИРЕНИЯ
ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Марка сплава
аОО»,
град-*.
при те «if ера туре, °С
—223
—173
—123
—73
—23
0
?Q
АМгб •
14,3
19,3
21,0
21,8
22,3
22,8
Д16
—
14,0
17,0
20,1
22,0
22.5
22,6
ВД17
—
10,0
14,8
17,6
19,7
20,9
21,7
АК4-1
—
9,9
16,4
19,1
19,7
19,7
19,7
АК8
—
12,3
15,4
18,0
2а з
20,5
20.7
В92 * 		 , .
■
14,7
19,4
21,3
21,9
22,1
22,4
Типа В95 * А , „ - а А а *
4,5
10,4
15.6
19,3
21,2
21,8
22,3
» АДЗЗ . . а
5,3
10,8
14,9
18,4
21,4
22,0
22,5
» ВАД23 .......
*7
15,9
19,7
21,5
22,1
22,5
САС-1
—
6,0
9,1
10,7
11,8
12,4
13,0
АЛ9 а . и . ы • а * а а .
*
11,8
15,0
17,4
18,5
18,8
га»
АЛІ9
—
12,9
15)4
17,5
19,5
19,5
19,6
АЛ8
—
13,0
18,3
20,6
21,8
22,4
23,0
• Данные .Института иаталлсфизнки АН УССР.
60В

ТАБЛИЦА Л5
СТЕПЕНЬ ЧЕРНОТЫ ПОЛНОГО НОРМАЛЬНОГО Н3*1 УЧЕННЯ
АЛЮМИНИЯ II ЕГО СПЛАВОВ
Состояний поверхности
Creae»
черасты
шерохомтосп
Темпе-
P*rjP*
С»Л*9
вид обработки
в 5
ПІ
а <* *
Ч 5 о
, ж
§11
IS*
SI?
m^tMQTO
BOpj&UhSero
IUV«nl
(здгрс*
si wajyK)
Алюминия
АПії
Химическое ЛОЛІфОВЯіШе
в растворе: 75% HjSO,;
25% Н,Р04; ft 1 г/л AgNCk,;
126» Q 5 лин
0,3
0,01
100—500
ao2i—ac4i
То после 20’Кратного
нагрева на воздухе до
500° С
0,3
ft 01
100-600
0^032—0,(0
Механическое полирование
0,04
0,004
LOO—500
aw^-aoTo
То же, после 20-кратного
нагрева па воздухе до
500° С
0,04
ft 004
100—600
0,040—0,057
Прокатка
0,26
ft0I3
LOO—150
0,046—0,053
Алюминий
А1
Химическое полирование
в растворе: 75% 1I5S04;
25% НзР04; 0,1 г/л AgNOa
при 130° С, 2—7 мин
0,055
0,001
100-500
ft 021—0,041
Механическое полирование
0..Q5
0,002
100-500
a 059—0,050
После прокатки
0,8
0rll4
100-450
ft 058—ft 069
дд
Химическое полирование
е растворе: 76% H*S04;
25% НпР04; 0J г!л AgNO*
прн 125° С, 2—7 ашн
—
—
300-500
ft03S—ftC49
Механическое полпроилииа
—
—
100-500
0,035-0,054
АДІ-М
Прокатка
100—400
ftC25-ftC33
(фольга,
толщиной
25 мкм)
То же (шаг мшду греш¬
ками 1 мм, ммг.ш'11 rjirftnu-
кои КЮ мкм)
100
0,1
100-500
ftC47—Q.C54

Продолжение табл. 235
Состояние поверхности
Степень
черноты
шероховатость
Темпе¬
ратура
Сплав
вид обработки
♦ —
2 5
ss*
S&,-
1*5
отноше¬
ние высо¬
ты к шагу
полного
нормального
излучения
I нагрев
нз воздухе)
АМгб
Химическое полирование
в растворе: 75% H*S04;
25% НяР04; 0,1 г/л AgNOa
при 130й С, 3 мин
—
—
100-450
0,032-0.042
X ими веское пол и рова ние
в растворе: 1600 г/л Н,Р04;
80 г/л HN03 при 98й Q
3—5 мин
100—300
0,035—0,045
Травление в растворе 400—
450 г/л NaOH при 60° Q
10 мин
—
100—300
0,045-0,055
Механическое полирование
—
—
100-450
0,057 -0,082
ДІ6
Химическое полирование
в растворе: 75% HgS04;
25% НяР04; 0,1 г/л AgNO*
при 125й С, 2—7 мин
—
—
100—500
0,038—0,049
Механическое полирование
0,06
0,0045
100—500
0,042-0,058
ДІ6
Пр окатка (естествен иое
старение 3 месяца)
—
—
100—480
0.04-0,06
Прокатка (искусственное
старение при 190аС? 12 ч)
—
—’
100—480
0,055-0,075
В92
Травление
_

100—450
0,036—0049
Прокатка (естественное
старение 3 месяца)
—
100—50D
0,085—0,125
Примечание. В пределах указанных интервалов температур допу¬
скается лмнеПнэя интерполяция.
прозрачных (600—700 А) [35] пленок алюминия, полученных
методом распыления в вакууме.
Качество напыленных пленок во многом зависит от условий
напыления. Приведенные в табл. 227 данные соответствуют ско¬
рости напыления порядка 1000 к/сек на расстоянии более 50 см.
Поданным Хасса и УэЙлониса [36’], при давлении 10'° мм рт. ап.
пленки толщиной 600—700 А должны напыляться за 1 сек при
угле падения, не превышающем 30°, при этом алюминий должен
быть высокочпстым (99,99?6). Пленки не должны быть толще
508

rU.7/f«4 if*
tU ОГНЬ ЧГИІїНМ ЛІІОЛИІЧЇНЛІІІІІІІ'О Л ill MM III! lit)
Тоэщ**»	ClVIlflll. >||'|>||1ИЫ linn HIM II ІІІІ|ІМ|МІ.ІІІІ|Г| и ілучічии Ill'll
«ЙСЛПСГО	U'M Il'Inl iy]lP, "ll (lllll |H'|, ini On >ду in)
слов	-
МЛА
МО
isn
m\
шг
41JH
I4ULI
| m
5*»
0.72
<\l>5
0.И)
m«
a'lo
0,33
0,29
10
0.7S
ar-2
0,Г,й
0,Г)Г)
0,-lrt
o,3d
(Sfiir’q
0.35
20
а S3
0,79
0,74
0,01
0,53
0,45
(550* Q
а 43
40
ass
аез
0,81
0,73
n, G1
0,50
(5.W Cl
0,53
60
0,91
0,59
0,87
0,8)
a 73
0,05
(Гі5Г 0
60
aw
0,93
0,91
a«7
0,80
0,72
і
100
aw
aw
0,93
0,90
0,84
0,76
130
a S3
ass
0,94
0,91
0,85
0,78

52^54
asi
ass
0,83
0,73
D.liQ
0,63
6«
as7
0,53
0,48
0,40
0,34
0,29
asi*
10
ай
as7
0,52
0,43
0,37
0,33
азз
и Айозлрогаяпе производили в рдствррс HtS04 коїіцеїттріщсмт ЗС0	nrir илоіиост*
TOha 2,5 а од1 ш температуре -2-і—А* С,
•* Анодирован ке производили о растворе СЮ, концентрации 60 <?At при платносте
тока А.З j ом* н температуре ~ 40° С.
1500 Д, Наличие на пленках слоя естественно образующихся
в нормальном воздушной среде окислов* лишь незначительно
понижает коэффициент отражения. Основные физические свойства
промышленных алюминиевых сплавов приведены в табл, 228.
ЛИТЕРАТУРА
р. 71.
1.	Pearson W. В., Canad. J. Phys., 1954* v. 23, p. 708.
2.	Нише-Rothery W., Boultbee T. H. Phil. Mag., 1949, v. 40,
R.# Foote F. J. Chem. Pbvs., 1933, v. 3, p. 605.
B. F., Jones G. O., Riley D* P. Phil. Mag., 1956,
3.	J e 11 e E.
4.	Fi ggi ns
v. 1, p. 797,
5.	W ІI son A. J. C. Proc. Phys, Cos/, 1941, v. 53, p. 235.
6.	Kochanovska A, Pliysica, 1^9. v. 15. p. 191.
- 7. A x о n R J., Hume-Rothcrv \V. Proc. Rdy, Soe.„ №$, A 193t
№ 1032, p. 1.
8.	В о л Л. E. Строение и своіісші двойных металлическихскстен. Изд-во
физико-математической литературы, 1959,
9.	Т а у! о г С. S. а. о. MeMsand Alievs*	9. р. 1S9*
10.	N 1 х F. С а. о. Phys. Rev., 1941*	№* р. 59Г\
IU И у с с И. П., Фри для и дер И. Н. Чиронрсчиые н высокопроч¬
ные сплавы, Изд-во «Металлургии*, \Ш\ вып. 4.
* За 1 ч в нормальной воздушной epov «пусте* слой, синслдо топщяиой
порядке 15 А. Предельная талщшщ естественно wp^ivkhiccioch в течение дли¬
тельного пребывания на воздухе слоя оьнелчч» рави-аЗС—10 V(35)k
509

IX R u b і n Т- J. Am. chem. Soc., 1954, v* 76, p. 5289—5293-
14.	ІП d n c r t P., К г t d e г H, P. Journal of Research of the National
Вс гели of Standard, 1952, v. 48, A* 3, p, 209—220.
15.	Kc m p f L, W, Transactions of the American Institute of Mining and
Metallurgical Engineers, 1933, v. 104, p. 308 — 324.
16.	H і d n e r t P.t Sweeney W. T. Sc- Paper of the Bureau of Stand,
1927, Ns 565, p, 29.
17.	Ф о m и и Б. А., Спасский А. Г. Литейное производстно, I960,
№ 7, с. 18.
18.	Sicha W. Е., Keller F> Metals Handbook Amer. Soc., Metals
Cleveland, Ohio, 1948, p. 807.
19.	Andrews R. A. Phys- Rev.T 1951, v. 84, p. 995—996.
20.	Handbook of Thermophysical, Properties of Solid meterials Elements,
Pergamon Press, 1961.
21.	H a s e R., Heierberg R., Walkenhorst U, M. Aluminium,
I960, v. 22, p, 631.
22.	В u n В a г d t W. Kaltenbach Metall, 1950, v. 15/16, p, 317—321,
23.	А л н e в П. А. Труды Института физики н математики АН АэССР,
сер. «Физика», 1953, Ns 6, с. 62.
24.	«Фиэнко-хнмнческие свойства элементов (справочник под ред. Г. В, Сам¬
сонова), Киев* изд-во «Наукова думка», 1965.
25.	Aluminium und Aluminiumlegierungen Springer Verlag, 1965, p. 526.
26.	А г e e в H. B.t С к p я б и и а М. А. Иза. сектора фиэико-хим. анализа,
1947, V. 5, с. 80.
27.	М а і е г С. G.f Phys. Rev., 1953, v. 99, p. 558.
26. Handbook of Chem. and Physics Pub. Thirty-Seventh Edition, 1955—56,
1959.
29.	К u n k 1 e D. E., Willey L. A. J. of Materials, 1966, v, 1, Ns 1,
p. 226.
30.	С о к о л о в А. В. Оптические свойства металлов. Иэд-во физико-мате¬
матической литературы, 1961, с. 242.
31.	Б о р х е р т Р., Ю б и ц В. Техника инфракрасного нагрева, Гос-
энергонздат, 1963.
32.	Д е р и б е р е М. Практическое применение инфракрасных лучей.
Госэлергонэдат* 1959.
33.	Блох А. Г. Основы теплообмена излучением. Госэиергоиэдат, 1962, с. 70.
34.	Hase R. Zeitschrift fur Teclmtsche Physik, 1932, № 3, S. 145.
35.	Физика тонких пленок, под ред. Г- Хасса и Р. Э, Тупа, т. II, Изд-зо
«Мир», 1967,
36.	Н a ss G., W а у 1 о n і s s J. Е. J. Opt Soc. Am., 1961, v- 5і, p. 719.
Глава XVII
КОРРОЗИОННЫЕ СВОЙСТВА АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ1
1. Основные особенности коррозионного поведения
алюминия и его сплавов
Высокая коррозионная стойкость алюминия и его сплавай
определяется свойством алюминия легко пассявнроваться. Даже
па воздухе на поверхности алюминия ообразуется устойчивая
окисная пленка толщиной до 50—200 А.
1 Авторы: Синявский В. С, Комиссарова В. С., Вальков В. Д., Амбарцу¬
мян С. М., Батраков В. П.
610

Наличием окисной пленки на алюминия определяется сущест-
аенная разница между стационарным потенциалом алюминия
в кислых и нейтральных средах и стандартным электродным потен¬
циалом алюминия. Удаление окисной пленки при зачистке поверх¬
ности металла, например, в 3%-ном растворе NaCl, приводит
к сдвигу потенциала в отрицательную сторону на 670 т (с —0,551
до —1,221 л). Стандартный потенциал алюминия равен—1,66в П].
Подробную информацию о коррозионном поведении алюминия
в ряде сред и условий можно получить на основании анализа диа¬
граммы потенциал металла — pH среды, построенной Пурбе
(рис. 222) 12 j. Согласно этой диаграмме, пассивность алюми¬
ния в нейтральных средах обусловлена образованием на поверх¬
ности металла слоя окисла по одной из следующих реакций:
2А1 + 4Н*0 ^ Аірз X HsO + 6Н+ + 6а,	(1)
2А1 + 6Н„0 А1аОэ х 3H,0 -f 6Н+ -f 6е.	(2)
Приуменьшении или увели¬
чении значения pH алюминий
растворяется с образованием
соответственно ионов
А1 А13+ + Зе“ (3)
ИЛИ
А1-Ь2Н2О^АЮГ +
+ 4Н+ + 3<Г.	(4)
Интервал pH, соответству¬
ющий пассивному состоянию
алюминия в воде, изменяется
в зависимости от структуры
формирующегося на поверхно¬
сти окисла и активности ионов,
переходящих в раствор (А13+
и А10Г). Если активность
этих ионов близка к единице
аА10Г= 1 И аА1®+=1)’ Т0
при образовании одноводной
окиси алюминия — бемита —
интервал значений pH, ограни¬
чивающих пассивную область,
По мере изменения значений активностей этот интервал изме¬
няется в соответствии с уравнениями:
1
5Г
I
-7
-І*
и
_
/а
S
J
-
1S
“
г
:
:
ж
■а ш
-пишите a mspH
Рис. 222. Дваграниа электрохимиче¬
ского равновесия алюминия в воде
при активности нолей я=» КГ':
/ — область карроззн (/, а - А!3+,	/,
в — AIOJ"); /I — область оасспвости
(гкдрвргпллнт А1,0,*ЗН,0);	/// — об¬
ласть устойчивости (A1J; /» 5 — потен¬
циалы HowrtseuHH кислорода л наделения
водорода (соответственно)
составляет 2,67—12,3.
pH =2,67-0,33 lgaAl3f(	(5)
pH=12,3 + lgaAlor	(6)
611

При значениях активностей, равных 10“*, он составляет 4,70—
6,4 pH.
В случае образования на поверхности наиболее стабильного
тригидрата окиси алюминия — гидраргиллита — область пассив¬
ности несколько расширяется: 2—14,6 pH и 4 — 8,6 pH для актив¬
ностей, равных 1 и 10*“. Соответственно с этим обычно алюминий
считают устойчивым в интервале pH = 4 +8,6, за пределами
которого скорость коррозии резко возрастает (1, 3і]. Однако
для алюминиевых сплавов границы этого интервала могут
изменяться Для сплава Діб
и сплавов системы А1—Zn—
.Mg, например, скорость кор¬
розии существенно не воз¬
растает в области значений
pH =3+11 [4, 51.
В некоторых средах, для
которых механизм растворе¬
ния отличается от механизма
растворения, описываемого
уравнениями [3] и [4],алю¬
миний может находиться
в пассивном состоянии даже
при pH > 13 (например,
гидроокись аммония) или
pH <С 1 (концентрированная
азотная кислота).
Основные теоретические
взгляды на коррозионное
поведение алюминия и его
сплавов основываются на
современных представлениях
о пассивности металлов U;
6, с. 5; 7; 8; 9].
С точки зрения этих представлений коррозия алюминиевых
сплавов определяется тем, в какой области потенциалов анодной
потеншюстатической кривой сплава пли дифференциальных
анодных кривых структурных составляющих (обедненных зон,
выделений, включений интерметаллидов н т. п.) находится стацио¬
нарный потенциал сплава.
Сопоставление стационарного потенциала алюминия с крити¬
ческими точками на анодной поляризационной кривой показы¬
вает, что из-за наличия на поверхности алюминия устойчивой
в нейтральных средах фазовой окисной пленки алюминий и его
сплавы в водных растворах и в морской воде корродируют в об¬
ласти потенциалов пробоя (см. область ///, рис. 223).
Таким образом, любые факторы, вызывающие сдвиг стацио¬
нарного потенциала сплава в область пробоя (область III) и на¬
рушающие пассивность, приводят к снижению коррозионной стой-
ш
Ряс. 223. Анодная потенцностатлческая
кривая алюминия в 3%-ном растворе
NaCI:
— раономспыЛ потенциал (1,66 »); £„ —
потенциал пассивации; Еп п *— потенциал
полной пассивации! — потенциал про¬
боя, (п — предельны Л ток пассивации; 1т —
то* о пассивном состоянии

кости алюминия и его сплавов, а факторы, смещающие стационар*
ный потенциал в область пассивного состояния (область //), спо¬
собствуют повышению коррозионной стойкости.
Есть сведения, что при определенных условиях, например
при снятии кривой из катодной области со скоростью, превышаю¬
щей 1 вімин, в 0,5-й. NaCl, а также в азотнокислых средах для
алюминия может быть выявлена область активного растворения
ПО].
Некоторые примеси в алюминии, а также ряд легирующих
элементов,, различное структурное состояние полуфабрикатов,
внутренние н внешние напряжения, природа п температура воз¬
действующей коррозионной среды оказывают существенное влия¬
ние на коррозионные свойства алюминия и его сплавов. Так,
например, примесь меди существенно снижает коррозионную
стойкость алюминия в 394-ном растворе NaCl+0,1% НгОг.
Примеси кремния и железа оказывают меньшее влияние
(табл, 237).
ТАБЛИЦА ІЗ?
влияние ПРИМЕСЕЙ ЖЕЛЕЗА, КРЕМНИЯ И МЕДИ НА СКОРОСТЬ
КОРРОЗНН АЛЮМИНИЯ (И. АНДЕРС [£7])
Си, '/,
Пптерй
массы
мг/смг> сутки
Fe. %
Потерн
массы
мг/см*-Сутки
SJ. %
Потерн
массы
иг/см'сутки
0,05
0,015
0,004
0,0016
0,051
0,0023
0,20
0,036
0,100
0,0019
OU90
0,0025
0,66
0,048
0,660
0,0035
0,890
0,0030
Указанные элементы (Fe, Si, Си и т. д.) заметно также изме¬
няют и стационарный потенциал алюминия, потенциал пробоя и
ток растворения при этих потенциалах.
Если добавки железа и кремния не оказывают заметного влия¬
ния на стационарный потенциал алюминия, то добавки меди
сдвигают стационарный потенциал и потенциал пробоя в сторону
положительных значений и увеличивают ток растворения в пассив¬
ном состоянии (табл. 238). Эго лишний раз показывает, что при
оценке коррозионной стойкости алюминиевых сплавов следует
оперировать совокупностью основных электрохимических харак¬
теристик — током растворения, потенциалами пробоя и коррозии.
Пример с медью свидетельствует об этом. Действительно, несмотря
на сдвиг потенциалов коррозии и пробоя в положительную сто¬
рону при легировании алюминия медью скорость коррозии этих
сплавов не уменьшается, а увеличивается. При этом также (по
мере увеличения в сплаве меди) появляется чувствительность
к опасным видам коррозии: межкристаллптной коррозии и кор¬
розионному растрескиванию.
33 Алюминиевые сплавы
513

ТАБЛИЦА т
СТАЦИОНАРНЫЕ ПОТЕНЦИАЛЫ СПЛАВОВ И ИНТЕРМЕТАЛЛИДОВ,
ПОЛУЧЕННЫЕ ЧЕРЕЗ 24 ч. ПО ОТНОШЕНИЮ
К ВОДОРОДНОМ У ЭЛЕКТРОДУ
Твердые растворы
н интернеталлхди
Потенциал £s t
1 Твердые растворы
н mi тер металл нды
Потенциал £B
3% NaCI
3*/. N»CI +1
+1% неї
3% NsCl
3% NaCf+
+t% НСІ
AI
-0,515
—0,526
Zn
—0,794
—0,776
АІ -
-0,8% Си
-0,440
-0,475
ТІ
+0,164
—0,087
АН
6,1% Си
-0,412
—0,470 I
СГ
+0,202
+0,097
АН
г 1.52% N1
-0,508
—0,481
Si
—0,137
—0,103
А1Ч
- 1,47% Mg
—0,548
—0.530
Mn
—0,852
—0,842
А1-
- Б.64% Mg
-0,662
—0,550
Ni
+0,038
+0,009
АІ-
-0,64% Мп
—0,507
—0,486
Fe
—0.371
—0,305
А1-
- 1.55% Si
—0,505
—0,515
CuAla
—0,517
—0,382
А1-
-0,2% Fe
—
—0,527
Mg2Al3
—0,930
—0,864
А1-
- 1,07% Zn
—0,627
—0,610
A!2CuMg
—0.673
—0,430
А1-
-6,06% Zn
—0,780
—0,714
AI*MgU
—1,151
—0,934
А1-
- 0,34% Сг
—0,496
—0,503
Mg,Si
—1,250
—
АН
-0,1% ТІ
—0,514
—0,524
FeAt3
—0,261
—
Mg (чист-)
—1,389
—1,426
NiAI3
—0,210
—
Mg (тсхн*)
—1,341
—1,406
Мл AJ *
—0,582
—
Си
+0,035
+0,039
MgZn,
—0,786
—
Cd
—0,500
—0,533
Al+l,l%Fe
' ""
—0,527
Большинство легирующих элементов или примесей образует
с алюминием интерметаллнческие соединения, которые обладают
различными электрохимическими свойствами (табл. 238).
Интерметаллическне соединения, выделяющиеся в процессе
далеко зашедшего распада твердого раствора, могут оказывать
неблагоприятное влияние на коррозионную стойкость либо вслед¬
ствие изменения стационарного потенциала сплава, либо за счет
больших скоростей собственного растворения выделений при ста¬
ционарном потенциале сплава.
Интерметалл иды тугоплавких компонентов: FeAl3, MnAIe,
NiAls, СгА17, ТіАЦ и др., образующиеся в процессе литья, гомоге¬
низации, горячей деформации и закалки и группирующиеся
в направлении максимальной деформации, также могут пони¬
жать коррозионную стойкость как по электрохимическому меха¬
низму, так и в результате ослабления связи с матрицей из-за
группировки в этих местах субмикро- и микропустот.
Неравномерный распад твердых растворов, вызывающий струк¬
турную и химическую неоднородность сплава, с выделением анод¬
ных или катодных фаз и образованием обедненных легирующими
элементами или «свободных от выделений» зон, располагающихся
непосредственно вдоль границ, приводит, как правило, к сни¬
жению коррозионной стойкости и к изменению характера коррози¬
онных поражений: отместкой или равномерной коррозии кяаиболее
БЫ

опасны* видам — межкртча.гитіиіі «ли рл»ч\ілнв4*лі,е4 х.у-
розаи и к керрлзнчмшому paei регщиинини ичи\ »ЧЛ>. U
ных кислотах n ixwVimo щмлчач дли нлюмннмевих eivuio*
харахгерея равномерный тин иорролим.
Кингтвхл анодного процесса сущгпжчши зашіпіт иг прижим
аниокоз. катионов и н\ кошичпртшп. О уиоліі'ичітлі в раег^'р*
концезгрлдиа покое хлора ттчщшм npnftun hoiiiukhotv* и нас*
Рис. 224. Види коррозионных поражений:
о — пнттннг: 6 — мсжкрнстцллнтняя корроиія: • — рпсслимолоіцяи коррпліи'
г — коррозионное рсстрсскмяомне
33*
біб

слвиая область уменьшается — это приводит к уменьшению корро-
знойной стойкости (рис. 225),
Наиболее типичным видом коррозии для алюминия и его мало-
легированных сплавов в атмосферных условиях и в нейтральных
водных растворах, содержащих ионы хлора (брома или иода),
является пнттннг (точечная коррозия).
.Механизм питтннговой коррозии
алюминия и его сплавов, с точки
зрения теории пассивности, можно
представить следующим образом.
При достижении потенциала, не¬
сколько более положительного, чем
потенциал пробоя, пассивное состоя¬
ние на отдельных участках поверхно¬
сти нарушается. Существование такого
процесса определяется наличием в раст¬
воре активных ионов хлора или дру¬
гих галлоидов.
В результате скорость растворения
на этих участках значительно превос¬
ходит (в том числе и за счет отрицатель¬
ного разностного эффекта) скорость
растворения основной поверхности,
находящейся в пассивном состоянии,
что и обусловливает развитие язвенной
или питтннговой коррозии. Значитель¬
ные изменения состава, концентрации
и pH электролита в основании пит-
тннга препятствуют восстановлению
разрушенной окисной пленки.
Чувствительность алюминия к точечной коррозии может быть
значительно уменьшена добавкой к алюминию магния в коли¬
честве 0,5% или же магния и марганца по 0,5% каждого. Послед¬
нее сочетание действует наиболее эффективно 16, с. 231). Свой¬
ственная многим промышленным алюминиевым сплавам чувст¬
вительность к межкрнсталлнтной коррозии проявляется в основ¬
ном для полуфабрикатов с определенным структурным состоя¬
нием, а для некоторых свариваемых сплавов — в зоне термического
влияния. Например, у сплава ДІ6Т чувствительность к межкрн¬
сталлнтной коррозии проявляется после замедленной скорости ох¬
лаждения а процессе закалки или после технологических или
эксплуатационных нагревов.
Основы электрохимической теории межкрнсталлнтной корро¬
зии алюминиевых сплавов были разработаны Г. В. Акимовым II1.
Структурные исследования освещены в работах І6, с. 199; 11],
По современным представлениям, механизм межкристаллит-
нон коррозии алюминиевых сплавов имеет электрохимическую
природу; необходимым ее условием является пассивное состояние
516
Рис. 225. Влияние концент¬
руй нп коков хлора на по¬
тенциал пробоя алюминия:
*
£Лр — Потенции* пробоя
v	£„р — потен¬
цію* пробоя о 0,01%'UOM NuCI;
/— 0,01%-irwft NhiCli 2 —
3%'ішН NnCj [В. Л- Блтрпкоп,
EI. С. Комиссаров ft. С, М. Ам-
бириуман, П* Ф- Клрсеиу;

тела зерна и состояние пробоя млн активное состояние границ
зерен — либо интерметаллидных соединений, выделяющихся
сплошной пленкой вдоль границ зерен (сплавы системы А1—Mg),
либо зон обедненного твердого раствора или зон, свободных от вы¬
делений (сплавы системы А1—Си и А1—Zn—Mg).
Однако имеются и другие представления о межкристаллитной
коррозии алюминиевых сплавов, например гипотеза об эксграгив-
ном растворении интерметаллидных соединений в сплавах типа
Діб и В95 112].
Известен ряд приемов, позволяющих эффективно предотвра¬
щать появление межкристаллитяой коррозии у алюминиевых
сплавов: регулирование состава сплава и условий термической
обработки (закалки и старения); регламентирование степени пла¬
стической деформации перед старением; защита от коррозии по¬
крытиями, особенно плакировкой.
Одним нз опасных видов коррозии алюминиевых сплавов яв¬
ляется расслаивающая коррозия. Она представляет особый вид
подповерхностной коррозии, развивающейся в направлении ма¬
ксимальной пластической деформации п прнводящейк отслаиванию
частиц и пластин металла н полному разрушению его при доста¬
точно длительной выдержке (см. рис. 224). Расслаиванию обычно
в атмосферных условиях и при периодическом воздействии мор¬
ской воды в основном подвержены прессованные профили, плиты
и нагартованные листы в опредеченном структурном состоянии.
Сюда же можно отнести широко применяемые для коррозионных
испытаний растворы хлористого натрия с перекисью водорода.
До недавнего времени этот вид коррозии считался разновид¬
ностью межкристаллитной коррозии ИЗ]. Однако коррозионное
расслаивание следует рассматривать как самостоятельный вид
коррозии [14—16]. Эго обусловлено не только преимущественным
распространением расслаивания вдоль направления деформации,
но также и тем, что. коррозия может развиваться в этом случае
и транскристаллитно (например, для сплавовспстемы А1—Zn—Mg),
а факторы, регулирующие чувствительность к межкристаллитной
и расслаивающей коррозии, существенно различаются.
Появление расслаивающей коррозии определяют следующие
основные факторы:
1.	Наличие нерекристаллизованной или ориентированной
вследствие деформации структуры.
2.	Сосредоточение интерметаллидных соединений в плоскостях,
направленных вдоль максимальной деформации.
3.	Стационарный потенциал сплава должен располагаться
в пассивной области вблизи потенциала пробоя. При этом ток рас¬
творения сплава в пассивной области должен быть выше некоторой
критической величины [16].
Расслаивающая коррозия развивается по щелевому механизму
[16, с. 96—100]. В узкой щели за счет гидролизапродуктов корро¬
зии [17] среда подкисляется и скорость растворения возрастает.
517

Однако для развития этого вида коррозии необходимо также воз¬
действие нормальных напряжений (внутренних и дополнительно
возникающих за счет расклинивающего действия продуктов кор¬
розии) в плоскости, перпендикулярной к направлению расслоения
115, 16].
Высокопрочные алюминиевые сплавы системы А1— Zn—Mg—
Си (В95, В%. ВЭЗ), сплавы системы А1—Си—Mg (Діб), Al—Cu
1Д20) и А1—Mg (АМгб) в некоторых структурных состояниях при
совместном воздействии коррозионной среды и растягивающих
напряжений подвержены особому, наиболее опасному виду корро¬
зионного разрушения — коррозионному растрескиванию.
Коррозионное растрескивание определяется рядом факторов:
составом и структурой сплава, коррозионной средой и величиной
растягивающих напряжений.
Разрушения в результате коррозионного растрескивания имеют
превм>шественно межкристаллитный характер и, как правило,
характериз)ются возникновением семейства трещин вблизи ос¬
новной трещины, вызвавшей разрушение.
В соответствии с широко распространенной точкой зрения
И; б. с. 199; 11. 13], впервые наиболее четко сформулированной
Диксом, коррозионное растрескивание алюминиевых сплавов
рассматривается как электрохимический процесс, обусловленный
глазным образом следующими факторами:
J.	Наличием непрерывных анодных участков, располагаю¬
щихся по границам зерен.
2.	Избирательным действием коррозионной среды.
3.	Действием растягивающих напряжений, ускоряющих рас¬
творение анодных участков и обнажающих свежие анодные уча¬
стки.
Согласно этой гипотезе, механизм коррозионного растрески¬
вания представляется следующим образом: избирательное рас¬
творение анодных составляющих по границам зерен способствует
образованию мнкронадрезов (концентраторов напряжений).
Приложенные напряжения, концентрируясь в основании надреза,
усиливают развитие анодных процессов, обеспечивая продвижение
трещины в глубь металла. При достижении трещиной размера, при
котором приложенные напряжения оказываются выше предела
прочности материала, изделие разрушается. Эта гипотеза была
сформулирована в основном на основании исследований сплавов
системы А1—iMg и А1—Си. В дальнейшем она была использована
для объяснения механизма коррозионного растрескивания спла¬
вов системы А1—Zn—Mg [II, 19].
Однако накопившийся в последнее время экспериментальный
материал по коррозионному растрескиванию алюминиевых спла¬
вов, особенно сплавов системы AI—Zn—Mg, не может быть удов¬
летворительно объяснен с точки зрения этих представлений.
В последнее время ряд исследователей существенно изменил
представления о механизме коррозионного растрескивания. Так,
SIS

коррозионное растрескивание сплавов системы AI—Zn—Mg свя¬
зывается с наличием зоны, «свободной от выделений» [20, 21L
При этом зарождение трещины объясняется преимущественной
пластической деформацией этой зоны, имеющей пониженную проч¬
ность. Развитие трещины ускоряется действием коррозионной
среды при наличии растягивающих напряжений. Это состояние
реализуется в том случае, если плотность выделений на границе
зерна такова, что препятствует передаче эстафетной деформации от
зерна к зерну.
Согласно И. Н. Фридляидеру чувствительность к коррозион¬
ному растрескиванию стареющих алюминиевых сплавов обуслов¬
ливается стадиями старения. Высокое сопротивление коррози¬
онному растрескиванию отвечает зонной стадии старения и стадии
коагуляции при старении; ухудшение коррозии под напряжением
вызывается фазовой стадией старения с преобладанием в струк¬
туре наряду с зонами Г. П. дисперсных частиц метастабильных
фаз [22; 23; с. 51.
Для сплавов системы А1—Zn—Mg показано, что сопротивле¬
ние коррозионному растрескиванию зависит от характера распада
твердого раствора [24—28, с. 6; с. 11].
В ряде работ низкое сопротивление коррозионному растрес¬
киванию связывается с характером движения дислокаций в объеме
зерна 125—27]. В том случае, когда выделения (зоны Г, П.,
мелкие частицы когерентных переходных фаз) срезаются дислока¬
циями, деформация происходит в узких полосах, обусловливая
высокую концентрацию напряжений на высокоугловых грани¬
цах, являющихся причиной зарождения коррозионных тре-
ищн.
Этот процесс может происходить вследствие нарушения окис-
ной пленки (из-за малой ее пластичности), а также в результате
изменения ее электрофизических свойств — увеличения под дей¬
ствием механических напряжений ионной проводимости. Увели¬
чение подвижности атомов металла через напряженную окисную
пленку также может быть вызвано и повышенной абсорбцией в
этих участках водорода |25, с. 586].
В тех случаях, когда дислокации при своем движении огибают
частицы выделений (частицы некоторых метастабильных переход¬
ных, а также стабильных фаз, частицы тугоплавких компонентов
переходных металлов и т. п.), деформация по зерну носит экстен¬
сивный характер, и поэтому напряжения на границах зерен
не достигают критических значений. У сплавов с таким структур¬
ным состоянием, как правило, наблюдается достаточно высокое
сопротивление коррозионному растрескиванию. Электрохимичес¬
кая неоднородность, обусловливающая коррозионное растрески¬
вание, может возникать и в результате приложенных напряжений,
и не всегда должна являться следствием исходного структурного
состояния самого сплава, как это предполагается в теории Дикса
и др. С этой точки зрения становится ясным отсутствие в некоторых
51Я

случаях прямой связи между чувствительностью к межкрнстал-
литной коррозии и коррозионным растрескиванием.
Таким образом, природа коррозионного растрескивания алю¬
миниевых сплавов, и даже одного сплава, в зависимости от его
структурного состояния может быть механо-электрохимическоП
или электрохимически-механической.
Все алюминиевые сплавы подвержены ускоренному разрушению
при одновременном воздействии циклических напряжений и кор¬
розионной среды — коррозионной усталости.
Коррознонноусталостные трешнны распространяются, как
правило, транскристаллитно и могут зарождаться от коррозион¬
ных поражений на поверхности.
Коррозионные поражения на поверхности деталей из алюми¬
ниевых сплавов, испытывающих в процессе эксплуатации мало- или
миогоцикловые нагрузки, иногда могут являться причиной зна¬
чительного снижения предела усталости или долговечности.
На деталях из алюминиевых сплавов, плотно конта ктирую-
щихся с деталями из алюминиевых или других сплавов и подвер¬
гающихся в процессе эксплуатации незначительным перемеще¬
ниям или вибрации, развиваются поверхностные повреждения,
которые классифицируются как фретинг-коррозия. Последняя
иногда возникает в процессе трения крупногабаритных полуфаб¬
рикатов из алюминиевых сплавов при их длительной транспор¬
тировке.
В реальных конструкциях из алюминиевых сплавов могут
быть различные зазоры {например, при соединении клепкой или
точечной сваркой), которые обусловливают специфический харак¬
тер коррозионного процесса — так называемого щелевого эффекта
М7, 30]. Вследствие ограниченного доступа кислорода к металлу
в зазоре возникает пара дифференциальной аэрации. В коррози¬
онной паре дифференциальной аэрации алюминий в зазоре яв¬
ляется анодом, растворяющимся с большой скоростью за счет
подкисления среды в зазоре до pH — 3,2—3,4 вследствие гидро¬
лиза хлористого алюминия, а также за счет отрицательного раз¬
ностного эффекта. Подкисление среды приводит к сдвигу потен¬
циала металла, находящегося в зазоре, в сторону отрицатель¬
ных значений, что способствует увеличению скорости кор¬
розии.
Алюминиевые сплавы имеют различную устойчивость против
щелевой коррозии. Так, в 0,5-н растворе NaCI с уменьшением за¬
зора от 0,4 до 0,04 лш скорость коррозии алюминиевых сплавов
В95 л Д15 повышается незначительно, а сплавов АМц и АМгб,
плакированного сплава Д16 и чистого алюминия возрастает в 3—8
раз [17].
При конструировании деталей из алюминиевых сплавов следует
избегать неблагоприятных контактов либо проводить необходимые
защитные мероприятия. В результате контакта с более благород¬
ными металлами (медь, никель, серебро, железо, олово, свинец)
520

потенциал алюминия к его сплавов сдвигается в сторону положи¬
тельных значений — в область потенциалов пробоя, и алюминие¬
вые сплавы корродируют тем с большей скоростью, чем значи¬
тельнее смещение потенциала. Только те металлы, в контакте с ко¬
торыми стационарный потенциал алюминия или его сплавов сме¬
щается в сторону отрицательных значений — в пассивную об¬
ласть, либо не вызывают контактной коррозии (кадмий), либо
защищают сплавы от коррозии (плакировка алюминием сплавов
типа Д16 или плакировка сплавом Al -f 1% цинка сплавов
типа В95).
Контакт с магнием в естест¬
венной атмосфере не представляет
опасности для алюминиевых сплат
вОв, но в условиях погружения
в нейтральный электролит являет¬
ся опасным за счет изменения pH
раствора в щелочную сторону
при катодной поляризации. Это
явление получило название «пере-
защита».
Алюминиевые сплавы системы
А)—ЛЬ, Al—Mg—Si, Al—Mg (при
содержании магния <4,5%), Al—
Zn—Mg при содержании 2 Zn -f-
-f Mg <6,0% обладаю? высокой
коррозионной стойкостью в раз¬
личных атмосферных условиях.
Для этих сплавов характерно
существенное торможение скоро¬
сти коррозии во времени: в пер¬
вые 1—2 года глубина коррозион¬
ного литтпнга составляет 0,10—
0,20 мм н в последующее время, как правило, увеличивается не¬
значительно. Торможение коррозии в атмосфере происходит
вследствие затруднения доступа среды к центрам поражения по
мере роста глубины коррозии, т. е. слабой реализации щелевого
эффекта под тонкой пленкой влаги.
Скорость коррозии алюминия в атмосферных условиях опре¬
деляется главным образом содержанием хлоридов, нарушающих
пассивное состояние, и S02, являющегося активным деполяриза¬
тором катодного процесса 1311. Соответственно с этим наиболее
агрессивными являются промышленная и морская атмосфера.
Опыт работы показал, что если оценивать активность различных
атмосферных станций по усредненным для всех сплавов показате¬
лям коррозии, то самой агрессивной является северная морская
станция (рис. 226) [32]. В порядке уменьшения агрессивности
следуют: северная морская станция, промышленные станции,
южная морская и сельская станции.
1696
Рис. 226. Агрееспвпость различных
климатических районов Советского
Союза:
І — север кая станция (приморская);
2У 3 — промышленные ста ними (Моск¬
вы); 4 — юлка я станция (примор¬
ская), 5 — сельская сттщпк: / —
максимальные аначен&я; //—средние
значения (Г, Н. Вудов, В* С, Саняв-
СкнП, В. Д. Каднипм)
521

Повышенная агрессивность северной морской атмосферы объ¬
ясняется более высоким содержанием в ней хлоридов и более дли¬
тельным сохранением топкой пленки влаги на поверхности, что
приводит к интенсификации процесса коррозии. Если оценивать
агрессивность различных атмосфер по поведению только корро-
зноннестойких сплавов, то различие между северной морской и
промышленной станциями значительно уменьшается. В соответ¬
ствии'со Средними данными, приведенными различными авторами
[31—351 по устойчивости в атмо¬
сферных условиях алюминиевые
сплавы можно разбить на не¬
сколько основных групп.
Технический и чистый алюлш-
ний (АД1 и АО), сплав АМЦ, а
также сплавы системы Al—Mg
(AMrl, АМг2, АМгЗ, АМг4 и
АМг5), системы А1—Mg—Si (АД31,
АДЗЗ, АД35) отличаются относи¬
тельно высокой коррозионной
стойкостью. Основной характер
коррозионных поражений в атмо¬
сферных условиях для этих спла¬
вов — питтннг глубиной прибли¬
зительно 100—150 мкм (за два
года). Почти такую же или в неко¬
торых случаях даже более высокую
коррозионную стойкость имеют
сплавы системы А1—Mg (АМгб)
при ограничении нагревов, сплавы
системы А!—Zn—Mg (1915), при
р егламентирова н но й технология
н плакированные высокопрочные
сплавы (Діб, В95 и др.) при отсут¬
ствии диффузии меди в плакирую¬
щий слой в условиях, когда плакировка не нарушена.
На полуфабрикатах из сплавов АД31, АДЗЗ, АД35, АВ, АМг4,
АМг5 и АМгб наряду с питтингом могут наблюдаться межкристал-
литиые поражения. Иеплакированиые сплавы Д1, Діб, Д20,
А Кб и АК,8 имеют пониженную коррозионную стойкость. Для
указанных сплавов характерна межкристаллятная коррозия,
а в условиях северной станции — расслаивающая коррозия, осо¬
бенно для сплава АК6 (рис. 227). Профили сплава АК.6 толщиной
4 мм практически полностью разрушаются за 2—3 года. Анало¬
гичные полуфабрикаты сплава В95ТI после двух лет расслаиваются
в значительно меньшей степени.
Основная особенность кинетики развития расслаивающей кор¬
розии состоит а том, что коррозия во времени развивается практи¬
чески с постоянной скоростью. Для сплавов, не чувствительных
522
Рис. 227. Коррозионная стойкость
различных сплавов (профиль 4 мм)
при испытании о естественных
условиях:
а — селсрион приморская; 6 — южпап
прниорскап: л — промышленная стаи*
ция: V — АК0Т1. 2 - Д16Т,	3 —
В95Т1, 4 — АД36Т1 (Г Н. Будоц,
В, С, Снпявсккл, В, Д. Квлннки)

СРАВНЕНИЕ КОРРОЗИОННОЙ СТОЙКОСТИ
РАЗЛИЧНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
ТАБЛИЦА гм
Система
Сила в
■ н его
состоя к» е
Общая
корро-
эцотжяя
СТОПкость
Склов¬
кость к
межкрк-
стяллнт-
НОЙ кор-
розни
Склон¬
ность к
корро¬
зионному
растрес¬
киванию
■Примечание
А1
АД1
5
5
5
Основной металл
А1—Мп
АМЦ
5
5
б
н сварные соеди¬
нения
А1—Mg—Мп
А№1
5
S
5
Основной металл
и сварные соеди¬
нения
АМг2
5
5
5
То же
АМгЗ
5
б
5
»
АМг4
5
б
5
>
АМгбМ
5
5
5
>
АМгбН
5
б
4
і
АМгбМ
5
5
5
Основной віеталл
АМгбН
5
б
4
t >
АМгбМ
5
4
4
Сварные соедине¬
ния
АМгбН
5
3
3
То же
АМгСМ
5
3
3
Сварные соедине¬
ния (нагрев 70°>
>3000 м)
АМгбН
5
3
3
J
Сварные соедини
мня (нагрев 70“>
>]000 ч)
Al-Mg-Si
АД35
5
4
5
Основной металл
н саарные соеди¬
нения
АД31
5
4
5
То же
АДЗЗ
б
4
5
і
АВ
4
3
5
t
А —Si—Си
АК6Т1
2
1
2
2
АК8Т1
2
2
2
—
літ,
Д16Т
3
3
3
—
Al-Mg-Cu
Д16ТІ
3
3
4
—
Д1Т,
ДІЄТ
Д16Т1
2
2
2
і *
2
3
Крупногабарит¬
ные полуфабри¬
каты
523

Продолжение тгбл. 239
Систем*
Сплав
н его
СОСТОЯ і rite
Общая
корро-
энокпая
стойкость
Склон*
кость к
межкрн-
с та л лит-
под кор¬
розии
Склон¬
ность
к корро¬
зионному
растрес¬
киванию
Примечание
Д20Т1
3
3
4
Основной металл
А1—Си
Д20Т
2
2
3
Сварные соедине¬
ния
АК4-1Т1
3
3
4
АІ—Mq—Си—Ni
AK4-ITI
2
2
3
Крупногабарит¬
ные полуфабріь
каты
А1—Mq—Си—SJ
ВАД23ТІ
3
4
4
—
0I913TI
4
5
5
Основной металл
Al—Zn—Mq
1915Т
4
4
5
в в
1915
4
4
3
Сварные соедине¬
ния
В93Т1
4
3
3
Al—Zn—Mq—Си
В95Т1
3
3
3
—
В96Ц
3
3
2
—
Примечание. 5 — весьма стойкие. 4 —■ стойкие, 3 — удовлетвори¬
тельная стойкость, 2 — пониженная стойкость.
к расслаивающей коррозии и коррозионному растрескиванию,
например для сплавов системы А1—Mg—Si, торможение корро¬
зии во времени отмечается даже в тех случаях, когда коррозия
имеет межкристаллитный характер.
Однако в некоторых случаях, например для нагартованных
сплавов системы А1—Mg или сплавов системы А1—Си—Mg, при
неправильной термической обработке может иметь место прогрес¬
сирующая межкристаллитная коррозия, приводящая к полному
разрушению [35].
В табл. 239 приведены сравнительные данные по коррозион¬
ной стойкости наиболее широко распространенных промышленных
алюминиевых сплавов. Оденка коррозионной стойкости произве¬
дена, как правило, с учетом опыта эксплуатации при температу¬
рах не выше 70® С, а для отдельных сплавов — на основе ре¬
зультатов лабораторных испытаний. Данные таблицы могут быть
524

использованы как ориентировочные. Для отдельных видов по-
луфабрикатов и деталей, изготовленных по специальной техноло¬
гии, коррозионные характеристики могут существенно отличаться.
2. Коррозионная стойкость деформируемых
алюминиевых сплавов
Алюминий
Коррозионная стойкость алюминия различных сортов опре¬
деляется в основном содержанием примесей, главным образом
железа (образующего FeAIs) и кремния. Кремний влияет в мень¬
шей степени. Влияние содержания железа на коррозионную стой¬
кость проявляется по-разному в зависимости от pH среды. В кис¬
лой среде, где процесс идет с водородной деполяризацией, это
влияние весьма ощутимо из-за
низкого перенапряжения водо¬
рода на железе (рис. 228).
В нейтральной и щелочной-
средах в относительно широких
пределах содержания (0,005—
0,5%) железо мало изменяет
коррозионную стойкость.
Сплат системы А1—Мп
Сплав АМц — наиболее рас¬
пространенный сплав системы
А1—Мл в отожженном состоя¬
нии имеет коррозионную стой¬
кость, близкую к чистому алю¬
минию. Марганец, образуя с же¬
лезом интерметаллидкое соеди¬
нение Mn,FeAl, оказывает благоприятное влияние, нейтрализуя
действие более эффективного катода FeAl3. Этим можно объяс¬
нить то обстоятельство, что в некоторых атмосферных условиях
(35] коррозионная стойкость сплава АМЦ выше, чем у алю¬
миния. Коррозионная стойкость после нагартовки понижается
из-за возникновения тенденции к расслаивающей коррозии.
Эта тенденция увеличивается пропорционально степени нагар-
товкн. С. Е. Павлов связывает это с образованием в про¬
цессе деформации микронадрывов вблизи твердых ннтерметаллид-
ных включений А1вМп [13]. По-видимому, более существенное вли¬
яние на расслаивающую коррозию может оказывать работа интер-
металлидных соединений марганца с железом в хачестве катодов,
поскольку концентрация последнего в сплаве достаточно велика
(до 0,7%).
	хМ ъ
£
У
tSB кГ
1
/
т *
fin ?
*
/
'W S
т І
т g
1 то
\»ю
й tfit)
/
-р.
7\
/
и-
—1
п
80 %
"І
cs
ОІ/І/
Г
Q 4
І (Ft
$ 8,9 fj) {і
+Si), %
Рис, 228. Влияние суммарного содер¬
жания железа и кремния па скорость
коррозия (/} н глубину питтияга (2)
в растворе: 1 с.и3 НС1 (плотность
1,17) -f- 1 л HsO {в. С. Синявский,
3. В. Гостева)
525

Сплавы системы At—Aig и Al~~Mg—Li
Коррозионная стойкость сплавов рассматриваемых систем
определяется содержанием основных легирующих компонентов
(магния для системы А1—Mg; магния, лития и циркония для си¬
стемы AI—Mg—Li), а также степенью и характером распада твер¬
дых растворов. Сплавы приобретают чувствительность к межкри-
сталлитной коррозии и коррозионному растрескиванию в случае
Рис. 229. Влияние степени холод¬
ной деформаций на коррозионную
стойкость сварных соединений
сплава АМгб;
/—минимальное пре и я до разрушения;
2—максимальное время до разрушения;
9 — длительность испытания Jfia суток
(В» С* СнпяаскнЛ, Е, А. Мельникова)
Рис, 230. Влияние температуры отжига
на предел текучести {/) и на сопротивле¬
ние коррозионному растрескиванию отож¬
женных (2) и нагартованпых образ¬
цов (3) из сплава АМгб (В. С. Синявский,
Е. А. Мельникова, В. Д. Вальков)
выделения по границам зерен сплошной цепочкой 0-фазы (Aig2Al3)
в сплавах системы А1—Mg и фазы 5 (AlzMgLi) в сплавах системы
А1—Mg—Li, являющихся анодными по отношению к матрице.
Поэтому однофазный (при среднем составе) сплав АМг1, содер¬
жание магния в котором ниже его предельной растворимости при
комнатной температуре (1,4%), сохраняет высокую коррозионную
стойкость ][ после длительных эксплуатационных нагревов (в том
числе и сварные соединения).
Сплавы АА\г2 а АМгЗ, содержащие магния до 3,5%, являются
двухфазными и обладают высокой коррозионной стойкостью
вследствие дискретного выделения фазы р по границам зерен.
Коррозионная стойкость сплавов АА1г5, АМгб н отчасти АМг4,
содержащих магния более 3,5%, определяется (помимо легирова¬
ния марганцем) условиями термической обработки (режимами
отжига) и режимами нагревов, применяющимися в процессе про¬
изводства н эксплуатации. Удовлетворительные результаты для
этих сплавов могут быть получены после окончательного отжига
при температуре 310—335° С (23, с. 127; 36, с. 88; 46 J.
б?б,

При этом необходимо соблюдение также ряда дополнительны*
ограничений при промежуточных термических обработках в про¬
цессе изготовления полуфабрикатов [23, с, 127; 36; 37J,
Под влиянием нагартовки (рис. 229), сварки, длительного
естественного старения и эксплуатационных нагревов сопротив¬
ление коррозионному растрескиванию понижается (табл. 240)
123, с. 127], особенно сплава АМгб. Улучшение коррозионной стой¬
кости возможно за счет использования отжигов при температурах
ниже линии растворимости (265—285° С) и особенно в области
ниже температуры рекристаллизации (235—265° С) (рис. 230)
[38, 391. Последнее особенно эффективно для нагартованного
материала. При этом, используя методы термоыеханической обра¬
ботки, можно получить наиболее равномерное и дисперсное рас¬
пределение р-фаэы и соответственно с этим значительно повысить
сопротивление коррозионному растрескиванию [38, 39, 411.
Как следует из изложенного, чувствительность сплавов АМг5
н АМгб к коррозионному растрескиванию проявляется только
после определенной выдержки, продолжительность которой зави¬
сит от температуры. Для нагартованного материала в определен¬
ном температурном интервале (~до 130° С) логарифм температуры
пропорционален логарифму времени. Для отожженного материала
прямолинейную зависимость между логарифмом времени и темпе¬
ратурой, разделяющую опасную и безопасную области по чув¬
ствительности к коррозионному растрескиванию, можно ожидать
в более широком температурном интервале (20—210° С). Дальней¬
шее повышение температуры может приводить к увеличению со¬
противления коррозионному растрескиванию вследствие равномер¬
ного выделения фазы.
Холодная деформация сплавов АМг5 и АМгб может вызывать
появление расслаивающей коррозии. Отжиг как выше, так и ниже
ТАБЛИЦА 240
ВЛИЯНИЕ нагрева на сопротивление коррозионному
РАСТРЕСКИВАНИЮ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ СПЛАВА АМгв,
ЛИСТ ТОЛЩИНОЙ 3 ял, <т„ — И кГ/мм*
(по давним В. С. Синявского я Е. А. Мельниковой)
Отожженное состояние
Наторгованное состояние
Нагрсь
число
оОраздоя
ьрсмя до
разрушения,
сутки
число
образцов
время до рвзру-
1 шеиIIя * сутки
150° С — 10 ч
4/4
24; 30; 38;
44
S/4
28; 28; 43; 45;
>180
70° С — 1000 ч
6/0
>180
5/0
>130
70“С—3000 ч
5/3
99; 99;
146; >180
5/4
36; 38; 4S; 46;
>180
Примечание. В числителе — количество испытывавшихся образцов,
в знаменателе — разрушившихся.
S27

линии растворимости устраняет чувствительность к расслаиваю¬
щей коррозии (рис. 231). Однако при понижении температуры от¬
жига требуется увеличение его длительности. Сплав 01420 при.
ближается по коррозионной стойкости к сплаву АМгб.
Коррозионная стойкость сплава 01420 определяется скоростью
охлаждения при закалке (лучше закалка на воздухе) и режимом
старения (120° С — 12 ч). По¬
ложительное влияние легиро¬
вания сплава цирконием (при
распределении его в матрице
в виде дисперсных частиц)
определяется - преимуществен¬
ным выделением упрочняющих
фаз по телу зерна.
Сплавы системы А1—Mg—Si
Сплавы АД31, АДЗЗ, АДЗБ,
АВ обладают достаточно хоро¬
шим сопротивлением общей
коррозии и практически не
чувствительны к коррозионному
растрескиванию. Однако в опре¬
деленной степени, зависящей
от химического состава и тер*
мообработкп (старение), они
могут быть подвержены межкрнсталлитной коррозии. Наибо¬
лее высокую стойкость сплавы этой системы имеют в отож¬
женном н в закаленном состояниях вследствие равномерного рас¬
пада твердого раствора. После искусственного старения все
сплавы приобретают определенную чувствительность к межкри*
сталлитной коррозии. Сопротивление межкрнсталлитной корро¬
зии уменьшается по мере увеличения в сплавах содержания катод¬
ных элементов — меди и железа — и при избыточном содержании
кремния, большем, чем необходимо для формирования фазы Mg2Si
142—44]. Последнее хорошо иллюстрируется заметным сниже¬
нием пластичности и прочности после коррозионных испытаний
(табл. 241).
Отрицательная роль кремния предположительно может быть
связана с тем, что в отсутствие хрома или марганца он частично
входит в состав фазы р (FeSiAl) и a(FeSiAl). Обе эти фазы явля¬
ются эффективными катодами.
Сплавы с избыточным содержанием кремния требуют более
жесткого ограничения содержания катодных элементов (Си, Fe
и т. д.). На коррозионную стойкость сплавов, расположенных
в области а + Alg2Si, эти катодные элементы влияют в несколько
меньшей степени. Легирование марганцем (оптимально 0,7%)
или хромом (оптимально 0,2%) существенно увеличивает корро-
528
Рис, 231. Влияние температуры от¬
жига на чувствительность к расслаи¬
вающей коррозии сплава АМгб. Время
выдержки при отжиге 0,5 ч(/); 1 ч(2);
4 ч (3) и 6 ч (4) (В. С. Синявский,
Е. А. Мельникова)

ТАБЛИЦА 241
ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СПЛАВОВ
СИСТЕМЫ Al-Mg-SI ПОСЛЕ ТРЕХ МЕСЯЦЕВ ИСПЫТАНИЯ
В РАСТВОРЕ 3% NaCI + 0,1% Н.О,
{по данным Н. М, Эдельман и Е. И. Буровой)
51, %
Mtf, %
Потери, %
sr, %
%
Потеря, %
ч.
0
°а
Д
0,2
м
3,4
26,2
0,2
0,8
0
0,7
0.8
0,4
9,3
80,7
0,8
0,8
8,2
83,9
2,0
0,4
16,0
94,7
2,0
as
13,3
90,3
знойную стойкость сплавов системы А1—Mg—SL Это связано
с уменьшением электрохимической гетерогенности вследствие свя¬
зывания железа и получением нерекристаллизованнон структуры.
Для полуфабрикатов с рекристаллизованной структурой (листы)
влияние этих элементов уменьшается и соответственно сопротив¬
ление межкристалдитной коррозии падает.
По уменьшению коррозионной стойкости сплавы этой системы
могут быть расположены в следующий ряд: АД35, АДЗІ, АДЗЗ,
АВ. Наиболее высокой коррозионной стойкостью как в растворах,
так и в атмосфере среди серийных сплавов обладают сплавы
АД35 и АДЗІ, Последний, как более технологичный, рекомен¬
дуется для широкого применения в различных строительных кон¬
струкциях. Сплав АДЗЗ имеет близкую к сплаву АД31 коррози¬
онную стойкость в атмосферных условиях, что объясняется допол¬
нительным легированием его хромом, однако в растворах NaCI
сплав АДЗЗ значительно уступает сплаву АДЗІ, поскольку в этих
условиях отрицательно сказывается повышенное содержание меди
и железа. Кроме того, при содержании легирующих элементов на
верхнем пределе сплав АДЗЗ находится в области а + MgjSi +
+ Si, что ускоряет развитие межкристалдитной коррозии для
искусственно состаренного материала. Более низкая коррозион¬
ная стойкость сплава АВ по сравнению со сплавом АДЗЗ обуслов¬
лена повышенным содержанием меди и избытком кремния.
Повышенное содержание меди в сплавах системы А1—1Си—
Mg—зі (АК6, АК8) обусловливает появление у этих сплавов
в искусственно состаренном состоянии одновременно с появле¬
нием фазы СцА12 чувствительности к межкристалдитной и рассла¬
ивающей коррозии и коррозионному растрескиванию. Поэтому эти
сплавы нужно особенно тщательно защищать от коррозии.
Сплавы системы АI—Си—Mg
Вполне удовлетворительной коррозионной стойкостью обла¬
дают сплавы системы А1—Си—Mg (Д1, Діб, ВАДІ, Д19, М40)
34 Алюминиевые сплавы	529

в закаленном и естественно состаренном состоянии, но это спра¬
ведливо лишь при условии, когда резкой закалкой действительно
фиксируется гомогенный пересыщенный твердый раствор и изде¬
лия При эксплуатации не подвергаются нагревам. На определен¬
ной стадии распада твердого раствора у сплавов этой группы воз¬
никает чувствительность к межкристаллнтной коррозии. Небла¬
гоприятному распаду пересыщенного твердого раствора способ¬
ствуют технологические или эксплуатационные нагревы или за¬
медленное охлаждение при закалке (табл. 242) [45, 461.
Для листов, имеющих межкристаллптный характер коррозии,
под влиянием некоторых режимов термической обработки потеря
прочности может оказаться в шесть раз большей. Однако при усло¬
вии применения искусственного старения коррозионные характе¬
ристики принимают значения, близкие к свежезакаленному со¬
стоянию. Склонность к межкристаллнтной коррозии и коррозион¬
ному растрескиванию в естественно состаренном состоянии, осо¬
бенно для крупногабаритных полуфабрикатов, проявляется
в большей мере для сплавов, расположенных в фазовых областях
a + CuAlj или сі + CuAla + S (сплавы В65, Д18, Д1, Д16),
чем в области а S (сплавы Д19, ВАДІ, М40, табл. 243).
Повышение коррозионной стойкости сплавов при переходе
в область а + S можно объяснить тем, что при замене катодной
фазы CuAIj анодной фазой S, располагающейся дискретно по гра¬
ницам зерен, стационарный потенциал сплава сдвигается в сто-
таблица иг
ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА КОРРОЗИЮ
СПЛАВА Д(в ПРИ ПЕРЕМЕННО,М ПОГРУЖЕНИИ
В 3%-ный РАСТВОР NaCI
(продолжительность испытаний 15 суток, лист толщиной 0,6 мм),
по данным С. М. Амбарцумян, Е. И. Шиловой, О. Г. Никитаевой
Термическая обработка
Потеря прочности,
% от исходного
СОСТОЯНИЯ
Тип коррозии
Закалка в холодную воду . , , . .
П,0
Местная
* > воду» 80° С
20,0
Межкрнсталлитная
» » * юо°с.
30,0
»
> » масло , . і
32,0
*
Закалка с задержкой па воздухе
20 сек
42,0
»
Закалка па воздухе
66,0
а
Закалка+ возврат
55,0
»
Закалка + старение при 80° С в те¬
чение 8 ч
52,0
»
Закалка + старение при 180е С в те¬
чение 30 ч	*
18,2
Местная + меж-
Закалка+ старение при 190е С в те¬
чение 12 ч
12,0
красталлктяая
То же
530

рону отрицательных значений в пассивную область. В трех¬
электродной системе (a-твердый раствор — обедненный твердый
раствор—фаза S) тормозится растворение непрерывных обедненных
медью участков, ответственных для сплавов этой системы замеж-
кристаллитный характер коррозии и коррозионное растрескивание.
Исследование влияния нагревов на коррозионную стойкость
рассматриваемых сплавов показало, что для естественно соста¬
ренных метериалов появляется межкристаллитная коррозия,
увеличиваются потери прочности и чувствительность к коррози-
оннбму растрескиванию (табл. 244), Из этого следует, что для
конструкций, работающих при повышенных температурах, можно
использовать сплавы типа Д16 только в искусственно состаренном
состоянии.
Сплавы без магния обладают пониженным сопротивление!
общей коррозии. Сопротивление к указанному виду коррозии
существенно повышается при увеличении в AI—Си сплавах магния
до 2%. Дальнейшее увеличение магния (до 4%) мало сказы¬
вается на общей коррозии полуфабрикатов.
Сплав ВД17 применяют в виде прессованных и штампованных
изделий в искусственно состаренном состоянии. Для повышения
коррозионной стойкости под напряжением рекомендуются следую¬
щие режимы старения: 190±5° С, 16—18чдля прессованных полу¬
фабрикатов и 195 + 5° С, 10 ч для поковок н штамповок. Сплавы
ВАДІ и М40 находят применение также в качестве свариваемых.
Коррозионная стойкость сварных швов и зоны термического влия¬
ния этих сплавов понижена из-за склонности к межкристаллнт-
ной коррозии. Термическая обработка после сварки (закалка и
старение) практически устраняет склонность к межкрнсталлнт-
ной коррозии.
ТАБЛИЦА 24
СОПРОТИВЛЕНИЕ КОРРОЗИЙ ПОД НАПРЯЖЕНИЕМ
МАССИВНЫХ ПРЕССОВАННЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ
В ЕСТЕСТВЕННО СОСТАРЕННОМ СОСТОЯНИИ В 3%-ном
РАСТВОРЕ N*C1 ПРИ ПЕРЕМЕННОМ ПОГРУЖЕНИИ
(образец — «вилка», поперечное направление),
по данным С. М. Амбарцумян, Е. И. Шиловой, О. Г. Никитаевой
Сплав
состав
Вид и сачеине |
полуфабрикатов j
Число
образцов
Врздя до
разрушения*
суткн
Діб
a-(-CuAla+S
Гребепка, 160X 30 мм
5/5
4; 4; 4; 14;
76
Д16
То же
Пруток; 60 мм
5/5
6; 6; 6; 8; 8
ДІ6
» і
У 100 *
5/5
3; 3, 3; 6; 9
ДІ9
ee+S
Гребенка, 145X30 мм
5/0
>120
ВАДІ
a+S
Пруток, 50 мм
5/0
>120
ВАДІ
си-3
у 100 »
5/0
>120
34*
S31

ТАБЛИЦА U4
КОРРОЗИОННАЯ СТОЙКОСТЬ <3%-иый РАСТВОР NaHCI + 0,1%-ныЙ
Н,0, — В СУТОК) И СОПРОТИВЛЕНИЕ КОРРОЗИИ ПОД НАПРЯЖЕНИЕМ
(3%-ный раствор NaCl при переменном погруженнн)
«спланированных листов (толщиной 1 .«.ч) сплавов ДІ9 и Діб
(С. М. Амбарцумян, Е. И. Шилова, О- Г. Никитаева)
л
т
4
5
■
•
►
о
V
ее
а
а
о
н
я
е
Режим старения
л
|ls
!*s
f- X ЇЙ
і
ег
О
=. в
II.
о
О І
о
а
н
и
Зі.
а 5
9 £
о
к 5
Z Sf
О 3
д 5
Естественное
Без нагрева
9.5
3/0
>90
старение
150» С — 5 ч
20,1
—
—•
Діб
a+CuAVbS
150а С—50 ч
35,1
5/5
7. 7, 8, 11
Искусственное
Без нагрева
8,1
3/0
>90
старение,
150° С — 5 ч
11,4
3/0
>90
190°С— 12 н
150° С — 50 ч
9,0
5/0
>90
Естественное
Без нагрева
9,1
3/0
>90
старение
150» С —5 ч
9,9
—
—
Д19
150° С —50 ч
15,2
5,2
15, 38 >90
Искусственное
Без нагрева
12,2
3/0
>90
старение,
150»С— 5 ч
12,7
3/0
>90
190е С— 12 ч
150»С —50 ч
13,8
5/0
>90
Сплавы системы At—Си—Л/я—Li (ВАД23), А І—Си—Мп
С0.20, 120!), Al—Cu—Mg—F'e—m (АК4-1, АК4)
Сплав ВАД23 из-за повышенного содержания в нем Си (5—6%)
и легирования литием, образующим интерметаллнческие соеди¬
нения AI7ibCu4Li(7'j) и AIjCuLi (7\), имеет более низкую общую
коррозионную стойкость по сравнению со сплавом Д16. Однако
в искусственно состаренном состоянии (170° С— 16 ч), в котором
сплав ВАД23 преимущественно применяется, он имеет более вы¬
сокое сопротивление к межкристаллитной коррозии и к корро¬
зионному растрескиванию. Эго отчасти можно объяснить положи¬
тельным влиянием кадмия.
Фаза Ти электрохимически наименее устойчивая при потен¬
циале коррозии сплава ВАД23, выделяется преимущественно не
по границам зерен, вызывая питтикговую коррозию полуфабрика¬
тов из этого сплава. По этой причине сопротивление общей корро¬
зии понижается. Однако плакированные листы из сплава ВАД23
по коррозионным свойствам не отличаются от плакированных
листов из сплава Д16. Дополнительные нагревы (до 100 ч) при
632

температурах 150—200° С не снижают коррозионной стойкости
искусственно состаренного сплава ВАД23 (47, с. 70].
Сплавы Д20 и	1201 обладают меньшим сопротивлением меж-
кристаллитной н общей коррозии для тонкостенных полуфабрика¬
тов по сравнению со сплавами системы А1—Си—Mg (Діб, ВАДІ,
М40), особенно в естественно состаренном состоянии. Эго связано
с высоким содержанием меди, а также с тем обстоятельством, что
а сплавах Д20 и 1201 выделяется катодная фаза 0 (СиА12). Меха¬
низм этого явления—тот же, что н рассмотренный выше для
сплавов системы А1—Си—Mg (Діб, Д19, М40).
Рис. 232. Электронноскопнческие сшшки (реплики) листов сплава 1201:
а — стороннє при 190* С — 4 ч (выделения 6*фааы, видны отдельные частицы б-фдэы);
6 — ста ре иле яри 226“ С — 1S ч {ьыделскня Вфоэы).Х 12 0DO (В. С СниявскнЙ, В. П, Со¬
рокина, Р* М. Сизове)
В искусственно состаренном состоянии, однако, особенно для
крупногабаритных полуфабрикатов, сопротивление коррозион¬
ному растрескиванию сплавов со структурой а + 0 регулируется
лучше. Кроме того, применение после закалки правки (деформа¬
ция 1—2%) позволяет существенно повысить сопротивление меж-
кристаллитной коррозии к коррозионному растрескиванию 123,
с. 134-']:. Увеличение степени холодной деформации до 7—10%
обеспечивает дальнейшее повышение коррозионной стойкости.
Положительное влияние деформации можно связать с измене¬
нием характера выделений при старении. В том случае, когда
наблюдается наибольшее падение сопротивления коррозионному
растрескиванию, имеет место структура с плотным распределением
частиц метастабнлькой фазы 9" (рис. 232, а) и четкими зонами,
свободными от выделений. В соответствии с представлениями,
изложенными выше, такая структура наиболее чувствительна
к коррозионному растрескиванию. При переходе в область выде¬
ления метастабильной фазы 0' частицы этой фазы, не срезаются
дислокациями, что обусловливает повышение сопротивления кор¬
розионному растрескиванию.
533

Известно, что метастабильная фаза 0' выделяется главным обра¬
зом по плоскости скольжения в матрице. В этом свете деформация
после закалки ускоряет зарождение частиц фазы 0' и увеличивает
их дисперсность. В связи с этим переход к состоянию, не чувст¬
вительному к коррозионному растрескиванию, осуществляется
раньше при сохранении высоких механических свойств.
Коррозионные свойства сплава AK4-I определяются, с одной
стороны, меньшим содержанием меди и наличием упрочняющей
фазы 5 (AljCuMg), что создает предпосылки для улучшения кор¬
розионной стойкости по сравнению со сплавом Д16, а с другой
стороны — наличием большого числа нерастворимых соединений,
образуемых железом и никелем (AI,NiFe и FeAl3), которые пони¬
жают общую коррозионную стойкость.
Ряс. 233. Влияние температуры и продолжительности старения на сопротивле¬
ние коррозионному растрескиванию неплакированных листов из сплава АК.4-1:
/—J — листи без пранки (без деформшшн): 4—7 — листы прапленые (деформация 2,5%);
І. 4 — старение 170’ С: 2Л $ — ЇМ* С; 3. 6 — 190° С, 7 — 200° С (С. Л\. Амбарцумян,
Е* И. Шилов и, О. Г. Никитаева)
Как и для сплавов Д20 и 1201, пластическая деформация полу¬
фабрикатов нз сплава АК4-1 после закалки оказывает благотвор¬
ное влияние на сопротивление коррозионному растрескиванию и
межкристаллитиой коррозии. Режимы искусственного старения
в этой связи варьируются для различных видов полуфабрикатов
136, с. 264—272] (рис. 233). В практике приняты следующие
режимы искусственного старения:
Листы:
после правки 190 ± 5° С, 12 ч
неправленые 190 ± 5* С, 24 ч
Профили прессован¬
ные после правки 195е С, 9—12 ч
Поковки, штамповки	195* С — 16 ч
534

Учитывая высокую жаропрочность сплава, в некоторых слу¬
чаях рекомендуется увеличить температуру и время выдержки
при старении с целью дальнейшего повышения сопротивления меж-
крнсталлнтной коррозии и коррозионному растрескиванию.
В сплаве АК4-1 имеется также небольшая добавка кремния,
который при содержании до 0,2% благотворно влияет на тепло-
прочность и не оказывает влияния на коррозионную стойкость.
Однако при увеличении содержания этого элемента до 0,3—0,4%
сопротивление коррозионному растрескиванию падает (рис. 234).
Отрицательное влияние крем¬
ния в сплаве АК4-1 можно
уменьшить, используя высоко¬
температурное старение.
Эксплуатационный нагрев
при температуре 125—150° С
продолжительностью 20 000—
30 000 ч не снижает коррозион¬
ной стойкости различных полу¬
фабрикатов нз сплава АК4-1.
Для сплава АК4, содержащего
больше кремния, чем сплав
АК4-1, регулирование сопроти¬
вления межкристаллитной кор¬
розии и коррозионному растре¬
скиванию еще более затруднено.
В связи с этим он имеет более
низкую коррозионную стой¬
кость, чем сплав АК4-1.
Сплавы системы At—Zn—Mg и At—Zn—Mg—Cu (01913,
1915, 1925, B93, B95, B96)
Основная особенность рассматриваемых сплавов состоит в том,
что большая часть из них и особенно сварные соединения, при
определенных условиях проявляют чувствительность к наиболее
опасному виду коррозия — коррозионному растрескиванию.
Для всех сплавов чувствительность к указанному виду корро¬
зии подчиняется общим закономерностям и зависит от химиче¬
ского состава сплавов (суммарное содержание и соотношение
цинка и магния, вид и концентрация добавок — Си, Сг, Zr,
Мп и др.), условий термообработки (гомогенизация, закалка,
старение) и технология получения полуфабрикатов (условия литья,
температура, скорость, направление и степень деформации).
С увеличением суммы цинка и магния (2 Zn + Mg), т. е. с пе¬
ресыщением этими элементами твердого раствора, сопротивление
коррозионному растрескиванию тройных сплавов падает, осо¬
бенно резко при 2 (Zn + Mg) >7% (рис. 235). При изменении
в сплавах отношения цинка к магнию (ZrtfMg) для 2 (Zn -Ь Mg) =
635
Рис. 234. Влияние кремния из сопро¬
тивление коррозионному растрескивз-
пню листов из сплава АК4-1 в 3%-ном
растворе №□ при переменном по¬
гружении (режим старения 19Q4 С —
12 ч) (В-С- Комиссарова, О. А, Рома¬
нова, В. Н. Щербакова)

= const время до разрушения образцов при определенных соот¬
ношениях рассматриваемых элементов достигает минимума, кото¬
рый смещается при увеличении 2 (Zn ~f Mg) в сторону меньших
значений Zn/Mg. Такой характер изменения сопротивления кор¬
розионному растрескиванию связан с изменением температуры
растворимости зон Г. П. в зависимости от состава сплавов, обу¬
словливающей скорость и характер распада твердого раствора
(распределение и плотность частиц упрочняющих фаз — выделе¬
ний), а также строение границ зерен (плотность выделений на гра¬
ницах, ширину зоны, свободной от выделений). По совокупности
Ъ	1
Zn : Мд	Долговечность, сушка
Рис. 235. Изменение сопротивления коррозионному растрескиванию (время до
разрушения) AI—2п—Mg сплавов в зависимости от суммарного содержания и
соотношения цинка к магнию (а) и добавок элементов (б):
/ —S — 8. 6. 7, В » 9% (Ze + Mg) соответственно; (-13 —V, Zr. Mn (0.4К), Си,
Tl> Сг, Zr -f Сг 4- Си, Мп + Сг — Zr 4- Сії (6% Zn Н- 3%Mff) соответственно* Мате¬
риал — профиль, старенне 120* С, 46	(В. Д, Вальков, В* С. С и я я век к Л, Е. И. Елагин,
М, В- Беганов)
свойств (коррозионных и механических) к оптимальным компози¬
циям можно отнести сплавы, у которых отношение цинка к маг¬
нию находится в интервале 2—4. Однако заслуживают внимания
и сплавы с Zn/Mg ^0,5 л 2 (Zn-Ь Mg.) sg 7%, которые хотя
имеют пониженные прочностные характеристики, но обладают
высокими коррозионными свойствами [23, с. 134; 48]. Указанные
закономерности полностью сохраняются и для сплавов, дополни¬
тельно легированных хромом, цирконием, медью, марганцем.
Наиболее эффективным из них является хром, который повышает
температуру рекристаллизации и способствует образованию в полу¬
фабрикатах развитой субзеренной структуры. Эго связано с тем,
что ннтерметаллидные частицы хрома (AlieCr2Mg3) и А1—Сг—
Mg—Zn (состав этой фазы не установлен) тормозят движение гра¬
ниц її субграннц, а растворенные атомы хрома препятствуют дви¬
жению дислокаций [49].
Характерно, что фаза AI—Сг—Mg—Zn образуется только
в процессе «мягкой закалки». По-андимому, эта фаза и является
ответственной за повышение сопротивления коррозионному рас-
638

тресккванню полуфабрикатов пз AI—Zn—Mg сплавов. Это обус¬
ловлено тем, что указанные интерметаллидные частицы (так же
как и частицы фазы AleCrsMg3), являясь подложками, на которых
зарождаются стабильные частицы фазы i)-MgZh2, увеличивают
плотность выделений, не срезаемых дислокациями. Это, как ука¬
зывалось выше, способствует более экстенсивному характеру де¬
формации и уменьшению концентрации напряжений на границах
зерен, а следовательно, и уменьшению вероятности зарождения
трещин. Менее эффективно в этом
отношении действуют Си, Zr, Мп
(при такой же концентрации как
хром).Однако увеличением в сплаве
меди до 1 % можно добиться такого
-
-
Г 2
-
f - . —„
г /
Г — ]
/
**н

Ц-
	—о
9,6	0,9
Кроме влияния на характер рас- ®
пада твердого раствора, медь уве- §
личиваст дисперсность частиц [20], §
скопления атомов меди могут дей-1
ствовать как центры зарождения |
ij'-фазы [491, медь входит в твердый ^
раствор выделений (19,201, облаго¬
раживая тем самым их электрод¬
ный потенциал и уменьшая элек¬
трохимическую активность. Одно¬
временно медь входит в состав
окисных пленок, понижая их
защитные свойства. Это является
причиной уменьшения степени
локальности поражений н сущест¬
венного увеличения скорости кор¬
розии (по потере массы) рассмат¬
риваемых сплавов. Отмечаемое на
практике увеличение сопротив¬
ления коррозионному растрески¬
ванию ряда полуфабрикатов (особенно прессованных изделий),
изготовленных из" At—Zn—Mg сплавов с повышенным содержа¬
нием марганца (**>0,8%), связано исключительно с наличием у них
нерекристаллизованной волокнистой структуры [19, 50]. Для
рекристаллизованных полуфабрикатов, а также для литого состоя¬
ния марганец даже несколько понижает сопротивление коррози¬
онному растрескиванию (рис. 236). Почти аналогичный эффект
наблюдается и при легировании сплавов цирконием.
Однако в некоторых случаях наблюдается заметное положи¬
тельное влияние циркония, особенно для сварных соединений.
По-видимому, это связано, так же как и в случае с хромом, с раз¬
личным влиянием иктерметаллидных частиц этого элемента на
характер распада твердого раствора. В этом случае, если в струк¬
туре полуфабриката присутствуют мелкодисперсные глобули
637
4?	4<
/9а,%
Рис. 236. Влияние концентрации
марганца на сопротивление кор¬
розионному растрескиванию спла¬
ва. 6% 2п+ 3% Mg в деформиро¬
ванном (профиль) к литом (слиток)
состояниях:
/ — слиток; 2 — профиль (В- Д, Валъ-
ков, В* С. СиттявскиЯ, Б. \1. Ёлагик,
М. В. Бега нов)

(-—100 к) фазы А1—Zг (которая является центром зарождения
фазы MgZru), сопротивление коррозионному растрескиванию от
добавки циркония будет увеличено. Титан не проявляет какого-
либо положительного действия на чувствительность сплавов к кор¬
розионному растрескиванию, а по влиянию на другие виды корро-
зіш (например, потери механических свойств, расслаивание) даже
является вредным [51—54].
Наиболее значительное улучшение сопротивления коррозион¬
ному растрескиванию достигается при введении в сплавы двух или
более компонентов (Сг + Си; Сг + Си + Zr; Сг 4- Си +Zr + Mn).
Таким образом, положительный эффект тугоплавких компо¬
нентов (Сг, Zr, Мл и т, д.) проявляется в толі случае, если они
находятся в сплаве в мелкодисперсном состоянии. Поэтому все
факторы, способствующие более грубодіу распределению интер-
металлидиых включений этих элементов в полуфабрикатах (низ¬
кие скорости охлаждения при литье, чрезмерное увеличение вре¬
мени н температуры гомогенизации, нагревы под деформацию,
закалку, а также превышение температуры в процессе деформации),
приводят к резкому понижению коррозионной стойкости полу¬
фабрикатов под напряжением.
Одним из главных факторов, определяющих коррозионные
свойства сплавов под напряжением, является термическая обра¬
ботка полуфабрикатов — старение и закалка, которые определяют
фазовый состав, распределение, размер я плотность выделений,
а также величину внутренних напряжений.
Наиболее высокое сопротивление коррозионному растрески¬
ванию наблюдается только на начальной зонной стадии старения
(начало роста механической прочности) я на стадии некоторого
перестариаання, когда прочностные характеристики начинают
падать после достижения полуфабрикатом максимума механичес¬
кой прочности при заданной температуре старения (рис. 237).
В промежутке между указанными областями коррозионная стой¬
кость под напряжением низка и тем ниже, чем ниже температура
старения. В этом состоянии в структуре сплава присутствуют
зоны Г. П. и частицы метастабильной фазы rj'. Преобладание той
или другой фазы в областях максимальной прочности зависит от
температуры старения. Чем ниже температура, тем больше в струк¬
туре зон Г. П. Время достижения минимума коррозионной стой¬
кости под напряжением уменьшается с увеличением суммарного
содержания в сплавах цинка н магния.
Поэтому для полуфабрикатов из большинства рассматривае¬
мых сплавов только полное искусственное старение (с лерсстари-
ванием на 5—15%) является надежным условием для безопасной
эксплуатации ответственных изделий.
Для быстрого получения указанного состояния старение
изделий необходимо проводить в две стадии: сначала при темпера¬
туре ниже порога растворимости зон Г.П., а затем выше этой ве¬
личины.

~	»
я	л
•а	о
х	-
X
2
X
X
са
X
, 35
Ь Ы
' се
9
С сэ
с
., К 1.
2 SI
о>
S 04
® CU
я
я
с* = -*
1 U
Я -
г м
^ О ~
* !§
■
•ои
£Я
с -
«S
= 5
*5
1*4
•о я
я га
3	^7
о. k
? 5-
S. *<*
я
я
ч
я
и
&
о
h-
сп
С*
539

Первая стадия обеспечивает мелкодисперсное образование
центров выделений (зоны Г. П. и ті'}, вторая стадия—преобра¬
зование их в фазы r\f и і) 129, 48]. При этом в случае применения
повышенных температур старения на второй ступени происходит
значительное уменьшение остаточных напряжений в изделии.
Применение ступенчатых режимов обеспечивает также получение
повышенных механических свойств по сравнению с изотермичес¬
ким старением.
Существенное увеличение сопротивления коррозионному рас¬
трескиванию сплавов системы А1—Zn—Mg достигается также к
при понижении скорости охлаждения при закалке полуфабрика¬
тов (например, закалка на воздухе, в горячую воду). Однако за¬
медленную закалку можно применять для ограниченного числа
полуфабрикатов и сплавов (1915). Для А1—Zn—Mg—Си сплавов,
а также крупногабаритных изделий из А1—Zn—Mg сплавов необ¬
ходимо проводить резкую закалку. В противном случае происхо¬
дит сильное уменьшение механической прочности, а для сплавов
с содержанием меди более 0,4%, кроме этого, повышается чув¬
ствительность к межкристаллптной и расслаивающей коррозии
І55]. Повышение сопротивления коррозионному растрескиванию
для полуфабрикатов из AJ—Zn—Mg сплавов можно объяс¬
нить не снижением закалочных напряжений (56], а специфическим
характером распада твердого раствора в процессе мягкой закалки.
При малых скоростях охлаждения происходит выделение ча¬
стиц тугоплавких компонентов (хромовых А1—Сг—Mg—Zn,
AlleCrsMgs, циркониевых А1—Zr), на которых выделяются
частицы стабильной фазы MgZn2, а также образуется более широ¬
кая зона, свободная от выделений вдоль границ, с меньшей плот¬
ностью на них выделений.
Для такого структурного состояния, как указывалось выше,
имеет место более равномерная деформация по всему объему зерна,
не происходит чрезмерной локализации напряжений на границах
зерен. На размеры и дисперсность интерметаллических включений
тугоплавких компонентов, а следовательно, и на характер выде¬
ления частиц упрочняющих фаз оказывают влияние также темпе¬
ратура и время выдержки при закалке. Превышение времени
выдержки, так же как и температуры нагрева под закалку, при¬
водит к более грубому характеру выделения ннтерметаллндов
тугоплавких элементов и повышает степень рекристаллизации
полуфабрикатов, что обусловливает понижение сопротивления
коррозионному растрескиванию 150].
Аналогичное влияние на характер распределения мнтерметал-
лндных включений и, следовательно, на коррозионное поведение
изделий под напряжением оказывают условия гомогенизации
слитков (рис. 238), режим литья н основные параметры дефор¬
мации слитка при изготовлении полуфабриката [50, 55, 57].
Следует иметь в виду, что сопротивление коррозионному рас¬
трескиванию в сильной степени зависит от направления н степени
540

максимальной деформации и вида полуфабриката [501. Наиболее
высокие коррозионные свойства соответствуют долевому направ¬
лению, в поперечном направлении они несколько снижаются и
более значительное снижение происходит но высоте изделия.
Псрестаривание в области температур выше растворимости зон
Г. П. со снижением предела текучести примерно на 20% практи¬
чески устраняет чувствительность к коррозионному растрески¬
ванию сплавов во всех направлениях [581.
Высокое сопротивление коррозионному растрескиванию, а
также к другим видам коррозии (особенно расслаиванию) сварных
І
і
♦
, 1
_1
\
s
s
, 1\
—V
>
	r—
/
/
/
_L
>
V
i f
4
\
N
V
ft
V
ry
! /
V
N
№
’t~
1
\
\
\
Ї
\sm
4
'4
S
№
\
\
14
/
•
U6Q
-
,
—J—x
,
,
время /емйкнизсщии, V
Рис. 238. Влияние температуры и времени гомогенизации на сопротивле¬
ние коррозионному растрескиванию листового материала {2 мм) сплава
типа 01911 (В. И. Елагин, В. С. Синявский, А. А. Петрова, В. д. Валь¬
ков)
соединений А1—Zn—Mg сплавов может быть достигнуто только
при выполнении следующих условий:
1.	В основном металле должны быть заторможены структур¬
ные преобразования, происходящие в процессе сварки в зонах
сплавления, и термовлияння (рекристаллизация, выделение интер-
металлическнх включений тугоплавких компонентов и вторых
фаз, сегрегация легирующих элементов). Для этого необходимо
до сварки основной металл подвергать полному искусственному
старению. Наиболее благоприятным сочетанием элементов для
легирования сплавов являются Сг + 2т. Возможны небольшие
добавки меди и марганца (до 0,25%). Увеличение в сплавах мар¬
ганца до 0,8% приводит к охрупчиванию сварных соединений.
2.	В составе присадки необходимо одновременное присутствие
541

элементов, эффективно воздействующих на свариваемость и кор¬
розионные свойства сварных соединений — хрома и циркони'я.
Содержание магния не должно превышать 5,5%, а железа л крем¬
ния — 0,2% каждого.
3.	Избегать по возможности операции разделки кромок при
стыковой сварке (увеличение степени разделки кромок способ¬
ствует увеличению дефектов в шве — пор, включений ОКНСНЫХ
плен и т. п.), а также применения больших тепловложений при
сварке (ускоряет структурные преобразования, перечисленные
в п. 1). Следить за правильным формированием шва (избегать рез¬
кого перехода между швом и металлом), а там, где возможно,
механически удалять корень шва.
Для высоконагруженных конструкций необходимо применять
специальные меры по уменьшению скоростей охлаждения свар¬
ных соединений в процессе сварки.
4.	Полуфабрикаты до сварки и сварные конструкции следует
подвергать искусственному старению по режимам, максимально
снижающим остаточные напряжения с перестариванием на5—15%.
В связи с изложенным на практике для каждого конкретного
сплава опытным путем устанавливают оптимальные параметры
режимов литья, деформации, сварки, термообработки и т. п.,
соблюдение которых позволяет поддерживать на необходимом
уровне коррозионную стойкость полуфабрикатов.
К свариваемым сплавам рассматриваемой системы относятся
сплавы 1915, 01911 и 01935.
Полуфабрикаты и сварные соединения из сплава 01935 вслед¬
ствие низкой суммарной концентрации цинка и магния «5,5%)
нечувствительны к коррозионному растрескиванию и обладают
повышенным сопротивлением расслаивающей коррозии.
Удовлетворительное сопротивление коррозионному растрески¬
ванию сплава 1915 обусловлено, кроме относительно низкой сум¬
марной концентрации цинка и магния «5,8%), также и добав¬
ками небольших количеств хрома, циркония и марганца. Повыше¬
ние по сравнению со сплавом 1915 содержания цинка должно ком¬
пенсироваться введением (наряду с хромом и цирконием) меди
(0,1-0,25%).
Оптимальная коррозионная стойкость сварных соединений
сплава 1915 достигается при условии применения в качестве при¬
садочной проволоки сплава 1957 и высокотемпературных режи¬
мов старения: 100° С, 10—20 н 4- 175 ± 5° С, 4—6 н. Чувстви¬
тельность к питтинговой коррозии полуфабрикатов из сплава
1915 в атмосферных условиях ниже, чем у сплавов АМгб, АВ,
АД31. Так, например, за три года испытаний в условиях агрессив¬
ной промышленности атмосферы максимальная глубина корро¬
зионных поражений не превысила 100 мкм. Закалку сплава можно
проводить в горячей воде или для тонких полуфабрикатов — на
воздухе, что способствует повышению коррозионной стойкости под
напряжением.
543

Сплавы 01913 (В91) и 1925 содержат в своем составе значитель¬
ные количества меди, которая повышает чувствительность к обра¬
зованию горячих трещин при сварке. Однако наличие меди в этих
сплавах (наряду с цирконием в сплаве 01925 и хромом в сплаве
01913) делает их абсолютно стойкими к коррозионному растрески¬
ванию после искусственного старения. Согласно работе [47,
с. 70], полуфабрикаты на сплава 01913 имеют высокие коррози-
онноусталбстные свойства. Чувствительность к другим видам
коррозии этих сплавов мало изменяется по сравнению со сваривае¬
мыми сплавами. Так, после двухлетнего испытания в условиях
промышленной атмосферы и на побережье Баренцева моря
глубина коррозии не превышала ПО мкм.
, Оба сплава целесообразно применять после искусственного
старения по режиму 100—120° С, 5—10 ч 160° С, 6—10 и.
Высокопрочные сплавы В93, В95 и В96 применяют только
в искусственно состаренном состоянии тю режимам, обеспечиваю¬
щим достаточно высокое сопротивление коррозии под напряже¬
нием [60, 611. В закаленном и естественно состаренном состоянии
все сплавы этой группы проявляют высокую чувствительность
к коррозионному растрескиванию н расслаивающей коррозии.
Легирование хромом п марганцем повышает коррозионную стой¬
кость сплавов.
Существенное влияние на сопротивление коррозии под напря¬
жением прессованных и кованых полуфабрикатов больших сече¬
ний, изготовленных из наиболее широко применяемого сплава В95,
оказывает технология изготовления. Повышение общей степени
деформации (проковкой или подпрессовкой заготовки) приводит
к повышению сопротивления коррозии под напряжением. Крупные
поковки обладают пониженным сопротивлением коррозии под
напряжением в поперечном направлении (по высоте поковки).
Сопротивление коррозии под напряжением ковочного сплава
В93 после искусственного старения по ступенчатому режиму
близко сопротивлению коррозии под напряжением сплава В95.
Понижение концентрации в сплавах железа и кремния (0,15%)
способствует получению полуфабрикатов с повышенными пласти¬
ческими характеристиками и более высоким сопротивлением рас¬
слаивающей коррозии.
Сопротивление коррозионному растрескиванию сплава В95
может быть значительно повышено . применением ступенчатых
режимов старения: 120 ± 5° С, 3 ч + 160 ± 3е С, 6—8 ч или
100° С, 5—10 ч + 180е С, 4-8, а сплавов В93 и В96 — 100° С,
5-Ю ч + 180° С, 6—10 ч.
Применение температур старения выше температуры раствори¬
мости зон Г. П. способствует также уменьшению чувствительности
полуфабрикатов из рассматриваемых сплавов к расслаивающей
коррозии и, что, особенно важно, значительному понижению
внутренних напряжений.

3. Спеченные материалы
Порошковые алюминиевые материалы САП-1, САП-2, САП-3,
СПАК-4, л др., содержащие в своем составе окисные фазы, отли¬
чаются как особенностями кинетики старения, так и особенностями
коррозионного и электрохимического поведения.
Фаза у-А\ ,0, является малоэффективным катодом и поэтому при
содержании ее в полуфабрикатах из САПов до 16—20% не оказы¬
вает существенного влияния на нх коррозионную стойкость.
САПы не склонны к межкристаллиткой коррозии и к коррозии
под напряжением и обладают такой же коррозионной стойкостью,
как алюминий А7 и АД1 147].
Наиболее интересные результаты были получены для тепло-
прочного сплава СПАК-4 (на основе сплава АК4) с 6% окисной
фазы. СПАК-4 не склонен к коррозионному растрескиванию даже
после старения по режиму ПО—130* С, 16 ч в отличие от спла¬
вов АК4 и АК4-1, которые становятся не склонными к коррози¬
онному растрескиванию только после старения при значительно
более высоких температурах (195—200е С).
Коррозионная стойкость СПАК-4 после всех исследованных
режимов старения более высокая, чем коррозионная стойкость
сплавов АК4 и АК4-1.
Особое место среди порошковых материалов, с точки зрения
нх коррозионных и электрохимических свойств, занимает сплав
САС-1 (30% Si + 5—7% Ni). В условиях естественной атмосферы
САС-1 обладает такой же коррозионной стойкостью, как и сплавы
Д16 и А1<4. Коррозионная стойкость сплава САС-1 при полном
погружении в 3%-ный раствор NaC! в 5—6 раз меньше, чем корро¬
зионная стойкость сплава Д16, и в 2,5 раза меньше, чем сплава
АК4 (47, с 232].
Исследование структурной коррозии САС-1 на модельных
сплавах, соответствующих фазе NiAla, эвтектикам А1 + 11,7%
Si, А1 + 5% Ni, и на кремнии в 0,1-и NaOH и в 3%-ном растворе
NaCl показало, что максимальную скорость растворения имеет
фаза NiAI, (при стационарном потенциале сплава).
Скорость ее растворения соизмерима со скоростью растворения
некоторых других фаз (эвтектик AI 11,7% Si и А1 + 5% Ni),
что было подтверждено прямым наблюдением за изменением со¬
стояния поверхности микрошлифов в процессе коррозии. Раство¬
рение фазы NiAI, происходит по экстрагивному механизму —
избирательно растворяется алюминий. Исследованиями установ¬
лено, что окисные фазы, являющиеся малоэффективными като¬
дами, не оказывают существенного влияния на коррозионную стой¬
кость сплавов (САП), а окисные фазы, заметная часть которых
является электрохимически инертными участками, оказывают
благоприятное влияние (СПАК-4).
Все стандартные методы защиты от коррозии применимы для
спеченных материалов.
541

4. Литейные сплавы
Удовлетворительной коррозионной стойкостью а морских и
атмосферных условиях обладают литейные сплавы систем AJ—
Mg-Si (АЛ 13 и АЛ23) и А!—Мл—Zn (ВЛ15).
Силумины АЛ2, АЛ4 и АЛ9, не содержащие меди, прибли¬
жаются по коррозионной стойкости к сплавам системы AI—Mg—Si.
Наиболее низкую коррозионную стойкость имеют сплавы, содер¬
жащие в качестве легирующего компонента медь (АЛ1, АЛЗ,
АЛ4М, АЛ5, АЛ7, АЛ19 и др.). Пониженная коррозионная стой¬
кость характерна такЯсе для силумина АЛ 11.
На коррозионную стойкость отливок, кроме химического
состава, оказывает существенное влияние и пористость. Простые
по конфигурации отливки имеют более низкую коррозионную
стойкость. Это связано с проникновением коррозионноактпвных
сред на значительную глубину и с увеличением скорости корро¬
зионного процесса по механизму щелевого эффекта, описанного
выше. Поэтому устранение пористости будет полезным и с точки
зрения коррозионной стойкости. Литейные алюминиевые сплавы
защищают от коррозии анодированием или химическим оксиди¬
рованием и лакокрасочными покрытиями.
5.	Защита алюминиевых сплавов от коррозии
Наиболее эффективным и распространенным методом защиты
от коррозии листовых алюминиевых сплавов является плакирова¬
ние. В качестве плакировки выбирают сплавы с электродным по¬
тенциалом, более электроотрицательным, чем защищаемый
сплав.
В последние годы метод плакирования начинают применять и
для защиты внутренних поверхностен труб, проволоки, прутков.
Плакировка не только предохраняет сплав сердцевины от непо¬
средственного воздействия коррозионной среды, но н осуществляет
его электрохимическую (катодную) защиту в случае нарушения
сплошности плакировки (отверстия под заклепки, под болты,
а также торцы листов). Эффект электрохимической защиты наи¬
более высок в электропроводных средах, например в морской воде,
и в меньшей степени реализуется в условиях атмосферы.
В отдельных участках поверхности, где плакировка отсут¬
ствует, за счет контактного действия анодной плакировки стацио¬
нарный потенциал сплана сердцевины смещается в сторону отри¬
цательных значений и оказывается в области потенциалов, соот¬
ветствующих пассивному состоянию сплава; плотность тока раст¬
ворения сплава сердцевины (коррозионный ток) существенно
уменьшается (в несколько раз). При этом плотность анодного тока
растворения зон или фаз, ответственных за межкристаллитную
коррозию, также существенно уменьшается. Фазы и зоны, свобод¬
ные от выделений и расположенные вдоль границ зерен, а также
35 Ллюыншмшые с глав и	545

ШТрица начинают растворяться с соизмеримыми скоростями и
характер коррозии становится общим или пнттинговым, а не
меж к р и ст а л л нт ным.
Одним из основных способов защиты алюминиевых сплавов от
атмосферной коррозии является защита аноднзацнэнными плен¬
ками толщиной от 5 до 20 мкм. Анодизационные пленки больших
толщин могут оказывать неблагоприятное влияние на прочность
при знакопеременных нагрузках, особенно высокопрочных спла¬
вов, с чем необходимо считаться.
Защитпые свойства анодизацнонных пленок улучшаются при
наполнении их хроматами или в кипящей воде. Детали, имеющие
посадочные отверстия с допусками I—2-го классов точности, или
полированные поверхности с чистотой обработки поверхности
до v8—V10. защищаются пленками, полученными в хромово¬
кислом электролите, Анодизационные пленки, наполненные спе¬
циальными органическими или неорганическими красителями,
или с окраской, полученной непосредственно в ванне анодирова¬
ния, используют в качестве декоративных покрытий.
Химические пленки, обладающие значительно меньшими за¬
щитными свойствами, используют главным образом для защиты
деталей, работающих либо в герметических объемах, либо в усло¬
виях с регламентированной атмосферой и влажностью, либо
при полном погружении в масло. Эти пленки используют также
в качестве основы при нанесении лакокрасочных покрытий. Лако¬
красочные покрытия различных систем широко применяют для
защиты от коррозии алюминиевых сплавов как в сочетании с ано-
дизацпониыми пленками, так и без них.
В настоящее время разрабатывается новый вид защиты — при¬
менение водоотталкивающих гидрофобных пленок водного рас¬
твора жидкости ГКЖ-94 (для сплава Д16).
Для предупреждения опасности развития в конструкциях
контактной коррозии необходимо избегать сочленений алюминия
и его сплавов с медными, латунными, бронзовыми и стильными
деталями. В тех случаях, когда указанных сочленений избежать
не удается, необходимо применять между ними изолирующие
прокладки или слон лакокрасочных покрытий или грунтов. Можно
также кадмировать изделия или цинковать. Неметаллические
материалы должны быть не агрессивны, не гигроскопичны, не
выделять активных веществ.
Из гальванических покрытий допускаются цинковые и кад¬
миевые. Практически же применяют только хромовые и никель-
хромовые покрытия в качестве защитно-декоративных или изно¬
состойких. Серебряные покрытия применяют очень ограниченно
при наличии плотного слоя и только для атмосферных условий
эксплуатации. Для защиты от коррозионного растрескивания по¬
ковок, штамповок и деталей сложной конфигурации из высоко¬
прочных сплавов целесообразно применять металлизацию распы¬
лением алюминия или его сплавов с цинком (—1%) или магнием.
Б4Є

Существенным образом повышается сопротивление высоко¬
прочных сплавов коррозионному растрескиванию за счет созда¬
ния в поверхностном слое сжимающих напряжений при дробе¬
струйной или пескоструйной обработке или обкатке роли¬
ками.
Необходимо по возможности сводить к минимуму образова¬
ние остаточных напряжений (от закалки и механической обра¬
ботки давлением) и напряжений, возникающих в конструкции
за счет монтажных операций (клепка, сварка, нетщательная под¬
гонка деталей и т. д.).
К защитным мероприятиям следует отнести также її конструк¬
тивные приемы, связанные прежде всего с правильным выбором
марки сплава и его структурного состояния. Иногда при жест¬
ких условиях эксплуатации следует отдать предпочтение корро¬
зионной стойкости перед прочностью сплава.
Сплавы, обладающие хотя бы незначительной склонностью к
коррозионному растрескиванию, применяют ограниченно и толь¬
ко при условии выполнения ряда условий по конструированию,
ограничению остаточных или технологических напряжений, на¬
тягов и т. д.
При проектировании изделий, работающих в условиях воз¬
можного попадания воды или конденсата, следует избегать кар¬
манов, зазоров, швов внахлестку с целью предотвращения ще¬
левой коррозии. Изделия, работающие в различных агрессив¬
ных средах, в том числе и в морской воде, а также подземные
коммуникации можно эффективно защищать от коррозии с по¬
мощью протекторов либо катодной поляризацией при заданном
потенциале. Ингибиторы находят ограниченное применение для
защиты от коррозии алюминиевых сплавов. Для гидронспьгганнй
и гидросистем успешно применяют комбинации хроматов, фос¬
фатов, силикатов, нитратов и боратов. В замкнутых системах
для защиты от коррозии можно применять летучие ингибиторы
коррозии, а в водных средах — буферные смеси кислых фос¬
фатов, фосфаты, хроматыидр. При хранении и транспортировке
алюминиевых сплавов применяют защитные смазки.
6.	Методы коррозионных испытаний
Методы коррозионных испытаний алюминиевых сплавов пре¬
дусматривают испытания на общую коррозию и на чувствитель¬
ность к локальным видам коррозии (питтпнговой, межкристал-
лнтной, расслаивающей, коррозионному растрескиванию и корро¬
зионной усталости). Под общей коррозией понимают совокупность
поражений, которая может быть охарактеризована изменениями
массы и механических свойств сплава. Наиболее распространены
два метода ускоренных испытаний на общую коррозию: испыта¬
ние в коррозионной камере при распылении 3%-ного раствора
NaCI и испытание при полном погружении в раствор 3%-кого
35*	647

NaCl с добавкой 0,1% Н202. Средняя длительность этих испыта¬
ний составляет 3—6 мясецев для і$оррозионностойких сплавов
н 0,5—1 месяц для менее стойких сплавов и для полуфабрикатов
малых толщин (^0,8 лш).
В последнее время широко применяют метод ускоренного
испытания в камерах, где имитируется тропический влажный
климат. Оценка коррозионной стойкости производится по изме¬
нению внешнего вида, механических свойств (ов, 6), а также
по глубине и характеру коррозии на микрошлифах. Менее рас¬
пространена оценка по изменению массы, хотя эта характеристи¬
ка в совокупности с другими
является важной в общем
понимании коррозионных
свойств исследуемого мате¬
риала. Продукты коррозии
в таких испытаниях удаляют
В СМЄСИ, СОСТОЯЩеЙ ИЗ 5 /О-НОЙ
ортофосфорної! кислоты с хро¬
мовым ангидридом (2%) при
температуре —30° С.
Чувствительность к пит-
тннговой коррозии опреде¬
ляют обычно в растворах
хлоридов малой концентра¬
ции с pH Ss 7, например
в водопроводной воде с до¬
бавкой 0,1 г!л НС1 [6, с.
2311. В целях ускорения
испытания в раствор может
быть добавлена CuCU из
расчета 0,2 мг{л. В таком
растворе пкттинг выявляется
за 2 суток. Испытания на
межкрметаллмтную коррозию обычно проводят в растворе NaCI
с НС1. Наиболее часто используют раствор 3% NaCl +10 мліл
НС) (плотность 1,17) [13]. Продолжительность испытаний соста¬
вляет 12—48 ч и зависит от сплава. Характер, глубину и интен¬
сивность коррозии определяют на нетравленных шлифах.
По данным работы [52], хорошие результаты при испытаниях
сплавов Діб и В95 могут быть получены и в растворе с Н,Оа
(3% NaCl +0,5% Н.О»; 6 ч).
В растворах с HsO*a можно испытывать на межкрнсталлит-
нуга коррозию и другие сплавы, например сплавы системы А1—
—Mg—Si (3% NaCl +0,1% Н202; 24-48 ч).
Для оценки н наблюдения за развитием межкристаллитной
коррозии во времени в ряде случаев успешно применяют волюме¬
трический метод — по измерению количества выделяющегося с
образца водорода [63]. Чувствительность полуфабрикатов к
548
Рис. 239. Коррозионная стойкость спла¬
ва ДІ6, склонного к МКК, определенная
по количеству выделившегося водорода
(/); го изменению электропроводности (2)
к по глубине МКК (па шлифах) (3)
(В. С. Синяdcklift, В. Д. Вальков,
Л. Л. КрастилсвскнП, Н. М. Наумов)

шежкристаллитной коррозии может быть определена по степени
распада твердого раствора, путем измерения электропровод-
кости с использованием вихревых токов (рис, 239),
В водных растворах HN03 чувствительность к межкристал¬
лит ной коррозии сплава АМГб можно определять не только на
шлифах, ко и по изменению внешнего вида образцов. В этих рас¬
творах при неблагоприятном расположении P-фазы границы
зерен интенсивно растравливаются, но глубина коррозии не¬
велика.
Результатом этого процесса является частичная потеря боль¬
шим количеством зерен сцепления с матрицей. Это явление по¬
лучило название «пудрения». Испытания «на пудрение» произво¬
дят в 30%-ном растворе HNOa с предварительным травлением в
щелочном растворе (10%-ная NaOH, 60—70° С, 1—2 мин). После
пятичасовой выдержки в растворе HN03 образцы высушивают и
протирают фильтровальной бумагой, по интенсивности загрязне¬
ния которой определяют степень «пудрения».
Определение расслаивающей коррозии до последнего времени
проводили после обычных испытаний на общую коррозию, напри¬
мер в коррозионной камере с распылением 3%-ного раствора в
течение не менее 6 месяцев или в морской атмосфере с большим
содержанием хлоридов — не менее 2-х лет.
В настоящее время разработан ускоренный метод испытания
на расслаивающую коррозию при полном погружении образцов
в раствор, состоящий из 20—25 г!л К2СгаОт и 30—40 млі л НС1
(плотность 1,17). Приближенная оценка по этому методу может
быть произведена за 2 дня. Предельная длительность испытаний
— 1 неделя. Оценку производят визуально по десятибалльной
шкале [16], где 1-й балл — отсутствие коррозии, 10-й балл —
полное расслаивание. Другие ускоренные методы испытания на
расслаивающую коррозию — испытания в камере по довольно
сложному циклу [15] и испытания при заданном потенциале
[141 — или сложны и продолжительны по времени, или недоста¬
точно эффективны.
Испытания на коррозию под напряжением основного матери¬
ала и сварных соединений проводят в режиме либо заданных
деформаций, либо заданных нагрузок.
Одним из наиболее интересных, простых к производитель¬
ных методов является метод испытания при изгибе в скобе [63,
64]. В этом случае различные модификации скобы позволяют
испытывать образцы длиной от 20 до 200 мм и толщиной от 0,5
до 10 мм. Образец, представляющий собой балку на двух опорах
с двумя сосредоточенными силами, делящими рабочую длину
балки на три равных части, нагружают обычно на 0,9 <т0і3 для
основного материала. Сварные соединения испытывают при раз¬
личных уровнях напряжений, величина которых определяется
составом сплава и степенью его разупрочнения в процессе
сварки.
649

Значительно более совершенным методом является испытание
при заданных нагрузках. Время испытания при этом сокраща¬
ется в 5—10 раз (рис. 240). Наибольшую производительность
из существующих установок имеют установки типа «Сигнал»,
которые позволяют на площади около 1 at3 испытывать одновре¬
менно 100—200 образцов. Экспериментальные точки распола¬
гаются в соответствии с законом нормального распределения,
что упрощает математическую обра¬
ботку результатов.
Для получения достоверных сведе¬
ний необходимо испытывать 7—15 па¬
раллельных образцов н производить
оценку при вероятности разрушения 5
н 50% (см. рис. 240).
Математическую обработку резуль¬
татов целесообразно использовать при
всех методах испытания алюминиевых
сплавов, при исследовании же на кор¬
розионное растрескивание или корро¬
зионную усталость применение ее необ¬
ходимо. Испытания на коррозионную
усталость проводят либо на специаль¬
ных, либо на обычных машинах.
В последнем случае коррозионноак-
тнвный раствор подводят капельным,
струйным методами или с помощью
специального сосуда, монтируемого на
образце [65—66]. Испытания проводят
на базе 107 циклов в 0,01—3,0%-ном растворе NaCl.
Кроме лабораторных испытаний, образцы из алюминиевых
сплавов испытывают в условиях, максимально приближающихся
к эксплуатационным. Наиболее распространены натуральные
испытания в море и атмосферные в различных климатических
райо нах.
ю is гз т so mist
Далгобечнвсть^ суглан
Рис. 240. Результаты испы¬
тании сплава 01905 на уста¬
новке «Сигнал» (/) и в «ско¬
бах» (2) (В. С. Синявский,
В. Д. Вальков, М. В. Бега-
лов)
ЛИТЕРАТУРА
1.	Акимов Г. В. Теория и методы исследования коррозии металла,
Изд-во АН СССР. 1945.
2.	Pourbaix М. Allas d'Equilibres Electrochimiques, Paris, 1963.
3.	Ш a t а л о в А. Я. Труды И. Ф. X. АН СССР, 1965 г., № 4, с. 86.
4.	Негреев Б. Ф. и др. Изучение ингибиторов коррозии алюминиевых
сплавов в щелочных средах, Изд-во АН Аз. ССР, Баку, 1965.
5.	Устьянцев В. У. «Технология легких сплавов» (ВИЛО. 196В,
№ 2, с. 57.
6.	Сб. «Коррозия и защита металлов» (ВИАМ), Оборотна, 1957.
7.	Б а т р а к о в В, П. Сб, «Коррозия и защита металлов» (ВИАМ),
Оборонгмэ, 1962, с. 8—81.
8.	Т о м а ш о в Н. Д., Чернова Г. П. Пассивность и защита металлов
от коррозии, Изд-во «Наука», 1968,
550

S. I( о л о т ы р к п ні Я. М- Труды 3-го международного конгресса По кор¬
розии металлов, Изд-во «Мир», 1968, Т. f, С 74.
10. Герасимов В. В. Коррозия алюминия и его сплавов, Изд-во «Ме¬
таллургия». 1967, с* 15—16.
И. Dix Е, Transactions of the ASM, 1950, v. 42, p. 1057.
12* Голубев'А. И. Коррозионные процессы на реальных микроэлемен¬
тах, Оборсшгиз, 1963*
13* Павлов С* Е„ Коррозия дуралюмина, Оборонно 1949*
14. В u d d At, Booth E. Corrosion, 1962, v* 18, Ns 5, p. 197.
15. L і f k a D., Sprowls D, Corrosion, 1966, v. 22, № 1, p. 7,
16.	С и и я в с к и й В* С* и др. «Технология легких сплавов» (БИЛС),
1970, № 4, 96—100.
17.	Р о в е н ф е л ь д И. Л., Маршаков И. Н. Ж. Ф. Х.р 1957,
т. 31, № 10, с. 23—29.
18* Mears R,. а. о. Symposium on Stress Corrosion Cracking of Metals,
1944, p. 329.
19.	V os s k u h I er H. Werkstoffe und Korrosion, 1950, №9, S. 357.
20.	Thomas G*? N a 111 n g J* Instit. of Metals, 1959—60, v. 88,
p. 81.
21.	Pugh E., J ones \V. Metallurgia, 1961, v. 63, JSTs 375, p. 3,
22.	Фридляндер И. H. МИТОМ, 1965, № 8, с. 43—48.
23.	Сб, «Алюминиевые сплавы», Изд-во «Металлургия», 1969, J\fo 6.
24.	И о 11 Н. Corrosion, 19G7, V* 23, N2 6, р. 173.
25.	«Proceedings of Conference Fundamental Aspects of Stress Corrosion
Cracking (September L L—15, 1967), Ohio, 1969*
26. R у u m N. Acta Metallurgica, 1968, v. 16, Ns 3, p. 327.
27. R yum N. u. a. Z. fur Metallkunde, 1967, Bd 58, H 1, S. 28.
28.	МИТОМ, 1966, № 8.
29* В а л ь к о в В. Д< ц др. «Технология легких сплавов» (ВИЛО, 1968,
№ 3, 83-90.
30.	Р о а е иф е л ъ'д И. Л. Коррозия и защита металлов, Изд-во «Метал¬
лургия», 1970.
31.	Розенфельд И. Л. Атмосферная кооррозня металлов, Изд-во
АН СССР, 1960.
32.	Будов Г. М. Труды 3-го международного конгресса по коррозии
металлов Изд-во «Мир», 1969, с. 456.
33.	К л а р к Г. Б*, Кошелев Г. Г. Труды ИФХ АН СССР, 1956,
№ 2 с. 199,
34.	В і п g ег W* а. о. Corrosion, 1953, v. 9, Ns 12, р. 440.
35.	W а 11 о n С*, King W. Symposium on Atmospheric Corrosion of
Non Ferrous Metals, ASTM, 1956, № 175, p* 21*
36.	Сб* «Алюминиевые сплавы», Изд-во «Металлургия», 1968, Na 5.
37.	D 5 х E, a* o. Corrosion, 1959, v. 15, Nb 2, p* 15*
38.	А з б у к и h В* Г. Металловедение, Судпромгвз, 1962, № 6, с. 205.
39.	Синявский В. С* и др. «Технология легких сплавов* (ВИЛС)
1967, № 6, с* 83.
40* Псдь А. А,, Полякова Л. Н. «Технология легких сплавов*
(ВИЛС), 1971, .№ 4, с. 56.
41.	S Ї е b е I G*, V os s к и h 1 е г Н, Aluminium, 1942, Bd 24, S. 129.
42.	Э дел ьмап Н. И., Фридляндер И. Н. Строительные кон¬
струкции из алюминиевых сплавов, Изд-во литературы по строительству, архи¬
тектуре и строительным материалам, 1962.
43,	С и н я в с к и й В, С., Иванова И. Г, Труды 3-го международного
конгресса по коррозии металлов, Иэд-во «Мир», 1969, т. 2. с. 390.
44,	Booth F. «АІшпІліиГп», 1962, Н4, S. 213.
45* Щ и л о в а Е. И. и др* Сб* «Металловедение легких сплавов», Иэд-во
«Наука», 1965, с. 78—87,
46.	А м б а р ц у м я н С. М. Конструкционные материалы, Изд-во «Совет¬
ская энциклопедия», 1963, т. I, с. 408—416.
47,	Сб. «Алюминиевые сплавы», Изд-во «Металлургия», 1966, № 4.
551

48.	В а л ь к о в В, Д. и др. «Технология легки* сплавов» (ВИЛС), 1969,
№ 5, с. 67—77.
49.	A d с n I s D. е. a, Rev. de Metallurgie, 1969, Лі 2, р. 135.
50.	В а л ь к о в В. Д. и др. «Технология легких сплавов» (ВИЛС), 1966,
№ 3, с, 64—70.
51.	В ass I G., Hug Н. Aluminium «Suisse, 1965, v. 15, № 2, р. 55.
52.	Che vigny R., Dev el ay R. Aluminium nuora Metallurgia,
1965, v. 34, p. 507.
53.	D e v e 1 a у R., GroutzeiMes M. Revue de Metallurgie, 1962,
V. 59, As 4, p. 349.
54.	A d e п і s D. e. a. Revue de Metallurgie, 1969, v. 66, № 2, p. 135.
55.	Вальков В. Д. it др. Сб. «Коррозия и защита металлов», Изд-во
«Наука», 1970, с. 75—83.
56.	В г е л n ег Р. Aluminium, 1967, Bd 43, Н4, S. 225.
57.	Е л а г и н В. И. и др. Сб. «Металловедение сплавов легких металлов»,
Изд-во «Наука», 1970, с. 5—10.
58.	S р г о w 1 s D., Brown R. Metal Progress, 1962, № 4, р. 7S, Ws 5,
р.	77, 118-122.
59.	Ф p и д л я и д e p И. H. и Др. Сб. «Алюминиевые сплавы», 1969, № З,
с,	08.
60.	Ф р и д л я н д е р И. Н., Кутайцева Е. И. Высокопрочный алю¬
миниевый сплав В-95, ИТЭИН, 1956.
61.	Ф р и д л я и д е р И. Н., Высокопрочные деформируемые алюминиевые
сплавы, Обор он г из, 1960.
62.	К е t с h а ш S., Beck К. Corrosion, 1960, v. 16, A!s 1, р, 37—40.
63.	Синявский В, С., Вальков В. Д. Сб. «Технология легких
сплавов» (В11ЛС), 1966, № 2, с. 48.
64.	Т п м о и о в а М. А., Ершова Т. И. «Заводская лаборатория»,
196), АТ» 4.
65.	К а р п е н к о Г. В. Влияние активных жидких сред па выносливость
стали, Изд-во АИ УССР, Киев, 1955.
66.	Гликмаи А. 11. Коррозионно-механическая прочность металлов,
Машгиз, 1955.
С7. А п d ers Н. Metalloberf 1 ache, 1954, В. 8,	3, S. 1748.
ПРОМЫШЛЕННЫЕ ДЕФОРМИРУЕМЫЕ, СПЕЧЕННЫЕ И ЛИТЕЙНЫЕ
АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
Редактори лада толь сто а Г. А« ЛрцкаА я И. В. Ольшанская
Технический редактор Зй В. Михайлова
Переплет художника 3.3. Казакевича
Сдано о набор 2G/JV 1972 г. Подписано в печать 13/Х1 И75 г» Т-18227 Формат б0х901/м
Бумага типографская Л*у 2, Печ* л, 34,5» Уч.*иэд. л. 36,(1 Тираж 8000 эка,
4710 Заказ ]€9б Цена 2 р. 04 к.
Издательство «Металлургия». 219034, Москва, 2-0 ОбыдсяскнЙ пср,г 14
Л<!їпгрігрздская типография М С Глашшлнграфпрома Государственного комитет о
лілнпетров СССР до делам издательств, полиграфии н кнкжпоЛ торговли
193144, Ленинград, ул. Моисеенко, 10