/
Author: Альтман М.Б. Алиева С.Г. Амбарцумян С.М.
Tags: металлургия сплавы материаловедение алюминий металлы и сплавы
Year: 1984
Text
ПРОМЫШЛЕННЫЕ
АЛЮМИНИЕВЫЕ
СПЛАВЫ
АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
Редакционный совет:
А.Ф. Белов, В.И. Добаткин,
Ф.И. Квасов, М.А. Ковалевский,
В.А. Ливанов, Г.Б. Строганов,
Р.Е. Шалин, И.Н. Фридляндер
СПРАВОЧНИК
ПРОМЫШЛЕННЫЕ
АЛЮМИНИЕВЫЕ
СПЛАВЫ
2-е издание,
переработанное и дополненное
Ответственные редакторы:
Ф.И. Квасов, И.Н. Фридляндер
Плавка и литье алюминиевых сплавов
Металловедение алюминия и его сплавов
Структура и свойства полуфабрикатов
из алюминиевых сплавов
Промышленные алюминиевые сплавы
Производство полуфабрикатов из алюми-
ниевых сплавов
Применение алюминиевых сплавов
Редакционная коллегия:
М.Б. Альтман,
В.И. Елагин,
Ф.И. Квасов,
Б.И. Матвеев,
И.Н. Фридляндер
&
МОСКВА
«МЕТАЛЛУРГИЯ»
1984
УДК 669.715(031)
Авторы: С. Г. АЛИЕВА, М. Б. АЛЬТМАН, С. М. АМБАРЦУМЯН,
С. Н. АНАНЬИН, Н. А. АРИСТОВА, 3. Н. АРЧАКОВА, Е. Я. БАЗУ-
РИНА, В. П. БАТРАКОВ, Н. Н. БЕЛОУСОВ, С. Н. БОРОВСКИХ,
А. С. БУБЕНЩИКОВ, В. М. БЫКОВ, В. Д. ВАЛЬКОВ, В. И. ВАЛЯЕ-
ВА, Н. М. ВИНОГРАДОВА, Т. А. ВЛАСОВА, Г. Е. ГОЛЬДБУХТ,
Г. Д. ГОРДЕЕВА, Б. А. ДРОЗДОВСКИЙ, В. И. ЕЛАГИН, А. А. ЗА-
БОЛОЦКИЙ, Н. И. ЗАЙЦЕВА, Ю. С. ЗОЛОТОРЕВСКИЙ, Т. В. ИВА-
НОВА, Ф. И. КВАСОВ, С. И. КИШКИНА, Н. С. КЛЯГИНА, А. И. КО-
ВАЛЕВ, Н. И. КОЛОБНЕВ, И. Ф. КОЛОБНЕВ, В. С. КОМИССАРО-
ВА, Н. Б. КОНДРАТЬЕВА, Р. А. КРИВЕНКО, Е. А. КУЗНЕ-
ЦОВА, Е. И. КУТАЙЦЕВА, Л. Н. ЛЕЩИНЕР, В. А. ЛИ-
ВАНОВ, Е. Н. МАЛЫШЕВА, Б. И. МАТВЕЕВ, Е. Н. МИХЕЕВА,
Э. 3. НЕПОМНЯЩАЯ, А. В. НОВОСЕЛОВА, Н. И. НОВОСИЛЬЦЕВА,
Т. В. ПОЛИЩУК, Н. С. ПОСТНИКОВ, О. А. РОМАНОВА, С. Е. СА-
ЛИБЕКОВ, В. С. САНДЛЕР, О. Г. СЕНАТОРОВА, В. С. СИНЯВСКИЙ,
В. Ю. СОИН, А. С. СОКОЛОВ, М. Г. СТЕПАНОВА, В. Ф. СТРОГА-
НОВА, Е. А. ТКАЧЕНКО, В. М. ФЕДОРОВ, И. Н. ФРИДЛЯНДЕР,
И. М. ХАЦИНСКАЯ, Л. Б. ХОХЛАТОВА, В. М. ЧУБАРОВ, Е. И. ШИ-
ЛОВА, Н. В. ШИРЯЕВА, К. П. ЯЦЕНКО
Рецензент: проф., докт. техн, наук Б. А. Колачев
УДК 669.715(031)
Промышленные алюминиевые сплавы: Справ. изд./А лиева С. Г.,
Альтман М. Б., Амбарцумян С. М. и др. 2-е изд., перераб.
и доп. — М.: Металлургия, 1984. 528 с.
В книге на современном научном уровне систематизированы сведе-
ния об алюминиевых сплавах, широко применяемых в различных отрас-
лях промышленности. Приведены химический и фазовый составы, опи-
саны структура, свойства, термическая обработка и назначение этих
сплавов. Второе издание (первое вышло в 1972 г.) дополнено данными
о тонкой структуре сплавов, порошковых и высокопрочных сплавах, ком-
позиционных материалах. Особое внимание уделено проблеме улучше-
ния свойств сплавов и новым режимам термической обработки высо-
копрочных сплавов.
Предназначена для инженерно-технических и научных работников
металлургической, машиностроительной, авиационной, автомобильной,
судостроительной и других отраслей промышленности. Ил. 223. Табл. 211.
Библиогр. список: 385 назв.
2603000000—180
П--------------- 32—84
040(01)—84
(g) Пзда1СЛ1.с1но Мг|.1.1лургия», 1984
ОГЛАВЛЕНИЕ
Предисловие................................ ... 5
Введение................................................ 6
ЧАСТЬ ПЕРВАЯ. ДЕФОРМИРУЕМЫЕ СПЛАВЫ .... 22
Глава I. Алюминий и термически неупрочняемые свариваемые
коррозионностойкие сплавы (сплавы алюминия с мар-
ганцем и магнием).................................... . 22
1. Технический алюминий............................ .... 22
2. Сплавы алюминия с марганцем ......... 28
3. Сплавы алюминия с магнием (магналии)...................37
Глава II. Сплавы повышенной пластичности и ковочные спла-
вы систем А1—Mg—Si—Си и AI—Mg—Si ... 54
1. Сплавы повышенной пластичности и коррозионной стойкости
АД31, АД33, АД35, АВ....................................54
2. Ковочные сплавы АК6, АК8...............................73
Глава III. Конструкционные и жаропрочные сплавы алюминия
с медью и магнием.........................................83
1. Конструкционные сплавы типа дуралюмин..................83
2. Жаропрочные сплавы типа АК4—1 . . •..................109
Глава IV. Высокопрочные сплавы алюминия с цинком, маг-
нием и медью.............................................121
Глава V. Свариваемые термически упрочняемые сплавы алюми-
ния с цинком и магнием...................................154
Глава VI. Криогенные и жаропрочные свариваемые сплавы
алюминия с медью и марганцем.............................169
1. Сплавы Д20, Д21 169
2. Сплав 1201....................... ... .... 180
3. Сплав 01205 194
Глава VII. Высокопрочные, жаропрочные и конструкционные
сплавы алюминия с литием.................................207
1. Сплав ВАД23 ........................................ 207
2. Сплав 1420 220
Глава VIII ВысЬкомодульные алюминиевобериллиевые сплавы 234
Глава IX. Вторичные алюминиевые сплавы................244
ЧАСТЬ ВТОРАЯ. ПОРОШКОВЫЕ И ГРАНУЛИРУЕМЫЕ
СПЛАВЫ И КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕ-
РИАЛЫ ...................................................252
Глава X. Жаропрочные сплавы..............................252
1. Алюминий, упрочненный частицами окиси алюминия (САП) 252
2. Сплав СПАК—4 системы А1—Си—Mg—Л12О3...................264
3. Сплавы с малорастворимыми добавками системы А1—Сг—Zr 267
4. Сплав системы А1—АЦС3............................... 274
Глава XI. Высокопрочные и свариваемые сплавы .... 277
1. Высокопрочный сплав ПВ90 системы Л1—Zn—Mg—Си 278
2. Свариваемые сплавы системы А1—Mg—Мп...................284
3. Свариваемый сплав типа 1201 системы Л1—Си—Мп . . . 286
1*
3
Глава XII. Сплавы с низким коэффициентом линейного расши-
рения и высоким модулем упругости .... 290
1. Сплавы с низким коэффициентом линейного расширения систе-
мы Л1—Si—Ni...............................................290
2. Высокомодульный сплав с пониженной плотностью 01429 сис-
темы А1—Mg—Li.............................................298
3. Высокомодульные сплавы системы /М—Mg—Li, полученные
различными методами высокоскоростного охлаждения . . 304
Глава XIII. Композиционные материалы на основе алюминие-
вых и магниевых сплавов ................... 310
ЧАСТЬ ТРЕТЬЯ. ЛИТЕЙНЫЕ СПЛАВЫ......................340
Глава XIV. Высокопрочные и жаропрочные сплавы на основе
системы А1—Си............................................340
Глава XV. Высокопрочные и герметичные силумины . . . 363
Глава XVI Коррозионностойкие сплавы на основе системы
Al—Mg....................................................394
ЧАСТЬ ЧЕТВЕРТАЯ СВОЙСТВА ПРОМЫШЛЕННЫХ АЛЮ-
МИНИЕВЫХ СПЛАВОВ .... 416
Глава XVII. Механические свойства........................416
1. Свойства при комнатной температуре....................416
2. Трещиностойкость сплавов............................. 426
3. Свойства при низких температурах......................439
4. Свойства при повышенных температурах..................450
Глава XVIII. Физические свойства.........................459
Глава XIX. Коррозионные свойства ........................478
1. Основные особенности коррозионного поведения алюминия и
его сплавов ..............................................478
2. Деформируемые сплавы..................................486
3. Порошковые материалы..................................500
4. Материалы, полученные из гранул............. . . 502
5. Композиционные материалы на основе матрицы из алюминие-
вых сплавов.............................................. 505
6. Литейные сплавы ......................................507
7. Защита от коррозии....................................507
8. Методы коррозионных испытаний.........................509
Библиографический список.................................511
Предметный указатель.....................................526
ПРЕДИСЛОВИЕ
Со времени выпуска первого издания справочника «Про-
мышленные алюминиевые сплавы» в серии «Алюминиевые
сплавы» в технологии производства сплавов произошли су-
щественные изменения, что нашло отражение во втором
издании.
По отечественным и зарубежным прогнозам алюминие-
вые сплавы останутся основным конструкционным матери
алом летательных аппаратов, по крайней мере, до конца
XX в.
В связи с необходимостью существенного увеличения
срока службы и надежности конструкции были проведены
большие работы по повышению характеристик вязкости
разрушения и коррозионной стойкости алюминиевых спла-
вов. Благоприятные изменения свойств были достигнуты в
результате повышения чистоты алюминиевых сплавов по
примесям железа и кремния, некоторого изменения соотно-
шения основных легирующих элементов, более широкого
применения добавок циркония, перехода к смягчающим ре-
жимам старения Т2 и ТЗ. Этим вопросам в книге уделя-
ется большое внимание.
Существенно расширен раздел, посвященный порошко-
вым сплавам. Появилась целая группа новых порошковых
сплавов с хорошим сочетанием свойств; показано сущест-
венное влияние повышенных скоростей охлаждения при
кристаллизации на структуру и свойства порошковых и
гранулированных сплавов.
Значительное место отведено алюминиевым сплавам
пониженной плотности, легированным литием и бериллием.
Расширен объем данных, описывающих свойства алюмини-
евых сплавов при температуре жидкого азота и гелия.
Включен новый раздел, посвященный металлическим ком-
позиционным материалам, упрочняемым волокнами бора и
углерода, стальной мартенситно-стареющей высокопроч-
ной проволокой. Металлические композиционные материа-
лы характеризуются уникальным сочетанием свойств: нео-
бычайно высокими удельным модулем упругости, времен-
ным сопротивлением, малой скоростью развития трещин.
Они относятся к перспективным конструкционным матери-
алам.
При переиздании был расширен авторский коллектив.
Большая работа при подготовке рукописи к печати прове-
дена Е. М. Ивановской и Т. А. Курдюковой.
5
ВВЕДЕНИЕ 1
Состав промышленных алюминиевых сплавов, структу-
ра и свойства изделий из них в значительной мере опреде-
ляются способом производства. По способу производства
алюминиевые сплавы можно разделить на две основные
группы: деформируемые — для изготовления обработкой
давлением различных полуфабрикатов (листы, плиты, прут-
ки, профили, трубы, поковки, штамповки, проволока); ли-
тейные— для производства фасонных отливок.
В качестве заготовок для последующего деформирова-
ния алюминиевых сплавов используются слитки, порошко-
вые и гранульные брикеты. Сплавы, получаемые в виде по-
рошков и гранул, по химическому составу и свойствам мо-
гут отличаться от обычных деформируемых алюминиевых
сплавов и в принципе могут быть выделены в самостоя-
тельную (третью) группу. В небольшом объеме фасонные
детали получают непосредственно из порошков.
Разложением в жидком алюминии гидридов титана или
циркония или иными способами в небольших масштабах
производят пеноалюминий. В последнее время интенсивно
разрабатываются легкие металлические композиционные
материалы.
В зависимости от назначения алюминиевые сплавы раз-
деляют на сплавы высокой, средней и пониженной прочно-
сти, жаропрочные, криогенные, ковочные, заклепочные,
свариваемые, со специальными физическими свойствами,
декоративные. В последний период существенное развитие
получили алюминиевые сплавы пониженной плотности, со-
держащие литий, а также сплавы с бериллием, применяе-
мые в ограниченном объеме.
Алюминиевые сплавы, как правило, приготавливают из
первичного алюминия с добавлением значительного коли-
чества высокосортных отходов. Имеются специальные вто-
ричные алюминиевые сплавы, для приготовления которых
широко используют низкосортные отходы с большим содер-
жанием примесей (алюминиевые сплавы вторичные). Неко-
торая часть наиболее низкосортных алюминиевых сплавов
применяется для раскисления в черной металлургии.
Упрочнение деформируемых алюминиевых сплавов, а
также изменение физических, коррозионных, технологиче-
ских свойств достигается с помощью различных методов:
нагартовки, термической обработки (закалка-J-старепие),
1 Авторы: Ф. И. Квасов, И. Н. Фридляндер.
6
закалки из жидкого состояния, термомеханической обра-
ботки (закалка+деформация+старение; закалкаф-старе-
ние-|-деформация), упрочнения нерастворимыми добавками
типа САП (спеченного алюминиевого порошка) или угле-
родом и создания композиционных материалов с алюминие-
вой матрицей.
Термин «закалка из жидкого состояния» был предложен
одним из авторов в 1948 г. Закалка из жидкого состояния—
резкое охлаждение жидких сплавов, которое приводит к
получению твердых растворов, пересыщенных сверх макси-
мально возможной равновесной растворимости в твердом
состоянии.
Упрочнение нагартовкой, повышающее прочностные
свойства применяется особенно широко для термически
неупрочняемых сплавов и в варианте термомеханической
обработки — для термоупрочняемых сплавов. Однако на-
гартовка используется для изделий простой формы (листы,
плиты, иногда поковки). Упрочнение, создаваемое нагар-
товкой, снимается в зоне сварки.
Термическая обработка (закалка и старение) алюмини-
евых сплавов в твердом состоянии имеет важное значе-
ние. Открытие упрочняющих эффектов в новых системах
(см. таблицу) позволяет создавать новые сплавы с неиз-
вестным ранее комплексом свойств: сравнительно недав-
но открыты эффекты упрочнения в системах А1—Си—Мп
(основа сплавов типа Д20 и 1201), А1—Си—Li, Al—Li—Mg,
Al—Си—Mg—Li.
Магналии (сплавы системы Al—Mg)—типичные пред-
ставители алюминиевых сплавов, упрочняемых в результа-
те образования пересыщенных твердых растворов.
Магналиям, как и всем сплавам типа твердых раство-
ров (равновесных или пересыщенных), свойственна высо-
кая пластичность (6 = 15-4-20 %) и коррозионная стойкость,
сравнительно невысокие временное сопротивление (при
5—6% Mg Ов max=3404-360 МПа) и предел текучести
(поршах=2004-240 МПа), пониженная чувствительность к
концентраторам напряжений. Многие сплавы этой системы
хорошо свариваются аргонно-дуговой сваркой с незначи-
тельным снижением прочности в зоне сварки, хорошо поли-
руются.
Магналии широко применяются в различных, в том чис-
ле сварных, конструкциях, где требуется высокая коррози-
онная стойкость: в речных и морских судах, трубопроводах,
гидросамолетах, емкостях ракет, мостах, цистернах, же-
лезнодорожных вагонах, зданиях, для изготовления окон-
7
Основные системы алюминиевых сплавов, упрочняемых термической
обработкой
Система Фазы, вызываю- щие эффект термообработки Метастабильные выделения, воз- никающие при термообработке Год открытия упрочняющего эффекта Автор
Al—Mg—Si P(Mg2Si) Зоны ГП, Г Р" Зоны ГП, О', 0" Зоны ГПБ, S', S" 1915— 1921 Гейлер
Al—Си—Mg 0(CuA12) S(Al2CuMg) 1903— 1911 В ильм
Al—Zn—Mg- Си M(MgZn2), T (Al2Mg3Zn3) Зоны ГП, М', Т' Зоны ГП, 6', 6" 1932 Зандер, Мейс- нер, Вебер Фрагмен
Al—Си—Mn 0(CuA12) 1938
Al—Си—Li TB(Al7,5Cu4Li), Г] (Al2CuLi) 0', Л» 6'(Al3Li) 6' 1956 Харди, Силкок
Al—Li—Mg S(Al2LiMg) 1963— 1965 И. Н. Фридлян- дер, В. Ф. Шамрай, Н. В. Ширяева
ных рам, дверей, декоративных поделок, для охлаждаю-
щих элементов домашних холодильников-испарителей.
При высоких температурах и температурах жидкого
водорода применение магналиев не оправдано.
Прочностные характеристики сплавов могут быть повы-
шены на 10—40 % нагартовкой с последующим неполным
отжигом для улучшения пластичности и коррозионной стой-
кости. Нагартованные листы и плиты из сплава АМгб име-
ют следующие значения механических свойств: <тв«
а^400 МПа; а012~300 МПа; 6^10%; прочность сварных
соединений нагартованных и отожженных сплавов практи-
чески одинакова. Дальнейшее улучшение сплавов типа маг-
налий достигается введением в них скандия.
Образование пересыщенных твердых растворов из
жидкого состояния характерно для алюминиевых сплавов
с малой растворимостью в твердом состоянии и резко по-
вышающейся кривой ликвидуса (А1—Мп, А1—Сг, А1—Zn
и др.). Хотя малолегированные сплавы этого типа облада-
8
ют низким временным сопротивлением (сгв^200 МПа у
сплава АМц), им свойственны некоторые уникальные
физические характеристики (например, у сплава АМц1 с
2 4,5 % Мп температурный коэффициент электросопротив-
ления составляет менее 0,7-10-3 в области температур от О
до 100°C). Распад образовавшегося в результате закал-
ки из жидкого состояния пересыщенного твердого раство-
ра марганца, хрома, циркония в алюминии начинается уже
при 200 - 400 °C.
Содержание основных легирующих элементов в упроч-
няемых термической обработкой деформируемых алюми-
ниевых сплавах, как правило, не превышает их растворимо-
сти в алюминии. Помимо основных элементов, в сплавы
вводят малые количества добавок, существенно влияющих
на кинетику распада пересыщенного твердого раствора и
процесс рекристаллизации, на коррозионные и технологи-
ческие свойства, свариваемость, величину зерна. Важней-
шие из этих добавок — хром, марганец, цирконий, титан,
ванадий, железо, бериллий, уменьшающий окисляемость
сплавов, и некоторые редкоземельные элементы.
Большое влияние на технологические, особенно литей-
ные свойства, в частности па пластичность и склонность к
появлению кристаллизационных трещин, оказывают уро-
вень и соотношение постоянно присутствующих в алюми-
нии примесей железа и кремния. При уменьшении коли-
чества примесей железа и кремния в сплавах систем А1—
Zn—Mg—Си и Al—Си—Mg существенно повышаются
пластичность металла и характеристики вязкости разруше-
ния.
Во всех случаях упрочнение термической обработкой
обусловлено существованием в системе одного или несколь-
ких химических соединений, растворимость которых в алю-
минии уменьшается с понижением температуры. Наиболь-
ший эффект термической обработки вызывают соединения,
образованные не менее чем двумя, помимо алюминия, эле-
ментами. Внутри каждой системы обычно имеется несколь-
ко промышленных сплавов, значительно различающихся
между собой по свойствам; вместе с тем существуют и
важные общие черты, характерные для всех сплавов этой
системы.
Для сплавов системы А1—Си—Mg (дуралюмины) в зон-
ной стадии старения характерна средняя прочность 420—
460 МПа; о0,2=280-4-300 МПа; 6 = 15-4-17%. Они исполь-
зуются главным образом в конструкциях, соединяемых за-
клепками, болтами и сварными точками, хотя разработаны
9
и находят ограниченное применение сплавы системы А1 —
Си—Mg, свариваемые аргонно-дуговой сваркой (ВАД1,
М40). Сплавы типа дуралюмин, в том числе важнейшие
из них Д1 и Д16, сравнительно слабо чувствительны к
действию повторных статических и вибрационных нагрузок,
но имеют пониженную общую коррозионную стойкость
и в прессованных полуфабрикатах склонны к расслаиваю-
щей коррозии. Сплав Д16 широко используется для растя-
нутых зон самолетов, для буровых труб при проходе неф-
тяных скважин. Для лопастей самолетных винтов применя-
ется сплав Д1. При повышении температуры эксплуатации
коррозионная стойкость сплавов Д1 и Д16 ухудшается, и
они охрупчиваются. Эти явления для сплава Д16 наступают
при 80—90 °C через десятки тысяч часов эксплуатации, при
150 °C — через 10 ч. Для конструкций, работающих при
таких температурах, Д16 применяется в искусственно со-
старенном состоянии. Существенно лучшие результаты по
сравнению со сплавом Д16 дает сплав 1163, имеющий неко-
торые отличия по химическому составу и технологии изго-
товления полуфабрикатов.
Хорошие результаты при повышенных температурах по-
казывает сплав А1\4—1 (в сверхзвуковых самолетах, под-
вергающихся длительному нагреву, в реактивных двигате-
лях).
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 два
раза. Разработана модификация этого сплава — сплав
АК4—2, имеющий повышенную прочность и вязкость раз-
рушения.
Сплавы системы А!—Mg—Si (АД31, АДЗЗ, АВ) имеют
пониженную прочность (320—340 МПа), очень высокую
коррозионную стойкость и пластичность (при прессовании
этих сплавов достигаются большие скорости), высокое со-
противление усталости, в том числе коррозионной устало-
сти, хорошую полируемость, прекрасный декоративный
вид. Из сплавов А1—Mg—Si изготавливают лопасти верто-
летов, оконные рамы, панели для облицовки зданий и их
внутренней отделки, корпуса часов и женские украшения,
отделанные под золото и другие цвета. Сплавы этого типа
отличаются удачным сочетанием сравнительно невысокого
электросопротивления и достаточно высокой прочности и
очень широко применяются для магистральных электропро-
водов, обмоток электродвигателей и других электротехни-
ческих целей.
ю
Для сплавов системы Ai—Mg—Si—Си (АК6 и АК8)
характерны хорошие литейные свойства, позволяющие от-
ливать слитки диаметром до 1200—1400 мм, и высокая
пластичность в горячем состоянии. Они широко применя-
ются для изготовления поковок и штамповок, в том числе
крупных и сложных по форме. За последние годы для ра-
боты при комнатных температурах сплавы АК6 и АК8 уси-
ленно вытесняются более прочными ковочными сплавами
системы Al—Zn—Mg—Си. Сплав АК8 удовлетворительно
работает в сварных конструкциях при температуре жидко-
го водорода, но лучшие результаты дают сплавы 1201, Д20.
В сплавах А1—Zn—Mg можно достичь высокой прочно-
сти: ов до 450—500 МПа; о0,2 До 350—450 МПа. Они тех-
нологичны и удовлетворительно свариваются аргонно-ду-
говой сваркой; зона шва слабо разупрочняется. Однако эти
сплавы в высшей степени чувствительны к коррозии под на-
пряжением и замедленному разрушению (при высокой об-
щей коррозионной стойкости). Склонность к коррозии под
напряжением тем больше, чем выше концентрация цинка и
магния и соответственно выше прочность. В настоящее вре-
мя осваиваются сплавы с прочностью не более 300—
400 МПа для сварных конструкций, в том числе работаю-
щих при криогенных температурах.
Введение меди в сплавы А1—Zn—Mg (наряду с малы-
ми добавками элементов-стабилизаторов — хром, марга-
нец, цирконий) позволило существенно улучшить стой-
кость против коррозии под напряжением при сохранении
высокой прочности (для сплава В95 550-4-600 МПа;
для сплавов В96Ц и В96Ц1 сгв~700 МПа). Эти сплавы ши-
роко применяются в сжатых, а в ряде случаев и растяну-
тых зонах конструкции. За последние годы сильно расши-
рилось применение самого высокопрочного сплава В96Ц1,
особенно в виде кованых и прессованных полуфабрикатов.
Ковочный сплав В93 (ов^500 МПа) не содержит добавок
хрома, марганца, циркония, что улучшает его технологи-
ческие свойства. Из сплава В93 делают самые крупные по-
ковки и штамповки, имеющие одинаковую прочность (ов^
«480 МПа) в любом направлении и в любом сечении (тол-
щиной до 1 м), причем закалку проводят в горячей воде,
что уменьшает поводки. Более высокими прочностными ха-
рактеристиками, вязкостью разрушения и сопротивлением
повторным нагрузкам обладают ковочные сплавы В93Ц (с
цирконием) и В95оч, но они менее технологичны, их при-
менение ограничивается в изделиях меньшей толщины по
сравнению со сплавом В93.
Новые смягчающие режимы старения Т2, ТЗ сплавов
В95, В93, В96 (коагуляционное старение) обеспечили ис-
ключительно высокое сопротивление коррозии, высокую
вязкость разрушения при некотором снижении прочност-
ных характеристик.
Сплавы системы А1—Си—Мп (1201, Д20) имеют сред-
нюю прочность (ов^400ч-450 МПа), но упрочняются меж-
ду закалкой и старением нагартовкой (ов^4504-480 МПа).
Эти сплавы обладают сравнительно высокой жаропрочно-
стью при 200—250 °C и широко используются в сварных
конструкциях при температуре жидкого водорода; проч-
ность сварного шва существенно ниже прочности основно-
го материала; у сплавов пониженная общая коррозионная
стойкость, особенно в зоне сварных соединений, но удов-
летворительное сопротивление коррозии под напряжением.
Сплав системы А1—Си—Li (ВАД23) характеризуется
хорошей технологичностью, высокой прочностью (ов~
л; 5004-600 МПа) и жаропрочностью; он легче сплавов
АК4—1 и В95 на 3 и 6 % соответственно, менее чувствите-
лен к действию повторно-статических нагрузок, чем сплав
В95. Модуль упругости сплава ВАД23 на 5 % выше, чем у
сплавов АК4—1 и В95. По коррозионной стойкости он бли-
зок к сплаву Д16.
Сплав системы А1—Li—Mg (1420) близок по прочно-
стным характеристикам к сплаву Д16, но отличается от
последнего большей коррозионной стойкостью. Сплав 1420
на 11 % легче сплава Д16 и имеет больший (на 8 %) мо-
дуль упругости.
Для алюминиевых сплавов с литием характерно откло-
нение от правила аддитивности в отношении модуля упру-
гости £; несмотря на низкий модуль упругости лития, у
алюминиевых сплавов с этим элементом модуль упругости
повышается.
За последние годы сплав 1420 все шире применяется в
виде штамповок, листов, профилей, панелей, как в клепа-
ных, так и других конструкциях. Наряду со сплавом 1420
осваиваются сплавы 1450, 1460 системы А1—Си—Mg—Li
(2 % Li), по свойствам аналогичные сплавам Д16Т1 и В95,
но легче их на 6—7 % •
Для всех упрочняемых термической обработкой алю-
миниевых сплавов существуют общие закономерности из-
менения структуры распада пересыщенного твердого раст-
вора и присущих ей свойств. На определенной стадии
старения возникают зоны Гипье—Престона. Эта стадия мо-
жет быть охарактеризована как стадия зонного старения.
12
При повышении температуры старения (или увеличении его
продолжительности при достаточно высокой температуре)
возникают частицы метастабильных фаз (при этом возможно
существование нескольких метастабильных модифика-
ций), что отвечает стадии фазового старения. Затем появля-
ются более крупные частицы метастабильных фаз (насту-
пает стадия коагуляции при старении) и, наконец, зарож-
даются частицы стабильных фаз, которые укрупняются
(отжиг).
Переход от зонного старения к фазовому и коагуляция
при старении требует тем больше времени, чем ниже темпе-
ратура старения. Для перехода характерна постепенность,
которая вызывается химической и структурной неоднород-
ностью сплава (ликвация, наличие границ зерен и субзе-
рен, различная плотность дислокаций, микронапряжения)
и создается совместным присутствием зон и частиц мета-
стабильных, а затем и стабильных фаз.
Для каждой стадии старения независимо от систем алю-
миниевых сплавов характерен определенный комплекс
свойств. В случае зонного старения максимум прочностных
характеристик не появляется при любом увеличении про-
должительности старения, разупрочнения сплавов не про-
исходит. Для зонного старения свойственны относительно
низкий предел текучести (оо,2/пв=0,6-4-0,7), высокое удли-
нение (>10-4-15%), возрастающее в процессе старения
электросопротивление, высокая коррозионная стойкость, в
том числе и стойкость против коррозии под напряжением,
высокая ударная вязкость, низкая чувствительность к тре-
щине. Большое относительное удлинение зонносостаренных
сплавов и низкий предел текучести обусловлены высоким
равномерным удлинением, так как дислокации пересекают
зоны, не создающие большого сопротивления начальной
деформации. Коррозионная стойкость сплавов повышается
благодаря отсутствию границ раздела между зонами и
матрицей.
Для фазового старения характерны высокий предел те-
кучести (оо,2/оЕ>0,9-4-0,95), низкое удлинение, понижен-
ные вязкость разрушения, сопротивление развитию трещин
и сопротивление коррозии под напряжением. Максимум
предела текучести при изотермическом старении появляет-
ся позже максимума временного сопротивления. Низкие
удлинения сплавов в фазовой стадии старения обусловле-
ны резким снижением равномерного удлинения. При появ-
лении в структуре частиц метастабильных фаз дислокации
огибают их, образуя многочисленные дислокационные пет-
13
ли, в результате сопротивление начальной деформации резко
возрастает, предел текучести достигает больших значе-
ний, а равномерное и соответственно общее удлинение па-
дает. Снижение коррозионной стойкости вызывается появ-
лением границы раздела частицы метастабилыюй фазы—
матрица. Склонность к коррозии под напряжением может
особенно усилиться, если частицы метастабильпых фаз об-
разуют непрерывную цепочку по границам зерен, сочетаю-
щуюся с зоной, свободной от выделений, и обедненной зо-
ной.
В процессе коагуляции при старении прочностные свой-
ства, достигнув максимума, снижаются, удлинение, вяз-
кость и сопротивление развитию трещин несколько растут,
особенно значительно улучшаются сопротивление коррозии
под напряжением и замедленному разрушению (Возмож-
ной причиной такого улучшения являются укрупнение час-
тиц метастабильных фаз, нарушение непрерывности цепо-
чек выделений, образование просветов между частицами,
снижение плотности дислокаций в результате их анниги-
ляции). Для некоторых сплавов резкое улучшение корро-
зионной стойкости при изотермическом старении совпадает
с максимумом предела текучести. Ряд важных характерис-
тик практически мало зависит 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 ис-
пытаний зонносостаренные сплавы переходят в стадию фа-
зового старения.
Для каждого стареющего алюминиевого сплава имеют-
ся свои температурно-временные области зонного и фазово-
го старения. Для сплавов систем А1—Си—Mg, Al—Mg—
Si, Al—Си—Mg—Si и Al—Zn—Mg—Си зонное старение
протекает при комнатной температуре, хотя верхняя тем-
пературная граница этой стадии старения сдвинута к более
высоким температурам; для сплавов системы А1—Zn—Mg
зонное старение переходит в фазовое при комнатной темпе-
ратуре. Сплавы систем А1—Си—Мп, А1—Си —Li, Al—Mg—
Li при комнатной температуре практически не старятся:
для осуществления зонного старения их необходимо подо-
гревать. Поэтому термины «естественное старение» и «ис-
кусственное старение» следует употреблять только для
обозначения условий старения — без подогрева или с подо-
гревом, а для характеристики структурного состояния и
соответствующего ему комплекса свойств надо использо-
вать термины «зонное старение», «фазовое старение», «коа-
14
гуляция при старении». Следовательно, могут быть режи-
мы естественного зонного старения и искусственного зонного
старения, а также соответственно естественного и ис-
кусственного фазового старения. Так, старение сплава
АК6 по нижним пределам стандартного режима отвечает
искусственному зонному старению, а по верхним пределам
стандартного режима — искусственному фазовому старе-
нию. Длительное (2—3 года) естественное старение спла-
ва В92 или других прочных сплавов системы А!—Zn—Mg
представляет собой естественное фазовое старение; более
коротким выдержкам отвечает естественное зонное старе-
ние.
Для различных алюминиевых сплавов определенное
значение имеют условия горячей деформации, в зависимо-
сти от которых может сохраняться пересыщенный твердый
раствор марганца, хрома и других подобных переходных
элементов в алюминии либо создаваться то или иное рас-
пределение продуктов распада этого раствора в процессе
деформации и последующего нагрева под закалку.
В связи с этим могут возникать значительные различия
в свойствах горяче- и холоднодеформировапных полуфаб-
рикатов из алюминиевых сплавов. Горячедеформированные
полуфабрикаты имеют более высокие прочностные харак-
теристики и предел ползучести, существенно лучшее со-
противление коррозии под напряжением, что весьма важ-
но для практики. Можно отметить, что горячая деформация
приводит, как правило, к перекристаллизованной структу-
ре, к меньшей степени распада пересыщенного из жидкого
состояния твердого раствора хрома, марганца, циркония в
алюминии.
Наибольший эффект упрочнения алюминия (до 800 МПа)
и получение некоторых важных физических характеристик
с помощью нерастворимых добавок достигается у порош-
ковых сплавов. В настоящее время имеются две группы
порошковых алюминиевых сплавов, имеющих промышлен-
ное значение: САП (спеченная алюминиевая пудра) и
САС—1 (спеченный алюминиевый сплав). САП упрочняет-
ся дисперсными частицами окиси алюминия, нерастворимой
в алюминии. Кислород вводят в алюминий в виде тончайшей
пленки на частицах чрезвычайно дисперсной алюминиевой
пудры в процессе помола ее в шаровых мельницах в ат-
мосфере азота с регулируемым содержанием кислорода.
Пудру брикетируют, спекают и подвергают дальнейшей
деформации — прессованию, прокатке, ковке. Временное
сопротивление САПа примерно обратно пропорционально
15
расстоянию между частицами окиси алюминия (количест-
венно эта зависимость должна получить достаточно надеж-
ное статистическое обоснование).
Структура САПа представляет собой нагартованную
алюминиевую матрицу ячеистого строения, упрочненную
нерастворимыми дисперсными частицами окиси алюминия.
С повышением температуры временное сопротивление
САПов изменяется по прямой так же, как временное сопро-
тивление алюминия и его сплавов с марганцем, уменьшаясь
приблизительно до нуля при температуре плавления алю-
миния. Однако и выше этой температуры САП сохраняет
некоторую прочность за счет сил поверхностного натяжения
и прочности окисной пленки. Длительные выдержки САПа
ниже температуры плавления алюминия мало влияют на
его прочность. При температурах выше 200—250 °C, осо-
бенно при больших выдержках, по прочности САП превос-
ходит все алюминиевые сплавы; из-за отсутствия диффузи-
онного взаимодействия между матрицей и частицами окиси
алюминия форма и размеры последних при нагревах не ме-
няются, обеспечивая высокую жаропрочность САПов. Хо-
рошо дегазированный САП имеет повышенную пластич-
ность и удовлетворительно сваривается аргонно-дуговой
сваркой.
САС-1 с низким коэффициентом линейного расширения
и повышенным модулем упругости получают распылением
жидкого сплава, брикетированием пульверизатора, прессо-
ванием прутков и их ковкой. Мельчайшие кристаллики
кремния и фазы FeAl3 (FeNi3), действуя на матрицу, уп-
рочняют сплав, повышают Е и пластичность, снижают КЛР.
Их влияние тем больше, чем меньше твердые частицы и
чем меньше расстояние между ними. По этим характерис-
тикам порошковые сплавы заметно превосходят соответст-
вующие литейные алюминиевые сплавы.
Можно сочетать различные способы упрочнения алюми-
ния, например закалку из жидкого состояния сплавов с
цирконием, марганцем и титаном, с введением в матрицу
частиц алюминия по типу САП. Другой вариант упрочне-
ния— порошковый сплав системы А1—Си—Mg —А12О3—
упрочнение частицами окиси алюминия в сочетании с
эффектом от упрочняющих фаз, растворимых в твердом
состоянии. При сравнительно низких температурах метаста-
бильная модификация фазы S(Al2CuMg) способствует по-
лучению высокой прочности сплава. При самых высоких
температурах фаза А12О3 обеспечивает высокую жаропроч-
ность.
16
К сплавам, которые упрочняются нерастворимыми фа-
зами (наряду с растворимыми), относятся сплавы А1—Be—
Mg. Эти сплавы принадлежат к сильно заэвтектическим.
структура которых состоит из матрицы в виде твердого ра-
створа магния в алюминии и частиц практически чистого
бериллия.
Для двойных сплавов А1—Be характерно большое раз-
личие в свойствах, определяемых структурой мягкого алю-
миния и хрупкого твердого бериллия. При легировании
сплавов А1—Be выбираются добавки, взаимодействующие
только с алюминиевой фазой, например, магния, который
не растворяется в бериллии, по упрочняет алюминий. При
этом повышаются прочность, пластичность и модуль упру-
гости сплавов.
Важнейшие литейные свойства сплавов (жидкотекуч
честь, объем внутренних пустот, сопротивление усадочным
напряжениям и др.) существенно улучшаются при наличии
в сплаве достаточного количества эвтектики. Литейные алю-
миниевые сплавы содержат, как правило, большую кон-
центрацию легирующих компонентов, чем деформируемые
алюминиевые сплавы.
Литейные алюминиевые сплавы так же, как и деформи-
руемые, можно разделить на пять групп.
1. Сплавы с высоким (>5 %) содержанием кремния—
силумины. В эту группу входят двойные сплавы А!—Si
(АЛ2), тройные А1—Si—Mg (АЛ9), четверные Al—Si—
Mg—Си (АЛ5). В сплавы систем А1—Si—Mg и Al—Si —
Mg—Си обычно добавляют марганец (соответственно спла-
вы АЛ4 и АЛЗ) и др.
Сплавы этой группы характеризуются хорошими литей-
ными свойствами, сравнительно высокой коррозионной
стойкостью, герметичностью, средней прочностью и приме-
няются для сложных отливок. Для улучшения свойств
сплавы подвергают модифицированию, приводящему к из-
мельчению хрупких кремниевых фаз; модификатором слу-
жит натрий в количестве 0,05—0,08 %, который вводят в
расплавленный металл в виде смеси галоидных солей нат-
рия и калия; силумин с большим содержанием кремния
(>13 %) модифицируют красным фосфором.
2. Сплавы с высоким (>5%) содержанием магния.
Это двойные сплавы А1—Mg (АЛ8), тройные сплавы А1—
Mg—Si с добавкой бериллия и титана (АЛ22). Сплавы
второй группы коррозионностойкие и высокопрочные, име-
ют пониженную плотность. Самую-ВысокутО прочность име-
ет сплав АЛ8.
2 834
17
3. Сплавы с высоким (>>3%) содержанием цинка.
К сплавам этой группы относятся сплавы А1—Si—Zn
(АЛ 11) и А1—Zn—Mg—Си (АЛ24), характеризующиеся
повышенной плотностью и пониженной коррозионной стой-
костью. Они имеют хорошие литейные свойства, их можно
применять без термической обработки. Широкого приме-
нения эти сплавы не нашли.
4. Сплавы с высоким (>-4 %) содержанием меди. Двой-
ные сплавы А1—Си (АЛ7) и сплавы А1 — Си—Мп с добав-
кой титана (АЛЮ) и другие имеют пониженные литейные
свойства, коррозионную стойкость, герметичность, но по
прочности и жаропрочности они превосходят сплавы первых
трех групп.
5. Сплавы системы Al—Си—Ni с добавками марганца
(АЛ1, АЛЗЗ и др.) характеризуются высокой жаропрочно-
стью. Свойства сплавов существенно меняются в зависи-
мости от способа литья: они тем выше, чем больше ско-
рость кристаллизации и питание кристаллизующегося слоя.
Как правило, наиболее высокие значения достигаются при
кокильном литье. Свойства отдельно отлитых образцов мо-
гут в два раза превосходить свойства медленно кристал-
лизовавшихся или плохо питаемых частей отливки. Некото-
рые элементы благоприятно действуют на одни сплавы, но
вредно на другие. Кремний снижает прочность сплавов
А1—Mg. Примесь цинка ухудшает механические свойства
сплавов А1—Si и А1—Си. Олово и свинец уже в десятых
долях процента значительно уменьшают температуру на-
чала плавления сплавов. Вредное влияние на силумины
оказывает железо, вызывающее образование хрупкой эв-
тектики А1—Si—Fe, кристаллизующейся в виде пластин.
Допустимое содержание железа регулируется в зависимо-
сти от способа литья; оно максимально при литье под дав-
лением и в кокиль и сильно снижено при литье в
землю.
Свойства фасонных отливок можно существенно повы-
сить путем уменьшения в сплавах вредных металлических
и неметаллических примесей в результате применения чис-
той шихты и рафинирования, введения малых добавок ти-
тана, циркония, бериллия, модифицирования сплавов и их
термической обработки. Рафинирование осуществляется
различными методами — продувкой инертным газом, воз-
действием флюсов, содержащих хлористые и фтористые со-
ли, выдерживанием в вакууме или сочетанием этих спо-
собов.
18
Цифровая маркировка алюминиевых сплавов
В настоящее время для алюминиевых сплавов принята
смешанная буквенная и буквенно-цифровая маркировка.
Например, сплав алюминия с марганцем обозначается
АМц; сплав алюминия с магнием, кремнием и медью —
так называемый авиаль — обозначается АВ; дуралюмины—
Д16, Д1 и т. д. Происхождение букв и цифр в общем до-
вольно случайно, хотя есть некоторые исключения. В уже
упомянутом сплаве АМц буквы Мц символизируют марга-
нец; сплавы типа магналий обозначают АМг (алюминий—
магний), а цифры, следующие за буквами, АМг1, АМгб—
приблизительно соответствуют содержанию магния в этих
сплавах. Для группы сплавов первые цифры после букв
обозначают соответственно: 1—сплавы, упрочняемые
медью и магнием (Д16), 2 — медью и марганцем или медью,
литием, марганцем, кадмием (Д20); 3 — магнием и крем-
нием (АД31), 9 — цинком и магнием или цинком, магнием
и медью (В95) и т. д. Обозначениям некоторых ковочных
сплавов присвоены буквы АК (алюминий ковочный)—спла-
вы АК6, АК8 и АК4—1 и т. д.
Порошковые сплавы алюминия с окисью алюминия на-
зывают САП (спеченная алюминиевая пудра); те же спла-
вы, но с добавками других, помимо окиси алюминия, леги-
рующих элементов называются САС (спеченные алюминие-
вые сплавы). Алюминий, специально насыщенный пузырь-
ками водорода, называется пеноалюминием. Смешанная
буквенная и буквенно-цифровая маркировка делает невоз-
можным механизированный учет. Поэтому целесообразно
перейти на единую цифровую маркировку алюминиевых
сплавов. В результате длительных обсуждений и дискуссий
была выработана маркировка, которая постепенно внедря-
ется в практику. Для обозначения принимают систему в ос-
новном из четырех цифр. Первая цифра (1) обозначает
основу всех сплавов—алюминий. Следующая цифра ха-
рактеризует главный легирующий элемент или группу глав-
ных легирующих элементов. В ряде случаев делается по-
пытка сгруппировать сплавы по принципу упрочняющих
фаз. Все алюминиевые сплавы можно разделить на десять
групп; пока использованы семь цифр, три цифры—6, 7 и
8 остаются в резерве. Последние две цифры характеризуют
помер сплава. Таким образом, в каждой группе может на-
считываться до ста сплавов, что вполне достаточно. Общее
число всех сплавов может достичь 1000.
В настоящее время число всех промышленных и опыт-
2*
19
ных сплавов не превышает 100—150. Последней цифре да-
ется дополнительная нагрузка — все деформируемые алю-
миниевые сплавы обозначаются нечетными цифрами (вклю-
чая ноль). Порошковый способ получения характеризуется
последней цифрой (9), всем литейным сплавам присваива-
ются последние четные цифры. Там, где это возможно, су-
ществующее цифровое обозначение увязывается с новым.
Опытные сплавы обозначают цифрой 0, который ставится
впереди единицы; таким образом, для опытных сплавов в
виде исключения вводится пятизначная маркировка. Опыт-
ный сплав может находиться в стадии опробования и ис-
пытания не более 3—5 лет, после этого либо сплав стано-
вится серийным, если он себя оправдал, и обозначение ноль
снимается, либо работу со сплавом прекращают, если он
оказался неудовлетворительным.
Предлагается следующее распределение алюминиевых
сплавов по семи главным группам.
Второй цифрой (0) обозначаются марки чистого алю-
миния. Поскольку их немного, в эту группу включаются
САП, упрочненные окисью алюминия, и пеноалюминий.
Для чистого алюминия используются цифры от 1000 до
1018; все номера, оканчивающиеся на девять, а именно 1019,
1029 и т. д. обозначают порошковые сплавы САП, номера
от 1020 до 1025 — сорта пеноалюминия.
К группе со второй цифрой 1 относятся сплавы систем
А1—Си—Mg, Al—Си—Mg—Fe—Ni, а именно 1100—Д1;
1160—Д16; 1161—Д6; 1190—Д19; 1191—ВАД1; 1190—ВД17;
1171—М40; 1180—Д18; 1165—В65; 1120—АК2; 1140—АК4;
1141- АК4—1.
Группу со второй цифрой 2 составляют сплавы систе-
мы А1—Си—Мп и AI—Си—Li—Мп—Cd: 1200—Д20;
1210—Д21; 1230—ВАД—23.
В группу сплавов со второй цифрой 3 включены сплавы
систем А1—Si, Al—Mg—Si и Al—Mg—Si—Cu: 1310—АД31;
1330—АДЗЗ; 1350—АД35; 1340—AB (без меди); 1341—AB
(с медью); 1360—AK6; 1380—AK8; 01319—CAC —1.
Вторая цифра 4 присваивается сплавам, главными ле-
гирующими элементами которых служат компоненты, не-
растворимые или малорастворимые в алюминии, например
сплавы А1—Мп, А1—Cr, А1—Be: 1400—АМц; 1401—АМц1;
1439—алюминийф-хром; 1411—АБМ—1.
Поскольку алюминиеволитиевые сплавы приобретают
большое значение, целесообразно вторую цифру 4 присваи-
вать алюминиеволитиевым сплавам, забронировав за спла-
вами АМц и другими одну из свободных цифр.
20
К группе сплавов со второй цифрой 5 относятся спла-
вы типа магналий: 1511—Д12; 1510—АМг1; 1520—АМг2;
1530—АМгЗ; 1540—АМг4; 1550—АМг5, 1560—АМгб;
1561—АМг61.
Группа сплавов со второй цифрой 9 — сплавы систем
AI—Zn—Mg и Al—Zn—Mg—Си: 1915—свариваемый сплав
с цинком и магнием средней прочности; 1920—В92; 1930—
В93; 1940—В94; 1950—В95; 1960—В96; 1969—ПВ90—САС;
01980—В48—4.
Обозначение видов термической обработки
Состояние полуфабрикатов из алюминиевых деформируе-
мых сплавов обозначается буквенно-цифровой маркиров-
кой: М —мягкий, отожженный; Т — закаленный и естест-
венно состаренный; Т1 — закаленный и искусственно соста-
ренный на максимальную прочность; Т2 и ТЗ—смягчающие
режимы искусственного старения; Н — нагартованный;
П — полунагартованный (буква «П», входящая в марку
сплава, обозначает, что сплав проволочный); Н1—усилен-
но нагартованный (нагартовка листов примерно 20%);
TH — закаленный, естественно состаренный и нагартован-
ный; Т1Н — закаленный, нагартованный и искусственно
состаренный; Т1Н1—закаленный, нагартованный на 15—
20 % и искусственно состаренный.
Условные обозначения видов термической обработки ли-
тейных сплавов следующие: Т1—старение; Т2 — отжиг;
Т4 —закалка; Т5 — закалка и частичное старение; 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 оболочковые формы; В — по выплавляе-
мым моделям; К — в кокиль; Д — под давлением. Буква
«М.» обозначает, что сплав при литье подвергается модифи-
цированию.
Часть первая. ДЕФОРМИРУЕМЫЕ СПЛАВЫ
Глава I. АЛЮМИНИЙ И ТЕРМИЧЕСКИ
НЕУПРОЧНЯЕМЫЕ СВАРИВАЕМЫЕ
КОРРОЗИОННОСТОЙКИЕ СПЛАВЫ
(СПЛАВЫ АЛЮМИНИЯ С МАРГАНЦЕМ
И МАГНИЕМ)
1. Технический алюминий 1
Алюминий — химический элемент, находящийся в третьей
группе периодической системы Д. И. Менделеева. Он име-
ет температуру плавления 660 и испарения 2060°C. Плот-
ность алюминия составляет 2,7 г/см3.
Алюминий широко распространен в природе; среди ме-
таллов он стоит на первом месте. Алюминий отличается от
других металлов малой плотностью высокими пластически-
ми и коррозионностойкими свойствами, высокими тепло- и
электропроводностью, а также отражательной способно-
стью.
Благодаря своим замечательным свойствам и широкой
доступности алюминий находит применение почти во всех
отраслях промышленности — авиационной, машинострои-
тельной, строительной, химической, автомобильной и т. д.
В зависимости от содержания примесей алюминий раз-
деляется 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, крем-
ния и меди. На рис. 1.1 показано изменение механических
свойств алюминия в отожженном состоянии в зависимости
от суммы основных примесей железа, кремния и меди. Уве-
личение содержания этих примесей приводит к повышению
временного сопротивления и предела текучести.
Упрочнение алюминия достигается с помощью холод-
ной деформации, при этом повышаются не только времен-
ное сопротивление, предел текучести и прочность на срез,
но и предел усталости.
1 Автор: О. А. Романова.
22
На рис. 1.2 приведены изотермические кривые отжига
холоднодеформированных листов и алюминия (99,0%).
При температурах отжига 150—233° С имеет место воз-
врат — частичное снижение прочностных свойств алюми-
ния. При температуре отжига 260°C наблюдается начало
рекристаллизации, а при 343°C процесс рекристаллизации
Рис. 1.1. Зависимость временно-
го сопротивления и предела те-
кучести алюминия от содержа-
ния примесей
Рис. 1.2. Зависимость механических
свойств нагартованных листов из
алюминия (99,0 %) от времени от-
жига при температуре, °C:
1 — 150; 2 — 233; 3 — 260; 4 — 285;
5 — 343
заканчивается, что сопровождается резким снижением проч-
ностных характеристик и повышением пластичности.
В алюминии, полученном зонной плавкой, рекристалли-
зация может иметь место при комнатной температуре.
Влияние степени холодной деформации
на величину зерна алюминия
Величина зерна алюминия изменяется в зависимости от
степени холодной деформации и последующего отжига.
При небольших степенях деформации и отжиге наблюда-
ется значительный рост зерна алюминия (критические сте-
пени деформации).
На рис. 1.3 показано изменение величины зерна в зави-
симости от степени холодной деформации и температуры
отжига. Область критических степеней деформации у алю-
миния наблюдается при 10—12 % и температуре отжига
23
350 °C. С увеличением степени холодной деформации за
критической областью величина зерна уменьшается по
асимптотическому закону. Скорость нагрева до температур
отжига также заметно влияет на размер зерна алюминия.
Как видно из рис. 1.3, более медленный нагрев вызывает
рост зерна по сравнению с быстрым нагревом.
Критическая степень деформации алюминия может из-
меняться в зависимости от величины зерна исходного алю-
Рис. 1.3. Влияние степени деформа-
ции и скорости нагрева на величи-
ну рекристаллизованного зерна тех-
нического алюминия:
сплошные кривые — 480 °C; штрихо-
вые— 350 °C; / — медленная ско-
рость нагрева; 2 — быстрая ско-
рость нагрева; 3 — критические
деформации
Рис. 1.4. Зависимость критической степени
деформации алюминия 99,99 % (а) и 99,4 %
(0,45 % Fe, 0,16 % Si) (б) от температуры
отжига и величины зерна, мм:
1 — 0,180; 2 — 0.105; 3 — 0,067; 4 — 0,042;
5 — 0,60; 6— 0,045; 7 — 0,031; 8 — 0,023
миння и температуры отжига (рис. 1.4) [1]. С повышением
температуры отжига от 400 до 500°C область критических
степеней деформаций снижается с 6—16 до 2—3 % и при
температуре отжига 500—520°C практически не изменяется.
С уменьшением величины исходного зерна значения кри-
тических степеней деформации падают, особенно для более
чистых сортов алюминия (99,99 %) (рис. 1.4, а). Для алю-
миния чистотой 99,4 % (рис. 1.4,6) область критических
степеней деформации непрерывно снижается с повышением
температуры отжига вплоть до 600 °C.
Влияние примесей на рекристаллизацию алюминия
Примеси, присутствующие в алюминии, могут оказывать
решающее влияние на рекристаллизацию алюминия. Боль-
шинство элементов повышает температуру рекристаллиза-
ции алюминия и измельчает величину зерна.
Рис. 1.5 иллюстрирует влияние примесей кремния, хро-
ма, марганца, меди, магния и железа на температуру ре-
кристаллизации сверхчистого (99,999 %) алюминия, полу-
24
ченного зонной плавкой, причем степень холодной дефор-
мации составляла 40 %. Наиболее сильное повышение
температуры рекристаллизации алюминия вызывают при-
меси хрома, марганца и железа.
По данным работы [1], примеси железа мало изменяют
температуру начала и резко повышают температуру конца
рекристаллизации сверхчистого алюминия. Примеси меди
и кремния в меньшей степени повышают температуру на-
чала и конца рекристаллизации.
Рис. 1.5. Влияние различных при-
месей на температуру рекристалли-
зации алюминия, полученного зон-
ной плавкой (степень холодной де-
формации 40%)
Рис. 1.6. Влияние добавок на темпе-
ратуру рекристаллизации (а, в) и
величину зерна (б) алюминия
(99,99 %) (нагартовка 80 %):
а. б — добавки Ti, Fe, Мп, Сг, Si,
Си, Mg, Zn; в — добавки Ti при
содержании Fe и Si; / — 0% Fe;
2—0,10% Fe; 3 — 0,30% Fe- 4 —
0 % Si; 5 —0,09 % Si; 6 — 0,28% Si-
7—0,48 % Si
Температура рекристаллизации загрязненного алюми-
ния (чистота менее 99,99 %) от добавок других элементов
изменяется следующим образом: добавки железа, кобальта,
титана, ванадия, молибдена, вольфрама резко повышают
температуру рекристаллизации алюминия и одновременно
сильно измельчают величину зерна. Такие элементы, как
кальций и никель, повышают температуру рекристаллиза-
ции в меньшей степени и практически не оказывают влия-
ния на величину зерна алюминия. Галлий снижает темпе-
ратуру рекристаллизации и не изменяет величину зерна,
бериллий же в очень сильной степени повышает темпера-
25
туру рекристаллизации и укрупняет размер зерна алюми-
ния.
Хром и марганец значительно повышают температуру
рекристаллизации и незначительно измельчают зерно алю-
миния чистотой 99,99 %. Кремний и магний в меньшей сте-
пени повышают температуру рекристаллизации и сильно
измельчают размер зерна. Цинк повышает температуру
рекристаллизации алюминия, как и магний, и слабо умень-
шает величину зерна. Титан в присутствии железа в боль-
шей степени повышает температуру рекристаллизации, чем
без него, а при наличии кремния действие титана на темпе-
ратуру рекристаллизации ослабляется. При значительном
содержании кремния (0,48%) температура рекристаллиза-
ции алюминия от добавок титана снова повышается [2]
(рис. 1.6).
Для еще более загрязненных сортов алюминия темпера-
тура рекристаллизации в зависимости от добавок других
элементов может изменяться другим образом. Так, по дан-
ным Харрингтона, добавки до 0,05 % Мп, до 0,05 % Ti, 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 %
Ni, до 1,0% Si повышают температуру рекристаллизации
того же алюминия на ~50°С.
Железо, бериллий и цирконий наиболее сильно увели-
чивают температуру рекристаллизации:
Температура
рекристаллиза-
ции, °C:
начала . . .
конца . . .
1,0 % Fe 0,3 % Be
0,35 % Zr
125 150 200
200 250 250
В. И. Иверонова показала, что температура начала и
конца рекристаллизации технического алюминия в зависи-
мости от добавок меди, магния и цинка изменяется по кри-
вой с двумя максимумами. Появление первого максимума,
по мнению автора, связано с влиянием этих элементов на
поверхностное натяжение: легирующие элементы с меньшим
поверхностным натяжением концентрируются у границ зе-
рен, снижают их поверхностную энергию, а следовательно,
повышают температуру рекристаллизации. Второй макси-
мум связан со снятием внутренних напряжений в решетке
за счет распада твердого раствора.
Эта точка зрения не противоречит данным других ав-
торов. По данным немецких исследователей [1], торможе-
26
ние процесса рекристаллизации при наличии примесей дру-
гих элементов связано с концентрацией чужеродных атомов
на границах субзерен алюминия.
В. И. Елагин и Е. Ф. Блокина [3] показали, что при ма-
лых добавках марганца, ванадия, титана и циркония тем-
пература рекристаллизации технического алюминия изме-
няется слабо или даже несколько снижается. Существенное
повышение температуры рекристаллизации имеет место
при концентрациях этих элементов, близких к растворимо-
сти при температуре отжига, а максимальные значения
температуры рекристаллизации наблюдаются при концент-
рациях легирующих элементов, отвечающих их предельной
растворимости в алюминии при температурах эвтектическо-
го или перитектического превращения или несколько пре-
восходящих предельную растворимость. По степени воз-
растания температуры рекристаллизации авторы работы
располагают элементы следующим образом: V, Мп, Сг,
Ti, Zr.
Механические свойства
Полуфабрикаты и изделия из алюминия изготовляются в
отожженном, полунагартованном и нагартованном состоя-
ниях. Механические свойства алюминия различной чистоты
в отожженном состоянии приведены ниже:
Чистота. % о-0,2, МПа о , МПа в НВ, МПа 610, %
99,99 22 49 84—112 45,5
99,8 25 61 133 38,5
99,7 26 66 — —
99,6 .—- 70 — —
99,5 28 70 126—175 31,5
Модуль нормальной упругости листов из алюминия со-
ставляет 71000 МПа, модуль сдвига 27 000 МПа, коэффи-
циент Пуассона 0,31. Типичные механические свойства ли-
стов из алюминия для состояний А1Н (числитель) и AIM
(знаменатель) приведены ниже:
СТ0.2, МПа <Ув , МПа % гр, %
100/30 150/80 6/35 60/80
Технологические свойства
Алюминий характеризуется высокими технологическими
свойствами. Из него могут быть изготовлены любые полу-
фабрикаты различных габаритов. Благодаря высокой пла-
стичности полуфабрикаты из алюминия легко можно под-
27
вергать деформации без существенных нагревов. Алюми-
ний отличается от других металлов высокой электро- и
теплопроводностью, хорошей коррозионной стойкостью и
свариваемостью. Сварка может осуществляться практически
всеми методами, включая сварку плавлением. Высокая
коррозионная стойкость алюминия обусловлена наличием
на поверхности изделий очень прочной и плотной окисной
пленки, которая надежно защищает металл от коррозион-
ного воздействия. Обрабатываемость резанием вследствие
высокой вязкости у алюминия плохая.
Применение
Алюминий широко применяется в различных отраслях
промышленности. Он используется в электрической про-
мышленности, теплообменниках химической промышлен-
ности, холодильниках, автомобильных и тракторных ради-
аторах. Использование алюминиевых электрических про-
водов позволяет сооружать опорные мачты на больших
расстояниях друг от друга. Высокая отражательная способ-
ность алюминия используется для производства зеркал,
мощных рефлекторов и т. д.
Алюминий практически не взаимодействует с концентри-
рованной азотной кислотой, органическими кислотами и пи-
щевыми продуктами. Из алюминия изготовляется различная
тара, емкости для транспортировки пищевых продуктов,
всевозможная домашняя утварь (кастрюли, миски, тазы,
ведра, бидоны, чайники, вазы, ложки и т. д.).
Листовой алюминий широко применяется в консервной
промышленности, а также как упаковочный материал для
молочных бутылок, оберточной фольги и т. д. Значительно
возросло применение алюминия в строительной технике для
фасадов домов, оконных рам, поручней, ручек и т. д., для
вагоно- и автомобилестроения и др.
В авиационной промышленности чистый алюминий при-
меняется главным образом в виде фольги для сотовых
конструкций.
2. Сплавы алюминия с марганцем 1
Сплавы алюминия с марганцем АМц и АМц1 относятся
к системе А1 — Мп. Сплавы АМц отличаются от алюминия
более высокой прочностью, но сохраняют высокую пластич-
ность. Характерные свойства этих сплавов: высокая корро-
1 Автор: О. А. Романова.
28
знойная стойкость (близкая к стойкости алюминия) и хоро-
шая свариваемость. Теплопроводность и электропровод-
ность этих сплавов значительно ниже, чем у алюминия.
Несмотря на некоторое повышение прочности в результате
введения марганца, она все же остается невысокой и для
упрочнения прибегают к холодной деформации. Эти спла-
вы, как и алюминий, применяют в трех состояниях: отож-
женном, полунагартованном и нагартованном.
Сплав АМц содержит 1,0—1,6 % Мп, допускаются при-
меси не более 0,7 % Fe, 0,6 % Si, 0,2 % Си и 0,05 % Mg,
0,1 % Zn.
Сплав АМц1 содержит 2,0—4,5 °/о Мп, количество при-
месей не оговаривается.
Влияние марганца на структуру и свойства
Сплавы системы А1 — Мп, простейшие по своему составу,
применяются в промышленности давно. Однако и в насто-
ящее время они продолжают привлекать внимание иссле-
дователей благодаря интересным закономерностям изме-
нения структуры и свойств, открытым за последние годы:
образование перенасыщенных твердых растворов при быст-
рых скоростях кристаллизации, распад твердого раствора
при последующих нагревах и др.
Особенности поведения сплавов системы А1 — /Мп при
кристаллизации, по мнению С. М. Воронова, В. И. Елаги-
на, определяются диаграммой состояния системы А1 — Мп
[4]: наличием существенной растворимости при температу-
ре, близкой к температуре плавления; очень малым интер-
валом кристаллизации твердых растворов; резким сниже-
нием растворимости, которая при комнатной температуре
практически равна нулю.
И. Н. Фридляндер, исследуя формы роста кристаллов,
пришел к выводу о возможности образования пересыщен-
ных твердых растворов при кристаллизации (закалка из
«жидкого состояния» — по определению И. Н. Фридлянде-
ра) [5].
В работах Е. С. Шпичинецкого, И. Л. Рогельберга и
В. В. Чутко показано, что при ускоренном охлаждении
сплавов системы А1 — Мп при кристаллизации создаются
условия резкого переохлаждения, приводящие к сдвигу
эвтектической точки системы в сторону больших концентра-
ций марганца. Образование пересыщенных твердых рас-
творов (до 4—7 % Мп) сплавов этой системы эксперимен-
тально показано в работах немецких исследователей
29
В. Гофмана, Ж. Фалькенхагена, а затем советских авторов
И. Н. Фридляндера, С. М. Воронова, В. И. Елагина и др.
С. М. Воронов и В. И. Елагин [4] по изменению перио-
да решетки, а также металлографическим анализом уста-
новили, что большая часть марганца при непрерывном ли-
тье остается в пересыщенном твердом растворе.
Н. Н. Фридляндер, В. А. Константинов и Н. И. Зайцева
показали, что при скоростях охлаждения 60—80°С/с со-
держание марганца в твердом растворе составляет около
3%.
Образующийся в процессе кристаллизации пересыщен-
ный твердый раствор по марганцу при последующих на
гревах в области 450—500 °C распадается, так как эти
температуры соответствуют температурам отпуска для
сплавов системы А1 — Мп.
Так, в процессе прессования при 400—450°C создаются
условия выделения дисперсных частиц марганцовистых
фаз. Эти частички выделяются при прессовании по плоско-
стям скольжения, а также по границам зерен и при нали-
чии текстуры деформации обусловливают повышение проч-
ностных свойств прессованных полуфабрикатов, особенно
в продольном направлении (явление пресс-эффекта).
При холодной деформации границы зерен разрушаются
и при нагревах происходит интенсивная коагуляция мар-
ганцовистых фаз, ранее выпавших из твердого раствора,
и рекристаллизация. В результате резко снижаются проч-
ностные свойства прессованных полуфабрикатов, особенно
пресс-эффект.
По данным зарубежных и отечественных авторов, пере-
сыщенные твердые растворы при быстрых скоростях кри-
сталлизации образуют так же сплав А1 — Сг, А1 — Zr,
Al —V и др. имеющие диаграмму состояния, подобную
сплавам А1 — Мп.
В результате определения энергии активации установ-
лено [6], что сплавы систем /XI — Мп и А1 — Сг отличают-
ся от сплавов систем А1—Mg и А1—Си повышенными си-
лами межатомных связей. Если для сплавов систем А1 —
Mg и А1—Си энергия активации составляет соответствен-
но 105 и 78 кДж/моль, то для сплавов систем А1 — Мп и
А1 — Сг она равна 159—176 и 230 кДж/моль соответствен-
но Очевидно, этим можно объяснить повышенную жаро-
прочность фаз, содержащих марганец [7], а также поло-
жительное влияние добавок марганца и хрома на жаро-
прочность ряда сложных алюминиевых сплавов [8].
30
влияние железа и кремния на структуру
и свойства сплавов системы А1 — Мп
11рисутствие железа и кремния в значительной степени
изменяет структуру и механические свойства сплавов си-
стемы А1—Мп. Железо и кремний снижают растворимость
марганца в твердом алюминии. При построении кривой
растворимости марганца в твердом алюминии были полу-
чены разные данные вследствие использования алюминия
различной чистоты.
Низкие значения растворимости марганца в алюминии,
полученные Диксом, Кейсом, Боссхардом, были объясне-
ны тем, что сплавы содержали значительные концентрации
железа. На основе этих результатов было принято, что
снижение растворимости марганца в алюминии связано с
присутствием примесей железа.
Однако В. А. Ливанов и В. М Воздвиженский [9] по-
казали, что примеси кремния еще в большей степени, чем
железо, снижают растворимость марганца в алюминии
(табл. 1.1). Так, при содержании 0,7 % Si независимо от
концентрации железа растворимость марганца при 500°C
практически ничтожна.
Присутствие в сплавах системы А1 — Мп одного железа
резко снижает технологическую пластичность при обра-
ботке давлением, а также уменьшает относительно удлине-
ние и сужение поперечного сечения [10].
Железо взаимодействует с марганцем с образованием
грубых первичных кристаллов тройной фазы FeMnAl6, рез-
ко снижающих пластичность сплава. На образование кри-
сталлов тройной фазы FeMnAl6 в системе А1 — Мп — Fe в
результате растворения железа в соединении МпА16 и мар-
ганца в соединении FeAK указывали Ганеман и Шредер.
Таблица 1.1. Растворимость марганца в алюминии в зависимости
от содержания железа и кремния
Содержание, % Растворимость Мп, %, в твердом раст- воре при t, °C Содержание, % Растворимость Мп, %, в твердом раст- воре при t, °C
Fe Si 500 650 Fe Si 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 0,25 0,10 0,25 0,40 0,35 0,90 0,75 1,0 0,65 0,05 0,60
31
При одновременном введении кремния и железа в сплав
АМц возможность образования кристаллов FeMnAl6 умень-
шается, как показали С. М. Воронов и Л. А. Церерина.
При наличии кремния и железа в сплавах системы А! —
Мп предпочтительно образуется фаза T(AlioMn2Si), кри-
сталлизующаяся в виде мелких кубических кристаллов.
При совместном содержании железа и кремния в сплаве
системы А1—Мп может выделиться четвертая фаза а-
0,15 0,5 0,15 0,5
Fe,%
Рис. 1.7. Влияние железа и кремния
на механические свойства сплава АМц
с 1,2 % Мп:
а — 0,25 % Si; б — 0,4 % Si
Al(MnFe)Si, которая при
кристаллизации не образу-
ет грубых форм.
Влияние содержания же-
леза и кремния на механи-
ческие свойства сплава
АМц приведено на рис. 1.7
[1] ив табл. 1.2 [10].
С увеличением содержа-
ния железа и кремния по-
вышается пластичность
сплава АМц и уменьшается
размер зерна.
Влияние марганца на ре-
кристаллизацию
Марганец оказывает суще-
ственное влияние на процесс
рекристаллизации алюми-
ниевых сплавов. Во-первых,
марганец играет роль анти-
рекристаллизатора, затруд-
няющего процесс рекристал-
лизации, и приводит к повышению температуры рекристал-
лизации. Во-вторых, на конечной стадии рекристаллизации
марганец измельчает рекристаллизационное зерно.
Таблица 1.2. Механические свойства сплава АМц в отожженном
состоянии при различном содержании железа и кремния
Содержание при- месей, % ов, МПа б. % Оценка зерна
Fe Si
0,15 0,20 155/115 9/18 Очень крупное/среднее
0,15 0,80 135/145 18/18 Среднее/среднее
0,80 0,20 125/120 24/24 Среднее/мелкое
Примечание. В числителе приведены значения для температуры отжига
350 ° С, в знаменателе — для 500 °C.
32
Среди многочисленных зарубежных исследований этого
вопроса следует указать работу Бунгардта и Освальда, вы-
полненную еще в 1940 г. Авторы установили, что наиболее
сильное повышение температуры начала и конца рекристал-
лизации алюминия (99,9 %) наблюдается при малых кон-
центрациях марганца — порядка 0,15—0,2 %. При дальней-
шем повышении содержания марганца, вплоть до 1,37 %,
температура рекристаллизации практически не изменяется,
а при концентрациях мар-
ганца 1,54 % она заметно
снижается.
Аналогичные данные
по влиянию марганца на
температуру рекристал-
лизации нелегированно-
го алюминия получены
В. И. Елагиным.
В. А. Ливанов и
В. М. Воздвиженский [9]
исследовали влияние мар-
ганца на температуру ре-
кристаллизации алюминия
различной чистоты. Авто-
ры показали, что темпе-
ратура рекристаллизации
чистейших сплавов систе-
Рис. 1.8. Зависимость температуры рекри-
сталлизации от содержания марганца:
1 — чистейшие сплавы; 2 — сплавы техни-
ческой чистоты; сплошные кривые — конец
рекристаллизации; штриховые — начало
рекристаллизации
мы А1 — Мп изменяется по кривой с двумя максимумами
(рис. 1.8). Первый максимум отмечен при содержании
0,2 % Мп, второй — при 1,1—1,2 % Мп.
В сплавах системы А1 — Мп, изготовленных с исполь-
зованием технического алюминия, температура рекристал-
лизации изменяется так же, как и в сплавах, изготовлен-
ных на чистейшем алюминии но максимум смещен в сто-
рону меньших концентраций марганца, что согласуется со
снижением растворимости марганца в твердом растворе в
присутствии примесей железа и кремния.
Величина рекристаллизованного зерна чистейших спла-
вов А1 — Мп меняется аналогично изменению температуры
конца рекристаллизации. Наиболее крупное зерно образу-
ется в сплавах с максимальным интервалом температуры
рекристаллизации, т. е. при концентрациях, отвечающих
максимумам, а именно при 0,2 и 1,1 % Мп.
При переходе на непрерывный метод литья слитков бы-
ла обнаружена сильная склонность к образованию крупно-
3-834
33
го зерна на холоднокатаных листах из сплава АМц. Были
проведены серьезные исследования, позволившие устано-
вить природу образования крупного зерна на листах из
сплава АМц.
С. М. Воронов, В. И. Елаган, Т. А. Власова, В. А. Ли-
ванов и др. показали, что основная причина появления
крупнозернистой структуры — повышенные скорости ох-
лаждения при литье слитков, благодаря чему имеют место
резко выраженная внутридендритная ликвация литого
зерна (обогащение по марганцу периферийной и обеднение
центральной части зерна), вследствие чего последующая
деформация осуществляется весьма неравномерно. Это
приводит к расширению интервала температур между на-
чалом и концом рекристаллизации, а следовательно, — к
образованию крупного зерна.
Добавки железа и кремния резко измельчают зерно
сплавов системы А1 — Мп. С одной стороны, железо в
кремний сильно снижают растворимость марганца в твер-
дом растворе и тем самым уменьшают внутридендритную
ликвацию. С другой стороны, эти элементы ускоряют рас-
пад пересыщенного твердого раствора по марганцу при
400—500°C, отвечающих температурам горячей деформации
[10]. Образующиеся дисперсные частицы марганцовистых
фаз действуют как центры рекристаллизации и способст-
вуют образованию мелкозернистой структуры.
Весьма благоприятное влияние на измельчение зерна
сплавов системы А1 — Мп, по данным В. А. Ливанова и
В. М. Воздвиженского, оказывают добавки титана, особен-
но при наличии примесей железа. Титан в отличие от мар-
ганца ликвирует в противоположном направлении. Титан
обогащает центр ветви дендрита и тем самым уменьшает
вязкость концентраций твердого раствора между центром
и периферией литого зерна.
Весьма эффективный метод получения холоднокатаных
листов из сплава АМц с мелкокристаллической структу-
рой— применение высокотемпературной гомогенизации
слитков при 600—630° С. В результате такого нагрева про-
исходит частичный распад твердого раствора, а также в
результате диффузии устраняется внутридендритная лик-
вация марганца в литом зерне.
Высокотемпературная гомогенизация при 600 °C приво-
дит к снижению температуры рекристаллизации и измель-
чению зерна сплавов системы А!—Мп (табл. 1.3).
Увеличение степени холодной деформации способству-
ет также измельчению зерна холоднокатаных листов, осо-
34
Таблица 1.3. Изменение числа зерен на отожженных листах
из сплава А1—Мп в зависимости от гомогенизации и степени холодной
деформации е (отжиг при 500 °C в течение 1 ч)
8, % Число зерен на 1 мм2 листов 8, % Число зерен на 1 мм- листов
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
Примечание. В числителе приведены значения для негомогенизированных
листов, в знаменателе — для листов, гомогенизированных при 600 °C.
бенно сильно измельчается зерно при применении высоко-
температурной гомогенизации слитков.
Механические свойства
Изменение механических свойств сплавов системы А1 —
Мп приведено на рис. 1.9. Независимо от вида термической
обработки добавки марганца вплоть до концентрации, близ-
кой к предельной его растворимости, повышают временное
сопротивление. Относительное удлинение увеличивается и
образует максимум при концентрации 0,8 % Мп [11].
Возрастание содержания марганца повышает также
длительную прочность.
Механические свойства сплава АМц зависят от темпе-
ратуры горячей прокатки. Уменьшение температуры про-
3*
35
Таблица 1.4. Механические свойства листов из сплава АМц
в горячекатаном и отожженном состоянии после холодной прокатки
Состояние ов, МПа 1 б, % ов, МПа б, %
t =i гор. прок 1804-500 °C Аор. прок ~ 3504-380 °C
Горячекатаное 157 19,3 204 12,7
Отожженное * при тем- пературе, °C: 350 ПО 21,0 200 9,0
400 ПО 22,0 160 12,0
500 ПО 23,0 130 19,0
* После холодной прокатки обжатие 80 %.
катки увеличивает временное сопротивление и снижает
относительное удлинение как в горячекатаном, так и хо-
лоднокатаном и отожженном состоянии (табл. 1.4) [10].
Механические свойства листов толщиной 2 мм из спла-
вов АМц приведены ниже:
Состояние листа ов , МПа о0,2,МПа 6t0, %
Отожженное .... . 130 50 23
Нагартованное . . . 170 130 10
Полунагартованное 220 180 5
Типичные механические и электрические свойства по-
лосы толщиной 10 мм из сплава АМц1 следующие:
ов , МПа б.. % р2() ос, мкОм - м “0_100 сС • мОм/°C
170/165 20/21 0,1 0,5
Примечание. В числителе приведены значения в
продольном направлении, в знаменателе — в поперечном
Ниже показано изменение температурного коэффициен-
та электросопротивления а и удельного электросопротив-
ления р листов из сплава АМц1 под влиянием нагрева [12]
в течение 16 ч:
Температура
грева, °C .
а, мОм/°С
р, мкОм-м
на-
. . Без нагрева
. . 0,57
. . 0,103
640 650
1,42 1,25
0,068 0,070
Т ехнологические свойства
Полунагартованное состояние полуфабрикатов в условиях
производства можно получить как из нагартованного сос-
тояния в результате дальнейшего отпуска, так и из отож-
36
женного состояния с применением нагартовки. Полунагар-
гованное состояние листов средних толщин получают из
отожженного состояния с помощью нагартовки, а тонких
листов — отпуском из нагартованного состояния.
Сплав АМц деформируется в горячем и холодном сос-
тоянии. Листы в отожженном состоянии имеют высокую
пластичность, в полунагартованном состоянии — среднюю,
а в нагартованном — низкую. Термической обработкой спла-
вы АМц не упрочняются. Для снятия нагартовки или повы-
шения пластических свойств можно применять два режима
отжига — низкотемпературный и высокотемпературный.
Температуры низкого отжига 200—300°C, температуры
высокого 300—500°C. Сплавы АМц хорошо свариваются
всеми видами сварки, обрабатываемость резанием у них
плохая.
Сплавы характеризуются высокой коррозионной стой-
костью, близкой к коррозионной стойкости чистого алюми-
ния. Коррозионная стойкость сварного шва такая же, как
и основного металла.
Сплав АМц1 изготовляется по специальному методу,
разработанному И. Н. Фридляндером, В. Г. Головкиным и
В. Й. Хольновой; кристаллизация происходит в результате
резкого охлаждения на специальной установке, затем без
отжига осуществляется холодная прокатка литых загото-
вок [12].
Применение
Из сплава АМц глубокой вытяжкой изготовляют малона-
груженные изделия — сварные баки, бензо- и маслопрово-
ды. Сплав АМц наряду с чистым алюминием применяют в
различных отраслях промышленности — строительстве,
транспорте и т. д. Радиаторы для тракторов и автомашин
делают из сплава АМц. Сплав АМц1 используют только в
электротехнической промышленности для чувствительных
элементов электрических тахометров.
3. Сплавы алюминия с магнием (магналии) 1
Алюминиевомагниевые сплавы относятся к группе тер-
мически неупрочняемых алюминиевых деформируемых спла-
вов. В настоящее время в промышленности нашла приме-
нение большая группа сплавов этой системы: АМг1, АМг2,
АМгЗ, АМг4, АМг5, АМгб, АМг61 и ряд других. Их них
1 Авторы: Н. Б. Кондратьева, Ю. С. Золоторевский.
37
изготавливают все виды полуфабрикатов: листы, плиты,
прессованные изделия (прутки, профили, панели, трубы),
поковки и штамповки, проволоку заклепочную и свароч-
ную.
Полуфабрикаты из этих сплавов имеют относительно
невысокие прочностные характеристики (по сравнению с
термически упрочняемыми сплавами), но высокую пластич-
ность. Все они характеризуются высокой коррозионной
стойкостью, особенно в условиях морской атмосферы, хо-
рошо свариваются плавлением, в том числе аргонно-дуго-
вым способом.
Алюминиевомагниевые сплавы дополнительно упрочня-
ют холодной деформацией. По этой причине листы, плиты,
трубы и некоторые виды профилей выпускаются не только
в отожженном, но и нагартованном состоянии [17].
Холодная деформация повышает временное сопротив-
ление и особенно резко предел текучести; пластичность при
этом снижается. Нагартовка (до 35%) не уменьшает вы-
сокой коррозионной стойкости материала и хорошей его
свариваемости. Необходимо учитывать, что зона около шва
имеет свойства, близкие к свойствам отожженного матери-
ала [21].
Благодаря сочетанию хорошей свариваемости и высо-
кой коррозионной стойкости все сплавы системы А! — Mg
широко применяются в самых различных отраслях народ-
ного хозяйства.
Закономерности изменения свойств сплавов
системы алюминий — магний
Основные компоненты сплавов этой группы — магний и
марганец. В виде небольших добавок наиболее часто при-
меняют титан, цирконий, хром, кремний, бериллий [13, 14].
Увеличение содержания магния в сплавах типа магна-
лий повышает временное сопротивление и особенно пре-
дел текучести. Наиболее интенсивный подъем наблюдается
при увеличении магния с 1 до 6%. Относительное удлине-
ние с возрастанием содержания магния до 4 % несколько
снижается, а затем медленно повышается [17]. Подобным
же образом изменяются параметры, определяющие техно-
логическую пластичность листового материала из этих
сплавов (рис. 1.10).
При содержании магния до 4,5 % сплавы сохраняют вы-
сокую коррозионную стойкость после любых нагревов.
Содержание его выше 5 % может снизить сопротивляемость
38
материала коррозионному разрушению под напряжением
при неблагоприятной термической обработке.
Согласно диаграмме состояния системы А1 — Mg, при
температуре эвтектики (451 °C) в алюминии растворяется
15,35 % Mg. При понижении температуры растворимость
уменьшается. Несмотря на уменьшение растворимости
магния в алюминии с понижени-
ем температуры, эффект старе-
ния практически не наблюдается.
Однако структурные изменения,
протекающие в сплавах в про-
цессе старения, в сильной степе-
ни влияют на коррозионную
стойкость сплавов.
В закаленных и состаренных
при низких температурах (70 —
200 °C) высоколегированных маг-
палиевых сплавах (с 5 % Mg и
выше) по границам зерен наб-
людается сплошное (нитевидное)
выделение p-фазы (Al3Mg2) рис.
1.11).
Рис. 1.11. Нитевидное располо-
жение (3-фазы в высоколегиро-
ванных магналиевых сплавах
после закалки и старения при
70—200 СС; травитель — 9 %-ный
раствор Н3РО4. Х1000
39
Такое расположение p-фазы приводит к преимущест-
венному (местному — по границам зерен) ее растравлива-
нию в присутствии электролита, так как она более электро-
отрицательна, чем основной твердый раствор а (магния в
алюминии).
Чем выше температура распада твердого раствора, тем
более равномерно происходит распад p-фазы по зерну. При
310—335 °C образуется наиболее равномерная гетерогени-
зованная структура (рис. 1.12). Выше 240—250 °C одно-
временно с распадом твердого раствора происходит и час-
тичное растворение p-фазы (Al3Mg2).
Рис. 1.12. Распад [3-фазы по зерну в высоколегированных магналие-
вы.х сплавах после отжига при 310—335 °C:
а — частичный распад по границам и по зерну; б — равномерный
распад по зерну. Травитель 9 %-ный H3PO4. Х1000
При температуре ~350 °C и выше идет преимуществен-
ное растворение p-фазы. Такой материал (с пересыщен-
ным твердым раствором) становится склонным к старению.
Процесс старения ускоряется при приложении к материа-
лу холодной пластической деформации.
В сплавах с 5—7 % Mg сплошное выделение р-фазы
можно предотвратить, применяя термическую обработку,
приводящую к равномерной гетерогенизации структуры
[19]. Для этого необходимо материал подвергать отжигу,
при котором происходит равномерный распад p-фазы по
всему зерну (при 310—325°C). В присутствии электролита
такая структура растравливается равномерно.
Отожженный (рекристаллизованный) материал не чув-
ствителен к низкотемпературным нагревам и сохраняет
высокую коррозионную стойкость в процессе эксплуатации
изделий [20].
40
В сплавах, содержащих 7 % Mg и более, твердый рас-
твор сильно пересыщен при нормальных температурах и
отжиг при 310—335 °C не приводит к полному его распаду.
Любые низкотемпературные нагревы такого материала в
процессе изготовления конструкции и их эксплуатации спо-
собствуют сплошному (нитевидному) выделению р-фазы
по границам зерен. Коррозионная стойкость такого метал-
ла высокая лишь в закаленном состоянии (без низкотемпе-
ратурных нагревов).
На основе изложенного коррозионная стойкость основ-
ного материала и сварных соединений выше у низколеги-
рованных магналиевых сплавов, содержащих до 5 % Mg.
Количество магния в сплаве влияет и на свариваемость
сплавов типа магналий — склонность к образованию крис-
таллизационных трещин при сварке, пластичность сварных
соединений, их пористость, коррозионную стойкость и др.
[21].
Склонность к трещинообразованию повышается при
увеличении содержания магния от 2,5 до 4,5 % (рис. 1.13)’.
Однако следует отметить, что даже самое высокое значе-
ние коэффициента трещинообразования К не превышает
15 %. При более низком и высоком содержании магния К
значительно ниже (3—6 %) • Для повышения сопротивляе-
мости материала образованию горячих трещин при сварке
в сплавы АМгЗ, АМг4 вводят специальные присадки (Si,
Cr, Ti, Zr), а сплав АМг2 рекомендуют сваривать приса-
дочной проволокой марки св.АМгЗ (со специальной при-
садкой кремния).
Прочностные характеристики сварных соединений по-
вышаются, а пластичность снижается с увеличением содер-
жания магния в сплаве. Пористость сварных соединений
соответственно возрастает с увеличением содержания маг-
ния в сплавах.
Присадки марганца и хрома повышают прочностные
характеристики основного материала и сварных соедине-
ний. Увеличивается также сопротивляемость материала об-
разованию горячих трещин при сварке (минимальное зна-
чение К—при 0,8 % Мп; рис. 1.14) и коррозионному раз-
рушению под напряжением. Пластичность остается
практически без изменений [17, 21].
Титан и цирконий измельчают литую структуру сплава,
способствуя образованию более плотного сварного шва.
Цирконий, кроме измельчения структуры, изменяет форму
кристаллизации вторых фаз: они становятся более округ-
лыми. Оба эти элемента несколько повышают сопротивля-
41
Рис. 1.13. Склонность к трещинообразованию сплавов типа магналий в зави-
симости от содержания в них магния
0/Сг 0,2^ 0,2 ОХ
Рис. 1.14. Влияние присадок Мп, Сг, Si, Zr на склонность к трещинообразованию
магналиевых сплавов (основа А1+4,3 % Mg, проволока состава основного мате-
риала):
1 — разрушение по шву; 2 — разрушение по зоне сплавления
емость материала горячим трещинам при кристаллизации.
Небольшие добавки цинка к высоколегированным спла-
вам типа магналий повышают их прочностные характери-
стики приблизительно на 10—20 МПа. Совместная присад-
ка цинка с хромом, помимо повышения прочности и теку-
чести, несколько улучшает коррозионную стойкость мате-
риала под напряжением. Свариваемость материала остает-
42
ся хорошей. Сплавы с большим содержанием цинка можно
отнести к группе термически упрочняемых сплавов.
Бериллий предохраняет сплавы (особенно это важно
для высоколегированных сплавов) от окисления их в про-
цессах плавки, литья, сварки, а также при технологических
нагревах под прокатку, штамповку, прессование и др.
[13, 16]. Благодаря сочетанию указанных выше свойств
(высокая коррозионная стойкость, хорошая свариваемость
и сравнительно высокие механические свойства в отожжен-
ном состоянии) в ГОСТ 4784—74 вошли семь сплавов типа
магналий (табл. 1.5).
Промышленные сплавы типа магналий
Все вошедшие в ГОСТ 4784—74 сплавы нашли то или иное
применение в различных отраслях промышленности.
Известны и другие сплавы типа магналий, например
сплав АМг61, который широко применяется в судостроении.
Сплав АМг1 изготовляется на чистейшем алюминии и пред-
назначается для изделий с высокой отражательной способ-
ностью и хорошего декоративного вида. Листы из этого
сплава можно использовать в отожженном, полунагарто-
ванном и нагартованном состояниях.
Сплавы АМг2 и АМгЗ применяют для сварных слабо на-
груженных конструкций, от которых требуется хорошая тех-
нологическая пластичность и высокая коррозионная стой-
кость. Полуфабрикаты из сплавов АМг2 и АМгЗ хорошо
свариваются плавлением с применением в качестве приса-
дочного материала проволоки марки св.АМгЗ. Листы и
трубы из этих сплавов можно изготавливать как в отож-
женном, полунагартованном, так и нагартованном состоя-
ниях.
Сплавы АМг4, АМг5 и АМгб относятся к наиболее
прочным сплавам системы алюминий — магний (табл. 1.6).
Они характеризуются высокой технологической пластично-
стью, хотя и быстро нагартовываются в процессе холодной
пластической деформации, а также относительно высокими
значениями сгв и Оо,2 (по сравнению с другими алюминие-
выми сплавами в отожженном состоянии).
Листы из сплавов АМг4, АМг5 и АМгб можно изготав-
ливать в отожженном и нагартованном состояниях, сохра-
няя при этом высокие коррозионные свойства и хорошую
свариваемость.
Сплав АМг4 — наиболее коррозионностойкий среди вы-
соколегированных сплавов, практически не чувствителен к
режимам промежуточных и окончательных отжигов, к низ-
43
л Таблица 1.5. Химический состав сплавов типа магналий
Таблица 1.6. Механические свойства (минимальные) листов
(5 = 2 мм) в отожженном состоянии
Марка сплава ов, МПа а0,2 ’ МПа 6. % Марка сплава ов, МПа °0,2’ МПа б, %
АМг1 80—140 25—50 30-25 АМгб 280 150 15
АМг2 170 80 16 АМгб 320 160 15
АМгЗ 200 100 15 АМг61 340 180 12
АМг4 250 120 15 — '— —
ким температурным нагревам в процессе эксплуатации и
технологии изготовления изделий.
Годовые испытания под напряжением (0,9 от а0,2 ос-
новного материала) в морских
климата образцов без каких-
либо лакокрасочных покрытий
не привели к разрушению.
Образцы имели незначитель-
ные потери прочности и отно-
сительного удлинения (4—9 %).
Применяя различную сте-
пень нагартовки листов из
сплавов АМгб, АМг61, можно
получить разные механичес-
кие свойства (табл. 1.7, рис.
1.15).
Деформация на 30—40 %
резко повышает прочностные
характеристики, но значитель-
но снижает пластичность ли-
условиях субтропического
3}°Л 6q,6q,г,МПа
ни
80
60
00
20
О
0 10 20 30 П0е,7о
Рис. 1.15. Зависимость механических
свойств сплава АМгб от степени на-
гартовки
стового материала [17]. Для частичного ее восстановления
рекомендуют нагрев при 90 °C в течение 10 ч, который поз-
воляет несколько восстановить технологические свойства
материала.
Учитывая возможное снижение коррозионной стойкости
сплавов от неправильной термической обработки, необхо-
димо при изготовлении полуфабрикатов из высоколегиро-
ванных магналиевых сплавов соблюдать ряд предосторож-
ностей. Все они сводятся к тому, что нельзя допускать
состаренного состояния сплава. Так, при производстве лис-
тового материала, труб необходимо проводить:
1) обязательный отжиг горячекатаного листового ма-
териала перед его холодной деформацией при 325—350 °C;
45
Таблица 1.7. Механические свойства листов (6=2,0 мм) из сплава
АМгб с различной нагартовкой
Состояние ов, МПа о0 2, МПа б. %
Отожженное Нагартованное: 340 180 20,0
на 20 % 420 300 12,5
» 30% 435 345 11,5
» 30% +нагрев при 90 СС, 10 ч . 425 315 13,0
» 40% 475 400 7,0
» 40% +нагрев при 90 СС, 10 ч. . (AMr6-|-Cr + Zn) нагартованное на 450 350 12,5
40 %+ нагрев при 90 °C, 10 ч . . . 480 370 11,5
2) окончательный и промежуточные отжиги, особенно
перед последней холодной нагартовкой, при 310—335 °C.
Выполнение этих основных параметров технологии поз-
воляет выпускать из сплава АМгб листовой материал, в
том числе и нагартованный, с высокой коррозионной стой-
костью [18].
Влияние примесей на свойства сплавов
системы алюминий — магний
Сведения о влиянии примесей на механические свойства
относятся главным образом к литейным алюминиево-маг-
ниевым сплавам. Было изучено влияние железа и кремния
на свойства литейных алюминиевомагниевых сплавов (от
О до 16 % Mg) и отмечено, что даже незначительные ко-
личества этих примесей отрицательно влияют на свойства
сплава [19].
По данным С. М. Воронова их содержание не должно
превышать 0,5—0,6%.
Многие исследователи отмечают существенное влияние
примеси натрия на технологические свойства деформируе-
мых алюминиевомагниевых сплавов, в особенности на пла-
стичность при горячей и холодной обработке давлением.
Оптимальное содержание натрия в сплавах составляет
до 0,0004 %.
По данным В. А. Ливанова, Р. М. Габидуллина,
Л. П. Донорской и др., горячие трещины образуются на
плоских слитках сплавов АМгб и АМгб при повышенном
содержании железа и кремния. Была установлена необхо-
димость превышения содержания железа по сравнению с
содержанием кремния (Fe/Si>>l).
46
В. А. Ливанов указывает на отрицательное влияние
примесей на пластичность при горячей и холодной прокат-
ке: с увеличением железа и кремния усиливалось растрес-
кивание кромок листов, причем кремний ухудшает пластич-
ность при прокатке в большей степени, чем железо.
Добавка кремния в сплав АМгб в количестве 0,3 % не-
сколько снижает прочностные характеристики при замет-
ном снижении удлинения и технологической пластичности.
Сплав АМгб с добавкой 0,3 % Si прокатывался хуже, чем
сплав без кремния при тОхМ же содержании магния. При
прокатке слитки с повышенным содержанием кремния час-
то разрушаются при первых проходах [5]. Однако присад-
ка кремния улучшает свариваемость сплава АМгЗ, поэтому
в этот сплав добавляют 0,5—0,8 % Si.
Примеси меди и железа снижают коррозионную стой-
кость алюминиевомагниевых 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 состо-
яниях: 1) закалка в воду после 2 ч отжига при 380 °C (го-
могенизация); 2) охлаждение на воздухе после отжига при
той же температуре (слабая гетерогенизация), 3) охлаж-
дение на воздухе с последующим отжигом в течение 2 ч
при 250°C (гетерогенизация).
Определив механические свойства после коррозионных
•испытаний (3%-ный раствор NaCl+0,1 % Н2О2 при пере-
менном погружении), некоторые авторы пришли к выводу,
что медь отрицательно влияет на свойства сплава. Отри-
цательное влияние на многие свойства магналиевых спла-
вов, особенно на пластичность, оказывает примесь натрия,
попадающая в сплав из алюминия или из флюса, который
применяют в процессе приготовления сплава (им покры-
вают расплав).
Из многочисленных литературных источников установ-
лено, что содержание натрия в магналиевых сплавах не
должно превышать 0,0004—0,0005 %. Эта примесь образует
легкоплавкие эвтектики, располагается по границам зерен,
резко снижая пластичность сплава.
Способы повышения прочностных характеристик
полуфабрикатов из сплавов типа магналий
Один из способов повышения прочностных характеристик
сплавов типа магналий — деформация. Большое значение
имеет нагартовка листового материала [21], плит. Этот спо-
соб упрочнения в настоящее время сравнительно широко
47
применяется в промышленности. Листы из сплава АМгб ис-
пользуются с 20, 30 и 35 %-ной нагартовкой. Сплав с на-
ибольшей нагартовкой имеет временное сопротивление
—460 МПа. Свариваемость такого листового материала
хорошая.
Коррозионная стойкость нагартованных листов вполне
удовлетворительная. Однако она несколько понижается
при высоких степенях нагартовки, но остается на достаточ-
но высоком уровне.
Для сохранения высокой сопротивляемости материала
коррозионному разрушению под напряжением целесообраз-
но вводить в сплав добавки 0,2 % Сг и 0,7 % Zn, особенно
если предполагается изготавливать листовой материал с
большой степенью нагартовки.
Введение повышенного количества марганца (0,8—
1,1 %) также увеличивает прочностные характеристики
этой группы сплавов. Ряд исследований, проведенных в
последние годы, в частности исследования Ю. С. Золото-
ревского, показали, что легирование алюминиевых сплавов
марганцем позволяет в некоторой степени повысить проч-
ностные характеристики алюминиевых сплавов [20, 22].
Присадка марганца (хрома, циркония и др.) вызывает
явление пресс-эффекта (повышение прочностных характе-
ристик в горячепрессованном материале). Явление пресс-
эффекта было подробно изучено главным образом на алю-
миниевых сплавах, упрочняемых термической обработкой
[15].
Величина пресс-эффекта зависит и от технологических
параметров горячей обработки давлением, термической об-
работки слитков, полуфабрикатов и т. д. Поскольку алю-
миниевомагниевые сплавы не упрочняются термической
обработкой, в сплавах этого типа очень большую роль в
проявлении пресс-эффекта играют технологические пара-
метры изготовления полуфабрикатов.
Прирост прочности на горячедеформпрованном матери-
але по сравнению с прочностью холоднокатаных листов за-
висит от присутствия в сплавах типа магналий марганца.
Влияние марганца (0,5—1,2%) на свойства сплавов этого
типа было подробно изучено на сплавах алюминия с 5—
6 % Mg (АМг61) [22].
Данные рис. 1.16 показывают, что при изменении со-
держания в сплаве марганца от 0 до 1 % прочностные ха-
рактеристики прессованных прутков возрастают на 100—
150 МПа, в то время как у горячекатаного материала этот
прирост составляет 40—50 МПа. Это указывает на наличие
48
значительного пресс-эффекта у алюминиевомагниевых
сплавов, легированных марганцем, в горячепрессованном
состоянии.
Проявление пресс-эффекта в прутках при увеличении
содержания марганца обусловлено значительными струк-
турными изменениями. При
отсутствии в сплаве с 6 % Mg
присадки марганца макрост-
руктура прессованных прутков
характеризуется относительно
крупным равноосным зерном
(рис. 1.17, а). Введение в сплав
около 0,6 % Мп (рис. 1.17,6)
приводит к измельчению зер-
на, а при содержании марган-
ца более 1,0 % (рис. 1.17, в) —
микроструктура характеризует-
ся резко вытянутой в направ-
лении прессования строчечно-
стью с сильно измельченным
зерном [23].
В горячекатаном материа-
ле аналогичное повышение со-
держания марганца приводит
лишь к увеличению степени
вытянутости зерен.
Рентгенограммы показы-
вают, что при наличии вытя-
нутой структуры следы рекри-
сталлизации практически исчезают и сохраняется тексту-
ра деформации.
Существенное влияние на свойства прессованных изде-
лий оказывает режим гомогенизации слитков. Механичес-
кие свойства прутков, прессованных из слитков, негомоге-
низированных или гомогенизированных при 430—440 °C с
небольшими выдержками, достаточно высоки (рис. 1.18, а).
Увеличение длительности и температуры гомогенизации
слитков приводит к снижению прочностных характеристик
прутков, прессованных из этих слитков. Уменьшение проч-
ности после гомогенизации зависит от содержания в спла-
ве марганца. Так, при содержании 1,05 % Мп прочность
прутков, прессованных из слитков, гомогенизированных
при 460—470 °C в течение 72 ч, практически не снижается.
Аналогичный режим гомогенизации при содержании
0,8 % Мп приводит к падению прочности прутков.
Рис. 1.16. Зависимость механических
свойств прессованных прутков (/)
и катаных листов (2) из сплавов
типа магналий (высоколегирован-
ных) от содержания в них мар-
ганца
4—834
49
Рис. 1.17. Микроструктура сплава алюминия с 6 % Mg; травитель 9 %-ный раствор
Н3РО4. хзоо
'Рис. 1.18. Влияние гомогенизации на ме-
ханические свойства высоколегированных
магналиевых сплавов (т — выдержка при
гомогенизации):
Л —430—440 еС; б — 410—470 °C; в — 500—
510 °C
Наиболее интенсивное
уменьшение прочности
прутков наблюдается при
прессовании их из слит-
ков, гомогенизированных
при 500—510 °C. Дли-
тельные выдержки при
этой температуре незави-
симо от содержания мар-
ганца устраняют пресс-
эффект, при этом относи-
тельное удлинение воз-
растает в два раза по
сравнению с относитель-
ным удлинением прутков,
прессованных из слитков
без гомогенизации.
Микроструктура прут-
ков, прессованных из слит-
ков с содержанием 1 %
Мп, негомогеиизирован-
ных или гомогенизирован-
50
них при температурах ниже 500 СС, характеризуется
весьма мелким зерном (рис. 1.19,а), свойственным состоя-
нию пресс-эффекта. Прутки этого же состава, но прессован-
ные из слитков, гомогенизированных при 500—510 °C,
имеют крупное, практически равноосное зерно (рис. 1.19,в).
При содержании 0,8 % Мп укрупнение зерна и завершение
процессов рекристаллизации наблюдается у прутков, дли-
тельно гомогенизированных при 460—470°C (рис. 1.19,6).
Рис. 1.19. Влияние гомогенизации на микроструктуру сплавов. ХЗОО
Существенное влияние на пресс-эффект исследуемых
сплавов оказывает степень горячей деформации при прессо-
вании. Заметное повышение прочности наблюдается уже
при степенях деформации порядка 70 %. Однако при этом
относительное удлинение прутков практически сохраняется
на уровне, соответствующем литому металлу, а структура
характеризуется неоднородной величиной зерна. Наилучшее
сочетание прочностных и пластических свойств наблюдает-
ся при степени деформации в пределах 80—95 %. Увеличе-
ние степени деформации свыше 95 % устраняет дисперги-
рованную структуру, зерна укрупняются и соответственно
снижается прочность и повышается пластичность прессо-
ванного металла.
Закономерности изменения механических свойств и
структуры прутков были сопоставлены с аналогичными за-
висимостями профилей. При этом получена удовлетвори-
тельная сходимость результатов.
Нагрев прессованных изделий до 500 °C в течение 1 ч
также практически не снижает их прочность (рис. 1.20,
1.21). И только часовая выдержка при 550°C устраняет
пресс-эффект. Снижение прочности связано с протеканием
собирательной рекристаллизации. Судя по микроструктуре
(см. рис. 1.19), при таком отжиге наблюдается значитель-
ный рост зерна.
4*
51
Эксперименты по отпуску сплава ЛМг61 при 100—
250 СС с выдержками от 3 до 150 ч позволили выявить за-
метное влияние величины исходного зерна на кинетику вы-
деления p-фазы. Наиболее четко это наблюдается при ис-
следовании микроструктуры в электронном микроскопе.
,МПа e6,Mfla
прессо-
в зави-
Рис. 1.20. Механические свойства
ванных (/) и катаных (2) прутков
симости от температуры отжига
Так, выдержка в те-
чение 100 ч при 200 °C
приводит к значительной
степени распада твердого
раствора магния в алю-
минии в прессованном
металле с исходной дис-
пергированной структурой.
При этом наблюдается
коагуляция p-фазы, при-
водящая к разрыву сетки
пограничных выделений
[2, 3, 18].
В горячекатаном ме-
талле с другой исходной
структурой длительная
выдержка (150 ч) при
200 °C не дает такой степени распада (сетка пограничных
выделений сохраняется).
Пресс-эффект в алюминиевомагниевых сплавах проявля-
ется при содержании марганца 0,8 % и выше непосредст-
Таблица 1.8. Механические свойства сплава АМгбб
Вид полуфабриката, состояние Основной металл при 20 °C
<тв, МПа <?0 , МПа 6. % ОС, град К, % А, мм/мин
Лист, S=2,0 мм, отож- женное 370—390 190—210 21—23 40—50 0—5 14
Лист, 5=2,0 мм, нагар- тованное на 20 % 420—445 290—340 10—13 — 0—5 —
Полоса прессованная 380—435 230—250 15—17 30—40 0—5 —
Сплав АМгб лист, S= = 2,0 мм, отожженное 320 160 20 90 3—8 9
Примечание. К — склонность к трещинообразованию по крестовой пробе
А — склонность к трещинообразованию по пробе МВТУ или максимально
деформации листового материала в процессе сварки.
52
Рис. 1.21. Структура прутков в зависимости от температуры отжига, °C:
а — 450; 6 — 500; в — 550
венно после изготовления изделии горячим прессованием.
Основной признак пресс-эффекта — наличие перекристалли-
зованной структуры.
Однако для получения пресс-эффекта в алюминиевых
сплавах недостаточно повысить содержание марганца. На-
личие пресс-эффекта и структурных признаков, сопутству-
ющих ему, зависит также от технологических параметров
при изготовлении прессованных изделий. Пресс-эффект име-
ет место лишь в тех случаях, когда марганец находится в
пересыщенном твердом растворе, образовавшемся при кри-
сталлизации слитков, либо при небольшой степени распа-
да этого твердого раствора. Технологические параметры,
ускоряющие распад пересыщенного твердого раствора мар-
Сварное соединение
GgB, МПа (20 °C) а, град (20 °C) <тп, МПа (200 °C)
350—365 90—110 270—290
370—380 70—90 290—310
360—370 90—100
280—300 90—110 190
аистового матер шла: К=(2 Ар/^шва)'
допустимая (без разрушения) скорость
ганца в алюминии и завер-
шение процесса рекристал-
лизации (увеличение темпе-
ратуры и длительности го-
могенизации, повышение тем-
пературы и степени дефор-
мации), способствуют уст-
ранению пресс-эффекта.
В настоящее время ве-
дутся исследования по раз-
работке новых композиций
на основе сплавов типа маг-
налий. К числу таких новых
сплавов [24] следует отнес-
ти сплав АМгбб, содержащий
компоненты сплава АМгб и
повышенное количество цир-
кония. Сплав имеет времен-
ное сопротивление порядка
53
400 МПа, предел текучести 200 МПа (табл. 1.8) и относи-
тельное удлинение более 15 % - Сплав сохраняет высокую
коррозионную стойкость (как основной металл, так и его
сварные соединения). Сплав хорошо сваривается — харак-
теристики К и А имеют сравнительно высокие значения
(как у сплава АМгЗ). /
Сплав сохраняет высокие прочностные свойства при по-
вышенных температурах (до 200°C).
Состав нового сплава позволяет получать полуфабрика-
ты из слитка и порошкового и гранульного материала.
Определенный интерес представляет группа сплавов ти-
па магналий с малыми добавками циркония (0,1—0,2 %)
и скандия (0,2—0,5 %). Особенностью данной группы спла-
вов является повышенные температуры начала рекристал-
лизации благодаря присутствию фазы Al3Sc и снижение
скорости диффузии атомов данной группы сплавов [25, 26].
Возможно, что повышение прочностных характеристик спла-
вов этой группы объясняется и образованием вторичных
мелкодисперсных частиц фазы Al3Sc, выделяющихся из
твердого раствора при нагреве и холодной деформации.
Сохранение длительное время полигонизованной струк-
туры в материале позволяет иметь также более высокие
прочностные характеристики [25, 26] сплава.
Отжиг при 450 °C приводит к некоторому увеличению
размера частиц Al3Sc и незначительному увеличению раз-
мера субзерен. Эта особенность указывает на сравнительно
высокую стабильность полигонизованной структуры в спла-
вах системы А1—Mg—Sc.
Глава II. СПЛАВЫ ПОВЫШЕННОЙ
ПЛАСТИЧНОСТИ И КОВОЧНЫЕ СПЛАВЫ
СИСТЕМ Al—Mg—Si—Си И Al—Mg—Si
1. Сплавы повышенной пластичности
и коррозионной стойкости АД31, АДЗЗ, АД35, АВ’
Общая характеристика сплавов
О способности сплавов системы А1—Mg—Si к упрочнению
впервые было сообщено в 1910—1920 г. Хансен и Лейлер
[1], изучившие диаграмму состояния алюминиевого угла
тройной системы А1—Mg—Si, установили наличие в этой
системе псевдобинарного разреза А1—Mg2Si, который де-
лит алюминиевый угол тройной системы А1—Mg—Si на две
1 Авторы: С. Н. Ананьин, Е. Я. Базурина, Н. М. Виноградова.
• 51
i ройные элементарные системы А1—Mg2Si—Si и Al—
Mg2Si—Mg2Al3. В каждой из указанных элементарных си-
стем алюминий образует твердые растворы (с кремнием и
Mg2Si. с одной стороны, и с Mg2Si и магнием —с другой),
концентрация которых уменьшается с понижением темпе-
ратуры. Было установлено, что упрочняющей фазой в спла-
вах Al—Mg—Si является силицид магния Mg2Si. Первый
промышленный сплав под маркой 51 S (0,6 % Mg, 1 % Si)
был запатентован в 1923 г. в Америке Джеффрисом и Ар-
чером Ч
В настоящее время в различных странах под различны-
ми наименованиями широко применяются сплавы системы
А1—Mg—Si. В нашей стране сплавы системы А1—Mg—Si
(АД31, АД33, АД35 и АВ) используются в качестве кон-
струкционных и декоративных материалов. Интерес к ним
обусловлен комплексом ценных свойств: хорошей коррози-
онной стойкостью, технологичностью, достаточно высокой
пластичностью, способностью подвергаться цветному ано-
дированию, эмалированию и эматолированию. Вследствие
высокой пластичности в горячем состоянии из них можно
изготавливать очень сложные по конфигурации тонкостен-
ные полые полуфабрикаты.
Высокую пластичность имеют эти сплавы и в отожжен-
ном, свежезакаленном и естественно состаренном состоя-
ниях, что позволяет подвергать их штамповке, вытяжке и
другим операциям со значительными степенями деформа-
ции. При этом материал сравнительно мало упрочняется и
допускает значительно большие вытяжки, чем сплавы си-
стемы А1—Mg (АМгб и АМгб), которые быстро наклепы-
ваются при холодной деформации. Сплавы системы А1—
Mg—Si удовлетворительно свариваются аргонно-дуговой,
роликовой и точечной сваркой. Применяются они в различ-
ных отраслях промышленности, где требуется сочетание
средней прочности, хорошей технологичности, коррозион-
ной стойкости и декоративного вида.
Закономерности изменения механических свойств
и эффектов термической обработки в зависимости
от химического состава сплавов системы А1—Mg—Si
Свойства сплавов системы А1—Mg—Si исследовались на
листах толщиной 1,5 мм. Сплав отжигали при 370 °C в те-
чение ~ 1 ч, охлаждали вместе с печью до 150°C, далее на
воздухе. Нагрев под закалку осуществляли при 520 СС в
1 Пат. 147273 (США), 1923.
55
200°С
53 О °C
2,4
ос * Si ч- Mg2Si
45 769 217
1,2
52 179 215 2Z5 225 290 250 260 255 237 '236
1,6*-**- - ------— -
36 756 203 210’720 21S 222 220 196 196 180
4^-/*--Ч ¥
~108 165 208/273226 220 209 166 160 132
1 Ь < Ь.
, 74 57 138 158 162162 178 172 160 117 93
Ofi^/9 ч м • • • W
13 36^, 60 102 120 165 136 190 103 92 69
^9^9” » 9 9 "9^9^9=9~9=:
23, 26 28 26 16 25 28
1,6 2,0 2,4
Мд,%
. 63 155 220 221 223 223 260 297 233 238 232
«О' 2,0 -
А1 0,5 0,8 1,2
W5'
ос + Mg2Si
кремния на эффект термической (полной) обработки
(цифры на рисунке — временное сопротивление, МПа)
3,6 мд
Рис. II.1. Влияние магния и
сплавов системы А]—Mg—Si
течение 20 мин, искусственное старение проходило при
160°С, 12 ч, время перерыва между закалкой и старением
составляло не более 15—20 мин.
В отожженном состоянии сплавы системы А1—Mg—Si
(за исключением сплавов, содержащих до 0,4 °/о Si) имеют
низкую прочность (порядка 90—ПО МПа), слабо изменяю-
щуюся при изменении концентрации магния и кремния.
У сплавов А1—Mg—Si, содержащих до 0,4 % Si, времен-
ное сопротивление повышается с увеличением содержания
магния и при концентрации магния 1,6—2,0 % достигает
150—160 МПа. Свойства этих тройных сплавов приближа-
ются к свойствам двойных сплавов системы А1—Mg.
У отожженных сплавов наблюдается монотонное сни-
жение удлинения по мере перехода от бинарных сплавов
А1—Si к бинарным сплавам Al—Mg.
Упрочнение сплавов А1—Mg—Si при старении зависит
56
Si,
200°C
Рис. II.2. Влияние магния и кремния на временное сопротивление, МПа (цифры
на рисунке) сплавов в различных состояниях:
а — искусственно состаренное; б — естественно состаренное
57
от количества Mg2Si, перешедшего в твердый раствор. Мак-
симальные эффекты закалки, естественного и искусственно-
го старения, наибольшие значения временного сопротивле-
ния в концентрационном треугольнике AlMgSi имеют спла-
вы трехфазной области ос-фMg2Si+Si, находящиеся далеко
за пределом максимальной растворимости Mg2Si, в зо-
не концентраций с избытком кремния (по сравнению с ко-
личеством, необходимым для образования химического сое-
динения Mg2Si) при суммарной концентрации Mg-J-Si, рав-
ной 2,5—3,5 % (рис. II.1, II.2). Временное сопротивление
этих сплавов составляет 340—360 МПа в искусственно и
285—295 МПа в естественно состаренном состояниях.
При постоянном содержании алюминия в сплавах А1—
Mg—Si Ов искусственно и естественно состаренных, а так-
же свежезакаленных сплавов по мере перехода от стороны
Al—Si к стороне Al—Mg растет, достигает максимума по
левую сторону псевдобинарного разреза Al^—Mg2Si, а за-
тем непрерывно снижается к стороне А1—Mg. Влияние фа-
зы Mg2Si постепенно уменьшается и свойства тройных спла-
вов А1—Mg—Si приближаются к свойствам двойных спла-
вов А1—Mg, не склонных к упрочнению при термической
обработке (рис. II.2). Значение относительного удлинения
у искусственно и естественно состаренных, а также свеже-
закаленных сплавов Al—Mg—Si при переходе от бинарных
сплавов А1—Si к сплавам трехфазной области cc-|-Mg2Si-f-
+ Si снижается, а затем вновь растет по направлению к би-
нарным сплавам А1—Mg (рис. II.3) .
При постоянном содержании магния в сплавах А1—
Mg—Si временное сопротивление искусственно и естествен-
но состаренных, а также свежезакаленных сплавов растет
с увеличением содержания кремния до 1,6 %, а затем прак-
тически не изменяется или даже несколько снижается при
содержании 2 % Si (см. рис. II.2). При этом следует отме-
тить, что чем меньше фазы Mg2Si в сплавах, тем больше
прирост прочности, эффекты закалки, естественного и ис-
кусственного старения от избытка кремния. Так, у искус-
ственно состаренного сплава с 0,63 % Mg2Si избыток крем-
ния 0,6 % вызывает прирост прочности около 150 МПа, а
у сплава с 1,89 % Mg2Si тот же избыток кремния повышает
прочность всего на 35 МПа (рис. II.2, а). У отожженных
сплавов А1—Mg—Si, содержащих до 0,8 % Mg, увеличе-
ние концентрации кремния до 2,0 % мало влияет на ав,
которое в этом случае изменяется от 85 до 110 МПа. У спла-
вов, содержащих >>0,8 % Mg, повышение концентрации
кремния приводит к снижению временного сопротивления
58
$\/\/200°С
Рис. II.3. Влияние магния и кремния на пластичность 6, % (цифры на рисунке)
сплавов системы А1—Mg—Si в различных состояниях:
а — искусственно состаренное; б — естественно состаренное
59
тем более заметному, чем больше магния в сплавах. При
постоянном содержании магния в сплавах А1—Mg—Si уве-
личение концентрации кремния приводит к заметному сни-
жению относительного удлинения искусственно состаренных
сплавов (рис. II.3,а). Относительное удлинение есте-
ственно состаренных сплавов А1—Mg—Si заметно снижа-
ется от введения в них кремния в количестве 0,2—0,4 %
при содержании магния 0,2—1,0 %. При больших содержа-
ниях кремния и магния в сплавах А1—Mg—Si значения
относительного удлинения не только не снижаются по срав-
нению с относительным удлинением бинарных сплавов
А1—Mg, но и превосходят их практически при всех иссле-
дованных концентрациях магния (от 1 до 2%) и кремния
(от 0,4 до 2,0 %) (рис. 11.3,6).
У свежезакаленных сплавов относительное удлинение с
повышением концентрации кремния снижается незначи-
тельно, а у отожженных сплавов оно повышается. При этом
следует заметить, что сплавы трехфазной области а+
-|-Mg2Si+Si, обладающие в естественно и искусственно
состаренном состояниях максимальной прочностью, в отож-
женном состоянии приобретают более высокие значения от-
носительного удлинения, чем гомогенные сплавы области
a-твердого раствора.
При постоянном содержании кремния в сплавах А1—
Mg—Si временное сопротивление искусственно и естест-
венно состаренных сплавов с увеличением концентрации в
них магния растет (но в меньшей степени, чем от увеличе-
ния концентрации кремния в сплавах с постоянным коли-
чеством магния), достигает максимума при 1,2—1,4 % Mg,
а затем снижается при содержании 2 % Mg, что наблюда-
ется при всех исследованных концентрациях кремния.
У сплавов, лежащих на разрезах, параллельных стороне
А1—Mg, обнаружены два максимума упрочнения. При ма-
лых содержаниях кремния (до 0,4 %) максимальное значе-
ние ов наблюдается у сплавов с избытком магния, а при
содержании кремния >0,4 %—у сплавов с избытком
кремния. Максимальное значение ов в свежезакаленном со-
стоянии (как у искуственно и естественно состаренных спла-
вов) получено у сплавов, лежащих в трехфазной области
a+Mg2Si-|-Si, далеко за границей растворимости Mg2Si.
Временное сопротивление этих сплавов составляет 200—
220 МПа.
У отожженных сплавов А1—Mg—Si с постоянным со
держанием кремния порядка 0,2—0,6 % повышение кон-
центрации магния (до 2 %)приводит к монотонному повы-
60
тению значений ов. Причем прирост ов от увеличения со-
держания магния снижается с увеличением содержания
кремния в сплавах. При содержании кремния ^0,8 % по-
вышение концентрации магния от 0,2 до 2 % практически не
изменяет значения прочности по сравнению с прочностью
бинарных сплавов А1—Si. Временное сопротивление для
всех этих сплавов составляет 95—105 МПа. При постоян-
ном содержании кремния увеличение концентрации маг-
ния в сплавах AI—Mg—Si снижает относительное удлинение,
что наблюдается во всех состояниях. Повышение кон-
центрации магния и кремния в сплавах А1—Mg—Si при-
водит к измельчению структуры, что обеспечивает допол-
нительный эффект упрочнения.
С повышением содержания кремния в сплавах улучша-
ются их линейные свойства и способность сплавов к свари-
ваемости. Коррозионная стойкость сплавов AI—Mg—Si
резко снижается с увеличением содержания фазы Mg2Si и
кремния. Увеличение концентрации магния не снижает кор-
розионной стойкости сплавов системы А1—Mg—Si (рис.
II.4, II.5). При постоянном содержании фазы Mg2Si кор-
розионная стойкость сплавов заметно ухудшается при пе-
реходе от сплавов с избытком магния к сплавам с избыт-
ком кремния. Поэтому при выборе сплавов, к которым
предъявляются повышенные требования в отношении их
коррозионной стойкости, сплавы с избытком магния сле-
дует предпочесть сплавам с избытком кремния. Наиболь-
шей коррозионной стойкостью в системе А1—Mg—Si обла-
дают сплавы областей «-твердого раствора и a + Mg2Si,
наименьшей — сплавы трехфазной области a+Mg2Si+Si.
Сплавы А1—Mg—Si не склонны к коррозии под напряже-
нием независимо от химического состава и состояния.
Влияние дополнительных легирующих элементов
и примесей на свойства сплавов системы А1—Mg—Si
Сплавы этой системы, кроме основных легирующих эле-
ментов (магния и кремния), могут содержать в своем со-
ставе марганец или хром, медь и титан. Прочностные
свойства полуфабрикатов из сплавов А1—Mg—Si снижают-
ся в случае применения искусственного старения после вы-
леживания их в закаленном состоянии при комнатной тем-
пературе. Для восполнения потери механических свойств в
сплавы вводят медь, марганец или хром. Эффект искусст-
венного старения от добавки этих элементов увеличива-
ется, а период старения, необходимый для достижения мак-
симального упрочнения, сокращается. Заметный эффект
61
наблюдается при комбинированном введении в сплав меди
с марганцем или хромом [2]. Помимо улучшения механиче-
ских свойств, марганец и хром заметно повышают корро-
зионную стойкость сплавов, в то время как медь сущест-
венно снижает ее. Чем больше содержание меди в сплавах
(в пределах 0,15—0,5 по ГОСТ 4784—-74), тем больше их
«склонность к межкристаллитной коррозии в искусственно
Рис. II.4. Снижение временного сопротивления, %, сплавов системы Al—Mg—St
в результате коррозии (после трех месяцев испытания в 3 °/ -ном растворе NaCl +
+0,1 % Н2О2)
состаренном состоянии. В естественно состаренном состоя-
нии сплавы А1—Mg—Si обладают высокой коррозионной
стойкостью независимо от количества меди. Сплавы А1—
Mg—Si, содержащие марганец (или хром) в небольших
количествах 0,15—0,35 % (например, в промышленных
сплавах АДЗЗ и АВ), склонны к образованию грубой ре-
кристаллизованной структуры при нагреве под закалку.
Особенно это явление наблюдается у прессованных полу-
62
фабрикатов, изготовленных из гомогенизированных слитков
или негомогенизированных слитков, отпрессованных при-
низких температурах (300—350°C). Образование крупно-
зернистой структуры, как показали исследования С. М. Во-
ронова, В. И. Елагина [3], В. И. Добаткина [4], объясняет-
ся неоднородностью химического состава сплавов, связан-
Рис. II.5. Снижение относительного удлинения, %, сплавов системы А1—Mg—Si
в результате коррозии (после трех месяцев испытаний в 3 %-ном растворе NaCl+
+0,1 % Н2О2)
ной с внутрикристаллической ликвацией марганца или хрома.
В прутках понижением температуры прессования до
250—320 °C можно получить полностью рекристаллизован-
ную структуру. Прессование прутков при низкой темпера-
туре позволяет поднять производительность прессов, но при-
водит к снижению прочностных свойств и повышению уд-
линения (ГОСТ 21488—76).
В изделиях из этих сплавов регулировать структуру
можно только с помощью технологии прессования и терми-
63
ческой обработки: применять для прессования негомоге-
низированные слитки, повышать температуру слитка до
480—500 °C, контейнера — до 430—450 °C, понижать тем-
пературу нагрева под закалку или применять обратный ме-
тод прессования.
Кроме легирующих компонентов, в сплавах А1—Mg—•
Si присутствуют и примеси, такие, как железо, цинк, медь,
марганец. Железо содержится в исходном алюминии, цинк,
медь и марганец — в отходах производства — в сплавах,
где они являются легирующими компонентами. Небольшие
добавки железа (до 0,3%) практически не влияют на ме-
ханические свойства сплавов А1—Mg—Si. При больших
содержаниях железа (0,5—0,7%) заметно уменьшается
склонность сплавов к горячим трещинам при литье, измель-
чается структура готовых полуфабрикатов благодаря по-
вышению температуры рекристаллизации алюминия. Проч-
ность и пластичность сплавов А1—Mg—Si с увеличением
содержания железа несколько снижаются вследствие обра-
зования нерастворимых интерметаллических фаз грубой
формы (типа AlSiFe, AlFeMnSi, AlCrFeSi, AIMnFe), в состав
которых входят элементы, играющие положительную
роль в упрочнении при термической обработке. Декора-
тивные свойства сплавов А1—Mg—Si с ростом содержания
железа ухудшаются, поэтому в сплавах, к которым предъ-
являются повышенные требования в отношении декоратив-
ного вида изделий, содержание железа 0,3 % можно счи-
тать предельным. При больших концентрациях железа
анодная пленка на изделиях получается мутной, непрозрач
ной. Для изготовления изделий декоративного назначения
с особо хорошей полируемостью поверхности металла (на-
пример, для корпусов часов, окрашенных под золото) реко-
мендуется применять сплав АВч состава, %: Mg0,4—0,9,
Si до 1,2, Си 0,05 и Fe 0,12.
Таблица II.1. Химический состав промышленных сплавов
Марка сплава Mg si Си Мп Сг
АД31 0,4—0,9 0,3—0,7
АДЗЗ 0,8—1,2 0,4—0,8 0,15—0,40 —. 0,15—0,35
АД35 0,8—1,4 0,8—1,2 — 0,5—0,9 —
АВ 0,45—0,90 0,5—1,2 0,1—0,5 0,15—0,35 —
64
Цинк в допустимых количествах (0,2%) не влияет на
свойства сплавов А1—Mg—Si.
Медь как примесь не допускается в сплавах АД31 и
АД35 в количестве более 0,1 %, так как она повышает
склонность этих сплавов к межкристаллитной коррозии.
Химический состав промышленных сплавов
системы А1—Mg—Si
Широкое применение в промышленности нашли сплавы
АД31, АДЗЗ, АД35 и АВ. Химический состав сплавов по
ГОСТ 4784—74 приведен в табл. II.1.
Фазовый состав сплавов системы А1—Mg—Si
В зависимости от концентрации основных легирующих ком-
понентов (магний и кремний) сплавы системы А1—Mg—Si
могут располагаться в фазовых областях cc+M.g2Si или
a+Mg2Si-rSi. При среднем содержании основных легирую-
щих компонентов (магний и кремний) сплавы АД31, АД35,
АВ имеют фазовый состав a4-Mg2Si + Si, сплав АДЗЗ — со-
став a+Mg2Si. Кроме основных упрочняющих фаз Mg2Si,
Si, в сплавах в зависимости от состава могут присутство-
вать интерметаллические соединения типа AlSiFe, AlCrFeSi,
AlFeMnSi, AlMnSi и др. [6].
Промышленный сплав АД35 с 0,5—0,9 % Мп имеет во-
локнистую перекристаллизованную структуру практически
независимо от технологии изготовления. Этот сплав благо-
даря большому количеству марганца является наиболее
коррозионностойким из всех промышленных сплавов систе-
мы А1—Mg—Si, несмотря на высокую концентрацию в нем
фазы Mg2Si и избыток Mg2Si и Si.
Титан в сплаве АД31 служит модифицирующей добав-
кой, улучшающей технологичность сплавов при литье. Мо-
дифицирование титаном позволяет снизить склонность спла-
вов к горячим трещинам при литье. Благодаря интенсивному
измельчению структуры ли-
того слитка титан способст-
вует повышению пластично-
сти и прочности слитка и
более равномерному распре-
делению свойств по сечению.
На прочностные свойства
готовых изделий титан прак-
тически не влияет, а плас-
тичность несколько повы-
шает [5].
А1—Mg—Si (основа — алюминий), %
Примесь, не более
Fe Си Мп Zn Ti прочие
0,5 0,1 о,1 0,2 0,15 0,1
0,7 0,15 0,25 0,15 0,15
0,5 о,1 — 0,2 0,15 0,1
0,5 — — 0,2 0,15 0,1
5—834
65
Термическая обработка промышленных, сплавов
системы А1—Mg—Si
Сплавы системы А1—Mg—Si относятся к сплавам, упроч-
няемым термической обработкой. Упрочняются эти сплавы
как при естественном, так и особенно при искусственном
Рис. II.6. Кинетика старения сплава АВ при температуре, °C:
1 — 120; 2—150; 3—175; 4 — 200; 5 — естественное старение
66
Рис. 11.7. Кинетика старения сплава АДЗЗ при температуре, °C:
/ — ]20; 2 — 150; 3 — 175; 4 — 200; 5 — естественное старение
старении. В отличие от сплавов типа дуралюмин, например
сплава Д16, у которого эффекты искусственного и естест-
венного 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 %
5*
67
от абсолютной величины ств и около 50 % от о0>2 в свеже-
закаленном состоянии. Вылеживание при комнатной темпе-
ратуре приводит к монотонному, непрерывному повышению
прочности, которое практически заканчивается через 10—
15 сут.
На рис. П.6иП.7 показана кинетика старения профилей
сплавов АВ и АДЗЗ при различных температурах. Все про-
мышленные сплавы А]—Mg—Si могут обрабатываться по
единому режиму термической обработки: температура на-
грева под закалку 520—530 °C, температура искусственно-
го старения 160—170 °C, время выдержки 10—12 ч. После
такой термической обработки сплавы А1—Mg—Si облада-
ют максимальными значениями прочностных характерис-
тик ов и g0i2 при удовлетворительной пластичности
(см. рис. II.7).
В зависимости от назначения деталей искусственное
старение может осуществляться и при более низкой темпе-
ратуре. Для деталей высоконагруженных, особенно таких,
которые работают в условиях переменных нагрузок (на-
пример, детали двигателей или лопасти вертолетов), целе-
сообразно искусственное старение проводить при 150—
160 °C. После этого режима старения сплавы обладают не-
сколько меньшей прочностью, большей пластичностью,
большей разницей между ов и о0>2, что положительно влия-
ет на работоспособность деталей.
Для достижения максимальных значений прочностных
свойств искусственное старение полуфабрикатов следует
проводить не позднее, чем через час после закалки. Пере-
рыв между закалкой и искусственным старением более од-
ного часа вызывает снижение ов и о0,2 на 30-—50 МПа, плас-
тичность при этом несколько повышается.
Механические свойства сплавов АВ и АДЗЗ, состарен-
ных при 160 °C, 10 ч, после различного времени естественно-
го старения приведены ниже [8]:
Сплав Перерыв между закалкой и ста- рением о , МПа в о0,2, МПа 0, %
АБ 30 МИН 405 367 16,5
2 ч 398 339 18,9
1 сут 396 331 19,2
15 сут 383 324 19,4
АДЗЗ 30 мин 362 331 15,6
2 ч 375 325 17,7
1 сут 344 260 21,0
15 сут 330 247 20,6
68
Наиболее интенсивное снижение ав и о0,2 наблюдается
в первые часы вылеживания. Снижение эффекта упрочне-
ния в случае вылеживания по сравнению с искусственным,
старением у сплавов А1—Mg—Si, как установил С. М. Во-
ронов [9], объясняется явлением возврата. Глубина возвра-
1.1 (минимальные значения прочностных свойств) увели-
чивается с увеличением времени вылеживания. В более-
поздних работах Харди [10], Пэшли и др. [11] снижение
механических свойств в результате вылеживания перед ис-
кусственным старением объясняется укрупнением выделе-
ний при искусственном старении.
Отрицательное влияние вылечивания на механические
свойства сплавов Al—Mg—Si менее заметно при более вы-
соких температурах искусственного старения, что, по мне-
нию Пэшли и др., связано с более дисперсными выделения-
ми второй фазы.
Небольшие добавки меди (~0,25 %) уменьшают ско-
рость развития зон Гинье — Престона (ГП) при естествен-
ном старении, что также благотворно влияет на механичес-
кие свойства. У сплавов А1—Mg-—Si с медью наблюдается
более тонкая структура выделений. Кратковремен-
ное искусственное старение сплавов А1—Mg—Si при 150—
180 °C в течение 20—5 мин, примененное сразу после за-
калки, предотвращает развитие процессов, происходящих
при естественном старении и обеспечивает максимальные
значения прочностных свойств при любой продолжитель-
ности дальнейшего вылеживания перед искусственным
старением [9, 12, 13].
Сплавы системы А1—Mg—Si могут применяться в про-
мышленности как в естественно, так и искусственно соста-
>снном состояниях. Для естественного или зонного старе-
ния сплавов, по определению И. Н. Фридляндера [14—16],.
характерны относительно низкий предел текучести (100—
150 МПа), высокое удлинение (18—25 %), возрастающее
электросопротивление (до 470 Ом-см), высокая ударная
вязкость 0,5—0,6 МДж/м2 и высокая коррозионная стой-
кость. Коррозионная стойкость у естественно состаренных
сплавов повышается (по сравнению с искусственно соста-
ренным состоянием) благодаря отсутствию границ раздела
между зонами и матрицей. В естественно состаренном сос-
тоянии сплавы применяются для деталей, работающих в.
тяжелых атмосферных условиях, от которых требуется вы-
сокая коррозионная стойкость. В искусственно состаренном
состоянии предел текучести достигает больших значений
(220—300 МПа), при этом удлинение снижается до 10 %,
6»
Таблица II.2. Механические свойства прессованных полуфабрикатов
из сплавов А1—Mg—Si
Марка сплава Состояние Ов, МПа oQt2, МПа б, % О_ , МПа
АД31 Т1 240 200 10 90
т 170 80 20 —
•м 100 50 25 —
АДЗЗ Т1 320 270 12 по
т 230 130 18 —
м 130 80 20 —
АД35 Т1 330 280 10 но
т 250 150 16 —
м 150 100 20 —
АБ Т1 340 280 14 140
т 260 170 22 —
AI 150 120 20 —
Примечания: 1. Предел выносливости о определялся при знакопере-
менном изгибе вращающегося образца на базе 2-Ю7 циклов.
2. Гарантируемые свойства на прутки и профили должны соответствовать
ГОСТ 21488—76, ГОСТ 8617—81.
электросопротивление до 350 Ом-см, ударная вязкость до
0,2—0,3 МДж/м2, значительно снижается коррозионная
стойкость. Возникает склонность к межкристаллитной кор-
розии. Снижение коррозионной стойкости обусловлено по-
явлением границы раздела частица метастабильной фазы—
матрица. Но и в этом состоянии сплавы А1—Mg—Si по
сравнению с другими сплавами, упрочняемыми термичес-
кой обработкой, имеют более высокую коррозионную стой-
кость. Они не склонны к коррозии под напряжением.
В табл. 11.2 приведены типичные механические свойства
сплавов А1—Mg—Si в различных состояниях (Т1 — искус-
ственно состаренное, Т — естественно состаренное, М —
отожженное).
Технологические свойства сплавов системы А1—Mg—Si
Сплавы АД31, АДЗЗ, АД35 и АВ деформируются в горя-
чем и холодном состояниях. Пластичность сплавов при тем-
пературе обработки давлением 450—500 °C высокая. Из
этих сплавов можно изготавливать сложные по конфигура-
ции тонкостенные полые прессованные полуфабрикаты.
Тонкие профили (толщиной до 10 мм) из сплава АД31
закаливаются на прессе в процессе естественного охлажде-
ния. На воздухе закалка на прессе осуществляется благо-
даря применению высокотемпературной гомогенизации
70
(560 °C, 4—6 ч), высокой скорости деформации (до
60 мм/мин) и прессованию при высокой температуре
(180—500°C). Сплав АД31 характеризуется технологичес-
кой пластичностью, широким интервалом температуры на-
грева под закалку, небольшой критической скоростью за-
калки и позволяет применять высокие скорости деформа-
ции при высоких температурах. Профили, закаленные на
прессе, имеют светлую блестящую поверхность, что позво-
ляет избежать или ограничить дорогостоящие операции по-
лировки. Закаливать на прессе полуфабрикаты из сплавов
ЛДЗЗ, АД35 и АВ толщиной 10 мм без специального охлаж-
дения, например душирования, не представляется возмож-
ным из-за большей критической скорости охлаждения у бо-
лее легированных сплавов системы А1—Mg—Si.
Механические свойства полуфабрикатов из этих спла-
вов после естественного охлаждения на прессе значитель-
но ниже, чем после специальной закалки, и не удовлетворя-
ют требованиям технических условий. Пластичность спла-
вов А1—Mg—Si в отожженном состоянии хорошая, в
естественно и искусственно состаренном состояниях удов-
летворительная. Обрабатываемость резанием в отожжен-
ном состоянии неудовлетворительная, в естественно и ис-
кусственно состаренном состояниях — удовлетворительная.
Свариваемость сплавов системы А1—Mg—Si
Сплавы системы А1—Mg—Si склонны к образованию крис-
таллизационных трещин при сварке. Коэффициент трещи-
пообразования у этих сплавов достигает 50—60 %. Склон-
ность сплавов к трещинообразованию резко снижается (до
20 %) при использовании присадочной проволоки СВАК5
(5 % Si, Al — остальное). При этом прочность, пластич-
ность и коррозионная стойкость сварных соединений прак-
тически не ухудшаются по сравнению со свойствами свар-
ных соединений, выполненных с присадочной проволокой
состава основного материала. У сплавов системы А1—Mg—
Si, упрочняемых термической обработкой, прочность в свар-
ном соединении значительно снижается и составляет 50—
70 % от ов основного материала. Последующая закалка и
старение сварных соединений практически полностью (до
90—95 %) восстанавливают их прочность. Внешний вид
сварных соединений, выполненных с помощью присадки
СВАК5 после цветного анодирования ухудшается. Сварной
шов имеет более темный оттенок, чем основной материал.
Поэтому при использовании сплавов системы А1—Mg—Si
для аекоративных целей необходимо либо применять другие
71
присадочные материалы, не ухудшающие внешнего вида
материала, либо сварку элементов, если позволяет конст-
рукция, производить встык на стыковых машинах без флю-
сов и присадочных материалов.
Коррозионная стойкость сплавов системы А1—Mg—Si
Коррозионная стойкость полуфабрикатов из сплавов этой
системы высокая. Они не склонны к коррозионному рас-
трескиванию под напряжением независимо от состояния
материала. Общая коррозионная стойкость естественно
состаренных полуфабрикатов такая же высокая, как и у
полуфабрикатов из сплавов системы 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 содер-
жание меди и железа и чем меньше фазы Mg2Si и избыток
кремния по сравнению с количеством, необходимым для об-
разования химического соединения Mg2Si. Искусственно
состаренные полуфабрикаты склонны к межкристаллитной
коррозии, которая повышается с увеличением содержания
меди, избытка кремния, а также с повышением содержа-
ния железа, особенно в сплавах, не содержащих марганца
[17]. В сплавах, от которых требуется удовлетворительная
коррозионная стойкость, содержание меди и железа не
.должно превышать 0,1 % и 0,3 % соответственно.
Из промышленных сплавов А1—Mg—Si наилучшую кор-
розионную стойкость имеют сплавы АД31, АДЗЗ. Высокое
содержание марганца (0,5—0,9 %) в сплаве АД35 при от-
сутствии в нем меди обеспечивает высокую коррозионную
стойкость, несмотря на большое содержание упрочняющей
«фазы Mg2Si и избыток кремния. Наиболее прочный сплав
АВ по коррозионной стойкости уступает всем другим спла-
вам этой системы: АД35, АД31 и АДЗЗ.
.Применение
Сплав АД31 применяется для деталей, от которых требует-
ся невысокая прочность (ов==200 МПа), хорошая коррози-
онная стойкость и декоративный вид, работающих в интер-
вале температур от —70 до 50 °C. Сплав применяется с
различными цветовыми покрытиями для отделки кабин
самолетов и вертолетов. Широко используется в граждан-
ском строительстве для оконных витражей, дверных рам,
перегородок, эскалаторов, а также в мебельной, автомо-
«бильной, легкой промышленности. Сплав АД31 широко ис-
,72
пользуется и в электротехнической промышленности. При
применении специальной термомеханнческой обработки он
приобретает высокие электрические свойства при относи-
юльно высоких прочностных свойствах.
Сплав АДЗЗ применяется для деталей средней проч-
ности (ов = 270 МПа), работающих в интервале темпера-
тур от —70 до 50 °C, от которых требуется удовлетвори-
юльная коррозионная стойкость во влажной и морской
средах (лопасти вертолетов, барабаны колес гидросамоле-
тов). Сплав применяется также в судостроении и граждан-
ском строительстве и др.
Сплав АД35 применяется для деталей средней прочно-
сти (ов = 30,0 МПа) в закаленном и искусственно соста-
ренном состоянии или при (тв = 200 МПа в закаленном и
естественно состаренном состоянии, работающих в интер-
вале температур от —70 до 50 °C, от которых требуется вы-
сокая коррозионная стойкость и равномерная структура,
практически без крупнокристаллического ободка (особенно
для деталей, изготовляемых механической обработкой из
прутковой заготовки). В судостроении для различных де-
талей и конструкций используются профили из этого спла-
ва в закаленном и естественно состаренном состояниях.
Сплав АВ (ов = 300 МПа) применяется для деталей са-
молетов, двигателей, от которых при изготовлении требу-
ется высокая пластичность в холодном и горячем состояни-
ях. К таким деталям относятся лопасти вертолетов, штам-
пованные и кованые детали сложной формы, работающие
в интервале температур от —70 до 50 °C.
2. Ковочные сплавы АК6, АК8* 1
Сплавы типа АК6 и АК8 относятся к сплавам системы
А1—Си—Mg—Si и имеют следующий химический состав
(железо, цинк, никель — примеси), % (по массе):
Си Mg Si Мп Fe Zn Ni
Л Кб, АКбч*.
АК6—1** . - 1,8—2,6 0,4—0,8 0,7—1,2 0,4—0,8 0,7 0,3 0,1
ЛК8 .... 3,9—4,8 0,4—0,8 0,6—1,2 0,4—1,0 0,7 0,3 0,1
* Содержание железа 0,4 %. ** Содержание титана 0,002—0,1 %.
Сплав АК6— оригинальный отечественный сплав, раз-
работанный С. М. Вороновым в поисках путей увеличения
1 Авторы: Н. И. Колобнев, Л. Н. Лещинер, Л. Б. Хохлатова.
73
эффекта упрочнения высокотехнологичных сплавов системы
А1—Mg—Si и уменьшения вредного влияния перерыва
между закалкой и искусственным старением [9].
На основе исследования этой системы С. М. Воронов
установил оптимальное содержание упрочняющей фазы
Mg2Si в сплаве АК6: 1,0—1,2 % при избытке кремния
0,2—1 %. Дополнительное упрочнение было достигнуто
совместным легированием медью и марганцем.
Рис. II.8. Зависимость механических
свойств сплавов системы AI—Mg—Si—Си
от содержания меди:
св* % 2’ б — в продольном направлении;
<*кр — в высотном направлении; Л'1с — в
направлении ДП. Точки — значения К 1с
и окр для плит из сплава 6061 [17]
Сплав АК8 по хими-
ческому составу отлича-
ется от сплава АК.6 тем,
что содержит в два раза
больше меди. Увеличение
содержания меди от 0,4
до 4,4 % при постоянном
среднем содержании маг-
ния и кремния приводит
к повышению прочност-
ных свойств и понижению
относительного удлине-
ния, вязкости разрушения
(/<ic) и сопротивления
коррозионному растрес-
киванию (окр) (рис. II.8).
Содержание меди 0,4; 2,2
и 4,4 % отвечает средне-
му ее содержанию в спла-
вах АВ, АК6 и АК8 соот-
ветственно.
Для уменьшения ко-
личества избыточных фаз
и повышения характери-
стик вязкости разрушения
в сплаве АКбч ограниче-
но максимально допусти-
мое содержание примеси
железа до 0,4 % по срав-
нению с 0,7 % в сплаве
АК6.
(0,002—0,1 %) и хрома
Небольшие добавки титана
(0,01—0,2 %) позволяют устранить столбчатую структуру
в слитках сплава АК6—1 и повысить пластичность в горя-
чем состоянии. После термообработки сплав с этими до-
бавками имеет сильно измельченную структуру и повышен-
ные механические свойства [3].
74
Магний в сплавах типа АК6 и АК8 образует соединение
с кремнием (Mg2Si), а в сплаве АК8 входит еще и в состав
частиц фазы IF(AlCuMgSi), которые хорошо дифференци-
руются при травлении шлифов в соответствующих трави*
телях [18].
Кремний в сплавах типа АК6 находится в избытке по
сравнению с соединением Mg2Si и способствует дополни-
гельному упрочнению [1]. Кроме того, кремний, частично
связывая примеси железа в соединение AlFeMnCuSi, кри-
сталлизующееся в виде иероглифов, обусловливает измель-
чение крупных интерметаллидов FeM.nAl6 и повышает пла-
стичность сплавов, что способствует росту вязкости разру-
шения [18, 19].
Марганец способствует получению перекристаллизован-
ной структуры, измельчению зерна и повышению прочност-
ных свойств. При гомогенизации слитков сплавов, содер-
жащих марганец, происходит неравномерный распад пере-
сыщенного твердого раствора алюминия с выделением
частиц марганцовистых фаз размером 0,01—0,1 мкм. На пе-
риферии дендритных ячеек образуются зоны, обедненные
марганцем, которые сохраняются и в структуре деформи-
руемых полуфабрикатов [20].
Объемная доля зон, обедненных марганцем, так же как
и объемная доля избыточных нерастворимых фаз, возрас-
тает с увеличением содержания железа. При этом наблю-
дается понижение пластичности и вязкости разрушения..
Однако в сплаве АК8 с ростом объемной доли обедненных
марганцем зон при увеличении содержания железа от 0,12
до 0,45 % повышается среднее значение долговечности об-
разцов при испытании на малоцикловую усталость [18].
Термическая обработка
Сплавы типа АК6 и АК8 применяются в основном в искус-
ственно состаренном состоянии. Допустимые температур-
ные интервалы нагрева под закалку 505—525 °C для спла-
ва АК6 п 495—505 °C для сплава АК8. Для получения вы-
соких механических свойств полуфабрикатов и деталей из
jthx сплавов охлаждение при закалке проводят в воде с
юмпературой не выше 40 °C.
Для снижения закалочных напряжений и коробления
при закалке массивных, сложных по конфигурации дета-
лей и полуфабрикатов из сплава АК6 с толщиной стенки,
до 30 мм допускается охлаждение в воде при 80—90 СС, а
для деталей толщиной до 150 мм — при 70—80 °C. Закалка
в горячей воде вызывает снижение прочностных характе-
75
Таблица П.З. Свойства поковок из сплава АКбч, закаленных
при разных температурах
t воды °C ГО Е м t> uuw 16 б, % S <0 Е g Л/Ср, Мциклы d (21) dN ’ мм/кциклы при Д К, МПа-м^2
12,5 15,6 18,8
28 420 360 13 36—42 12 1,0—1,8 1,7—3,0 3,0—4,2
400 340 9 28—31 — — — —
78 400 330 13 36—39 13 0,8—1,0 1,4—1,8 2,2—2,5
380 320 8 27—33 — — — —
Примечания: 1. В числителе приведены значения для продольных об-
разцов в знаменателе—для высотных.
2. МЦУ определяли при =2,6, v=3 Гц, о=160 МПа, a d(2l)!dN — при v=
=3 Гц, ст=80 МПа.
ристик до 5 % по сравнению со свойствами, обеспечивае-
мыми закалкой в холодной воде. При этом наблюдается
некоторое повышение сопротивления коррозионному рас-
трескиванию. В табл. П.З приведены свойства поковки раз-
мером 200x600X1700 мм Закалку проводили в темпле-
тах размером 150X200X600 мм.
Чувствительность сплава АК6 к скорости охлаждения
при закалке понижается при уменьшении отношения со-
держания Mg/Si [21], а также с уменьшением содержания
меди и марганца.
Сплав АК6, так же как и сплавы системы А1—Mg—-Si,
чувствителен к перерыву между закалкой и искусственным
старением [9]. Потеря механических свойств вследствие
вылеживания при низких температурах (от —20 до 60 °C)
перед искусственным старением связана с укрупнением вы-
делений и происходит только тогда, когда достигается за-
метное упрочнение сплава в процессе этого вылеживания
[11]. Предполагается, что увеличение длительности выле-
живания приводит к укрупнению группировок атомов (рос-
ту зон), уменьшению пересыщенности матрицы, растворе-
нию вследствие этого части зон при последующем нагреве
(явление возврата).
С увеличением содержания меди в системе А1—Mg—Si
и повышением температуры последующего старения пере-
рыв между закалкой и искусственным старением приводит
к меньшему снижению механических свойств [11].
76
Предварительное вылеживание сплава АК8 при ком-
натной температуре не сказывается на уровне механичес-
ких свойств после последующего искусственного старения.
Рис. II.9 иллюстрирует кинетику старения поковок из
сплавов АК6 и АК8 в долевом и высотном направлениях.
По характерным точкам на кинетических кривых1 [22, 23]
построены диаграммы старения для сплавов АК6 и АК8
(рис. 11.10).
Зонная стадия старения (отношение Оо,2/<Тв = 0,54-0,7)
характеризуется пониженным пределом текучести, вы-
сокими значениями характеристик пластичности и
вязкости разрушения, высоким сопротивлением кор-
розионному растрескиванию вследствие относительной
структурной и электрохимической однородности при на-
личии зон ГП. Уровень механических свойств соответству-
ет естественно состаренному состоянию сплавов.
Резкое увеличение предела текучести и снижение элек-
тросопротивления при переходе от зонного к фазовому ста-
рению (смешанная стадия) вызывается интенсивным об-
разованием и выделением частиц метастабильной фазы
преимущественно по границам зерен и субзерен. Одновре-
менно растет временное сопротивление, снижаются харак-
теристики пластичности и вязкости разрушения. Смешанную
стадию характеризует низкое сопротивление коррозионно-
му растрескиванию, определяемое структурной и химиче-
ской неоднородностью сплава вследствие неравномерного
распада пересыщенного твердого раствора, появление стро-
чечных выделений по границам и образование пригранич-
ных зон, свободных от выделений.
Максимальные значения прочностных характеристик
достигаются при фазовом старении (отношение Оо,2/ов =
=0,84-0,9) в результате увеличения количества метаста-
бильных выделений и повышения равномерности распада в
объеме зерна. На этой стадии электросопротивление не-
сколько понижается, а сопротивление КР — повышается,
относительное удлинение снижается до минимальных зна-
чений.
Начало снижения ств и Оо,2 связано с началом заметного
укрупнения частиц внутри зерен и по их границам, умень-
шением плотности выделений и увеличением расстояния
между ними. Относительное удлинение вначале продолжа-
1 Лещинер Л. Н. Исследование закономерностей изменения струк-
туры и свойств сплава АК6, обусловленных процессами старения: Ав-
тореф. канд. дис. М., 1976.
77
Рис. П.9. Изменение свойств в процессе старения поковок в продольном (а. е) »
высотном (б, г) направлениях из сплавов АК8 (а, б) и АК6 (в, г). Температуры
старения, °C:
/—ПО; 2—140; 3 — 150; 4—160; 5—170; 5—190; 7 — 200; 8 — 230; 9—175;
10—195; // — 210; 12 — 220 (сплошные кривые — О в, штриховые — О0 „)
78
ет снижаться или не меняется и только при значительном
разупрочнении повышается. На стадии коагуляции значи-
тельно повышается сопротивление КР и снижается элек-
тросопротивление, что связано с обеднением твердого раст-
вора, коагуляцией частиц выделений и потерей ими коге-
рентности.
На электронных микрофотографиях после закалки и
низкотемпературного старения (НО°C) внутри зерна в
Рис. П.10. Диаграммы старения сплавов АК8 (а) и АК6 (б) [24]:
I— зонная; II — смешанная; III— фазовая; IV— коагуляционная;
сплошные линии — продольное направление; штриховые — высотное
сп павах выявляются дислокации и обозначается потемне-
ние фона твердого раствора (рис. 11.11, а). Больший эф-
фект упрочнения достигается в области температур 125—
200 СС за счет гомогенного распада твердого раствора внут-
ри зерна с образованием частиц метастабильных фаз. Рас-
пад твердого раствора протекает в этих сплавах по двум
направлениям с образованием при высоких температурах
стабильных фаз 0(СиА12) и p(Mg2Si). На стадии фазового
старения в сплаве АК6 выделяется в основном фаза 0", а
в сплаве АК8—фаза О' (рис. 11.11,б, в). По-видимому,
0-фаза в сплаве АК6 образуется из 0"-фазы, а в сплаве АК8
соблюдается установленная для бинарных сплавов
А1 —4 % Си схема распада твердого раствора: ЗГП->
—ЧГ'—НГ-э-О-фаза. После перестаривания четко видны выде-
ления частиц p-фазы (рис. 11.11, г).
Старение сплавов АК6 и АК8 по стандартным режимам
в рекомендуемых температурно-временных интервалах при-
водит к значительному разбросу механических свойств.
В связи с этим уточнены режимы Т1, а для повышения со-
противления коррозионному растрескиванию деталей и по-
луфабрикатов разработаны режимы Т2 (табл II.4).
79
Рис. II.11. Структура сплавов АК8 (а, б, г) и АК6 (е) на различных стадиях ста-
рения (X30 000):
а —зонная (110сС, 24 ч); б — фазовая (175 °C, 24 ч): в — фазовая (160°С, 60 ч);
г — коагуляционная (300 °C, 2 ч) (Н. С. Герчикова, Л. Б. Хохлатова, Н. И. Ко-
лобнев)
Старение при комнатной температуре сплавов АК6 и
АК8 обеспечивает высокую пластичность и сопротивление
КР при пониженных прочностных свойствах по сравнению
с искусственным старением.
Режим Т1 применяют для получения высокой прочнос-
ти и удовлетворительной пластичности. Для сплава АК6
допускается применение сокращенного режима Т1: 170—
175 °C, Зч.
Режим Т2 обеспечивает высокое сопротивление КР при
некотором снижении механических свойств по сравнению с
режимом Т1 и применяется для деталей из сплавов АК6 и
АК8, испытывающих постоянно действующие растягиваю-
щие напряжения, в частности от постановки болтов или
втулок с натягом.
80
I i блиц a П.4. Рекомендуемые режимы старения сплавов АК6 и АК8
Марка сплава Вид полуфабри- ката Вид старения t. °C т, ч
Л Кб ЛКбч, ЛК6—1 ЛК8 Все виды полу- фабрикатов Поковки, штам- повки Прессованные полуфабрика- ты Естественное Т1 Т2 Естественное Т1 Т2 Естественное Т1 Комнатная 155—165 195—205 Комнатная 155—165 195—205 Комнатная 165—175 >96 10—15 11 — 13 >96 10—15 11—13 >96 10—12
Для штамповок и поковок из сплава АК8, кроме режи-
мов Т1 и Т2, рекомендуется старение при 175 °C в течение
24 ч [23], повышающее сгкр до 200 МПа без снижения проч-
ностных свойств (табл. II.5).
Следует отметить более высокое сопротивление КР
сплавов АК6 и АК8 в морской тропической атмосфере по
сравнению с лабораторными испытаниями в 3 %-ном раст-
воре NaCl. Долговечность высотных образцов-колец из
поковок сплава АК8, состаренных при 150—165 °C в тече-
ние 10—12 ч в условиях морской тропической атмосферы
под воздействием брызг морской воды и постоянного на-
пряжения 160 МПа, составила более 180 сут.
Как показал анализ статистических данных свойств штам-
повок сплава АК6, минимально гарантируемая прочность
Таблица II.5. Типичные механические свойства поковок и штамповок
из сплавов АК6 и АК8
Режим с СС тарения т, ч ов, МПа (Jq МПа С, % К1с, МПаХ х м'А о , МП а, кр’
Сплав А Кб
160 12 420/390 330/310 13/7 39/31 -/120
200 12 390/360 310/290 11/5 36/31 —/200
Сплав АК8
160 12 490/460 420/400 10/5 29,5/20 ] —/80
200 12 450/420 380/360 8/4 25/20 ’ —/250
175 24 470/450 430/410 8/4 25/20 —/200
Примечание. В числителе приведены значениу пни. в знаменателе — в высотном. в продольном направле-
С> 834
81
может оыть повышена, в частности в продольном направ-
лении, до 410 МПа. Для этого необходимо применить ре-
жим старения на верхнем пределе по температуре и дли-
тельности (160—165 °C, 12—15 ч), повысить нижний пре-
дел содержания меди в сплаве до 2 % (вместо 1,8 %),
получить частично перекристаллизованную структуру, чему
способствует повышение содержания марганца в пределах
марки сплава и температуры деформации. В сплаве с рек-
ристаллизованной структурой максимальный размер зерна
на макрошлифе в направлении, перпендикулярном течению
металла при деформации, не должен превышать 2 мм.
Технологические свойства
Сплавы АК6, АКбч, АК6—1 и АК8 имеют высокие техно-
логические свойства при непрерывном литье, горячей обра-
ботке давлением (свободной ковке, штамповке, прессова-
нии). Сплавы хорошо деформируются в горячем и холод-
ном состояниях. Температурный интервал горячей дефор-
мации составляет 420—470 °C.
Сплав АК6 может успешно деформироваться и в более
высоком температурном интервале. Деформация сплава
при 505—525 °C с непосредственной закалкой в воде и по-
следующим старением показала [24, 25], что эта так на-
зываемая высокотемпературная механотермическая обра-
ботка приводит к некоторому повышению прочности и
ударной вязкости сплава. В микроструктуре наблюдается
фрагментация внутри зерен, а также уменьшается глубина
ободка с рекристаллизованной структурой. Такая обработ-
ка является перспективным технологическим процессом.
Для повышения коррозионной стойкости детали и изде-
лия из сплавов типа АК6 и АК8 защищают анодированием
и лакокрасочными покрытиями.
Применение
Сплавы АК6 и А1\6ч используются для ответственных си-
ловых деталей авиационной техники длительного ресурса,
в частности в крыльях пассажирских самолетов.
Сплавы типа АК6 благодаря высокой пластичности в
горячем состоянии применяются для изготовления весьма
сложных штамповок: крыльчатки компрессора, крыльчат-
ки вентилятора для компрессоров реактивных двигателей,
корпусных деталей агрегатов.
Сплав АК8 применяется для высоконагруженных дета-
лей самолета, изготовленных ковкой и штамповкой (рамы,
фитинги и др.). Сплав не охруп'чивается при температурах
82
глубокого холода, и его можно успешно использовать в
качестве свариваемого сплава для деталей, работающих в
условиях криогенных температур [26].
Сплавы системы А1—Си—Mg—Si широко используются
в народном хозяйстве — строительстве, транспорте, элек-
тротехнике и других отраслях промышленности.
Глава III. КОНСТРУКЦИОННЫЕ
И ЖАРОПРОЧНЫЕ СПЛАВЫ АЛЮМИНИЯ
С МЕДЬЮ И МАГНИЕМ
1. Конструкционные сплавы типа дуралюмин1
Историческая справка
Сплавы системы А1—Си—Mg — дуралюмины — представляют собой
наиболее старую и наиболее важную по своему значению группу спла-
вов, нашедших широкое применение в различных отраслях машинострое-
ния и особенно в авиации.
Родоначальником этой группы является сплав Д1, предложенный
А. Вильмом в 1909 г. В Советском Союзе дуралюмин (называвшийся
тогда кольчугалюминий) впервые был изготовлен в 1922 г. на Кольчугнн-
ском заводе инженером В. А. Буталовым. Подробное исследование ме-
ханических свойств этого сплава выполнено И. И. Сидориным. В 20-х
и особенно 30-х годах проводились интенсивные исследования алюми-
ниевых сплавов типа дуралюмин во многих странах, особенно в Гер-
мании, США, Советском Союзе.
Исследования вели по двум основным направлениям:
1. Повышение содержания основных легирующих элементов меди и
магния для получения более прочного сплава, упрочняемого закалкой
и естественным старением. Эти исследования в 30-х годах закончились-
разработкой сплавов Д6 (М95) в СССР и сплава 24S в США. В сплаве
Д6 для повышения прочности было увеличено среднее содержание меди
до 4,9 %, магния до 0,8 % и марганца до 0,75 %. Прочностные харак-
теристики этого сплава на 50—60 МПа выше, чем у дуралюмина Д1.
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 содержания крем-
ния и применения искусственного старения. В результате этих исследо-
ваний Ю. Г. Музалевский, С. М. Воронов и др. разработали сплав Ц95
(АК8).
В США в 20—30-х годах был разработан сплав 14S, близкий по
составу к сплаву АК8, а в Германии — сплав 3125 или AlCu4MgSi.
Основные исследования по разработке указанных выше сплавов в
Советском Союзе были выполнены С. М. Вороновым, Ю. Г. Музалев-
см1м, Г. В. Акимовым, В. О. Крениг, И. И. Сидориным.
1 Авторы: В. А. Ливанов, Е. И. Шилова, Л. Н. Лещинер.
83
Сплавы Д6 и 24S (позднее этот сплав вошел в нашу номенклатуру
под маркой Д16) отличаются пониженной по сравнению со сплавом Д1
технологичностью. Сплав Д6 требует очень узкого интервала термиче-
ской обработки, сплав Д16 чувствителен к методам литья и условиям
горячей деформации. Однако освоение металлургической промышленно-
стью новых прогрессивных методов технологии в 30-х и особенно 40-х
годах позволило преодолеть трудности обработки этих сплавов.
Основные работы по освоению методов литья, обработки давлением
и термической обработки сплава Д16 в Советском Союзе были прове-
дены В. А. Ливановым, С. М. Вороновым, В. И. Добаткиным [1—4].
Наряду с высокопрочными дуралюминами Д6 и Д16 в 30-х годах
были разработаны малолегированные дуралюмины для заклепок ДЗП
и Д18.
В послевоенный период группа этих сплавов у нас в стране значи-
тельно 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 дуралюмин
ВАД-1 [5—9}. Основная роль в разработке этих сплавов принадлежит
Л. П. Лужникову и Е. И. Шиловой.
Сплав Д16 — основной конструкционный материал. Из него изго-
тавливают все виды полуфабрикатов.
Развитие принципа безопасно повреждаемых конструкций поставило
задачу повышения характеристик надежности, в частности вязкости раз-
рушения материалов, применяющихся для деталей длительного ресурса.
В 70-х годах были разработаны сплавы повышенной чистоты — Д16ч,
Д19ч, Д1ч — с увеличенной на 10—15% вязкостью разрушения. Это
улучшение достигнуто за счет уменьшения количества нерастворимых
избыточных фаз в сплаве в результате снижения допустимого содер-
жания примесей железа и кремния.
Повышение вязкости разрушения в сплаве 1163 на 10—15 % по
•сравнению со сплавом Д16ч достигнуто в результате дальнейшего умень-
шения количества нерастворимых, а также растворимых избыточных
фаз. Этот сплав применен в виде длинномерных плит для обшивок
^крыльев, а также крупногабаритных плит толщиной до 90 мм (в том
числе в искусственно состаренном состоянии). Ведущая роль в созда-
нии и применении этого сплава принадлежит Л. Н. Лещинер [10, 11].
Общая характеристика сплавов
Наиболее важные сплавы в группе дуралюминов — сплавы Д16 и
•его улучшенные модификации Д16ч и 1163 — применяются в основном
в естественно состаренном состоянии; при этом они обладают хорошим
сочетанием характеристик вязкости разрушения, выносливости, скоро-
сти роста усталостной трещины. Эти сплавы уступают по прочности вы-
сокопрочным сплавам системы А1—Zn—Mg—Си (В95, В95пч, В95оч),
а также по коррозионной стойкости, однако имеют преимущество перед
сплавами типа В95 по выносливости, сопротивлению росту усталостной
трещины при одинаковых относительно прочности уровнях напряжений,
а также по плотности. Поэтому сплавы 1163 и Д16ч применяются для
деталей, от которых требуется повышенная выносливость в условиях
растягивающих напряжений.
Сплавы типа дуралюмин эффективно упрочняются при термической
обработке, состоящей из закалки с 490—525 °C (в зависимости от со-
става сплава) и естественного (зонного) или искусственного (фазового)
•старения.
В наиболее легированных сплавах (Д16, Д19, ВД17 и ВАД-1) со-
держание меди и магния превышает предельную растворимость этих
;84
элементов в твердом растворе или приближается к ней, что обусловли-
вает гетерогенное состояние сплавов при температурах нагрева перед
закалкой. Ограничение верхнего предела по содержанию легирующих
элементов позволяет уменьшить количество растворимых избыточных
фаз и повысить вязкость разрушения без снижения прочности.
Температура эксплуатации сплавов Д16, Д16ч, 1163 в естественно
состаренном состоянии ограничена 80 °C из-за снижения коррозионной
-стойкости в случае нагревов при более высоких температурах.
Эти сплавы в искусственно состаренном состоянии имеют улучшен-
ную коррозионную стойкость, которая не снижается при нагревах, бо-
лее высокие прочностные свойства, особенно предел текучести, однако
более низкие значения относительного удлинения, вязкости разрушения,
выносливости по сравнению с естественно состаренным состоянием.
Существенное улучшение вязкости разрушения в искусственно со-
старенном состоянии достигается в результате снижения содержания
железа, кремния, а также легирующих элементов. Поэтому для деталей
в искусственно состаренном состоянии используются улучшенные моди-
фикации сплава Д16, т. е. Д16ч и 1163. Эти сплавы в искусственно со-
старенном состоянии могут применяться в температурно-временных об-
ластях, в которых не рекомендуется применять сплавы в естественно
состаренном состоянии: при эксплуатационных нагревах при темпера-
турах выше 80 °C или технологических нагревах выше 125 °C, а также
при повышенной опасности коррозии под напряжением. При изготов-
лении деталей из сплавов Д16ч и 1163 в искусственно состаренном со-
стоянии необходимо выбирать конструктивные формы с минимальной
концентрацией напряжений, отрабатывать плавность переходов при
изменении сечения деталей, уменьшать эксцентриситеты. Кроме того,
ограничиваются допустимые деформации при формообразовании и прав-
ке в зависимости от состояния термообработки, величины зазора перед
сборкой, не рекомендуется ударная клепка.
Сплавы системы А1—Си—Mg превосходят по жаропрочности спла-
вы систем AI—Mg, AI—Mg—Si, Al—Zn—Mg—Си. Их преимущество
перед высокопрочными алюминиевыми сплавами проявляется при тем-
пературах выше 100 °C и особенно при длительных выдержках. Спла-
вы Д1, Д16 склонны к образованию кристаллизационных трещин и по-
этому относятся к категории несваривающихся плавлением сплавов
(свариваемым сплавом является сплав ВАД-1).
В естественно состаренных сплавах типа дуралюмин при быстром
и кратковременном (2 мин) нагреве до 250—300 °C происходит сниже-
ние прочности до значений, свойственных свежезакаленному состоянию.
Это явление называется возвратом при старении. Искусственное старе-
ние уменьшает явление возврата.
Механические свойства горячедеформированных полуфабрикатов из
сплавов типа дуралюмин сильно зависят от степени рекристаллизации в
процессе нагрева при деформации и термической обработке. Разница в
прочности закаленного и состаренного рекристаллизованного и перекри-
сталлизованного материалов достигает 200 МПа.
Полуфабрикаты с перекристаллизованной структурой по сравнению
с рекристализованной при повышенных прочностных свойствах в доле-
вом направлении имеют преимущество по вязкости разрушения, вынос-
ливости при одинаковом по абсолютной величине уровне напряжения,
сопротивлению коррозии под напряжением, но обладают более низким
относительным удлинением в долевом направлении; выигрыш по проч-
ностным свойствам уменьшается на образце с отверстием.
Листовой материал, изготовленный методом горячей и последующей
чолотной прокатки, а также проволока и трубы, изготовленные холод-
85
ной прокаткой и волочением, в закаленном состоянии имеют полностью
рекристаллизованную структуру. Профили и прутки, полученные горя-
чим прессованием, после термической обработки могут иметь структуру
от полностью перекристаллизованной до полностью рекристаллизован-
ной. Возможно получение преимущественно перекристаллизованной
структуры и в плитах. Сохранению перекристаллизованной структуры
способствует повышение температуры и уменьшение степени горячей
деформации изделий, понижение температуры и времени выдержки при
нагреве под закалку, увеличение содержания элементов (Мп, Cr, Zr
и др.), повышающих температуру рекристаллизации.
Химический состав
Химический состав сплавов по ГОСТ 4784-—77 и OCTI
90048—77 приведен в табл. III. 1. Сплавы данной группы
содержат от 2 до 5 °/о Си, 0,15—2,7 % Mg, 0—1,0 % Мп, до
0,7 % Fe до 0,7 % Si и небольшие количества цинка и ти-
тана в виде примесей.
В сплавы с повышенным содержанием магния (Д19,
ВАД—1, Д19П) вводят небольшие количества бериллия
для понижения окисления в процессе плавки, литья и тер-
мической обработки [12].
Фазовый состав
В зависимости от содержания меди и магния сплавы рас-
полагаются в разных фазовых областях. На рис. III. 1 по-
казано расположение промышленных сплавов системы
А1—Си—Mg, а возможные соединения в этих сплавах пе-
речислены ниже [14].
со
OJ
X
£
Элемент Соотношение и содержание элементов и образующиеся фазы
Си Mg Си<2% в твердом растворе Mg<0,2% Си>2% Mg>l/2 Si CuA12 CuMgAl2 или CuMg4Al6 Si<0,6Mg Cu<Mg Fe>Si Cu2FeAl7 или (CuFe) Ale Mn>Fe Cu2Mn3AJ20 или (CuFeMn)Ale
в твердом растворе CuMgAl2 CuMg4Al e
Fe Fe»Si Мп>0,1%
Cu2FeAl7 или (CuFe)Al6 илиреА13 (CuFeMn) Al 6 или (CuFeMn)3Si2Al15
Si Si<Fe, Mg>Si Mn>0,l%
Mn Mg2Si Mn<0,2% (CuFeMn)3Si2Al15 Fe>Si FeSi<CMn
в твердом растворе (FeMn)Al6 Cu2MnAl20
87
86
Соединения делятся на растворимые, в которых содер-
жатся один или более следующих элементов: медь, магний,,
кремний, и нерастворимые, в состав которых входит, па
крайней мере, один из более или менее нерастворимых
элементов: железо, марганец, никель и т. д.
Тип образующихся растворимых соединений зависит не
только от содержания в сплаве растворимых элементов, на
и от их соотношения. Концентрация полезной меди зависит
Рис. III.1. Промышленные сплавы в системе А1—Си—Mg и политерма раствори-
мости меди и магния в алюминии [13]
от содержания железа, марганца и никеля; медь, всту-
пившая в соединение с ними, не оказывает положительно-
го влияния. Если содержание кремния недостаточно для
связывания железа в фазу типа a(Fe, Si), избыток железа
образует с медью фазу Cu2FeAl7.
Анализируя фазовый состав сплавов А1—Си, приведен-
ный А. Ф. Мондольфо, можно сделать заключение, что в
перечисленных в табл. III. 1 сплавах могут присутствовать
следующие фазы. При содержании Си>2 % образуется
фаза CuAI2, если при этом содержание Mg>V2Si, то появ-
ляется фаза CuMgAl2 или CuMg4Al6. Если содержание
Fe^>:Si, образуются фазы Cu2FeAl7 или (CuFe)Al6. Как
правило, в сплавах типа дуралюмин содержание Fe>Si в
1,1—1,5 раза, а Мп>0,1 %; в таких сплавах образуется фа-
за (CuFeMn)sSi2Ali5. Если содержание Mn»Fe и Si, обра-
зуется фаза Си2Мп3А120. Согласно работе [15], эта фаза
выделяется в виде дисперсных частиц размером 0,02—
0,5 мкм.
По данным локального рентгеноспектрального анализа,
в сплаве Д16 среднего химического состава в литом состоя-
нии имеются включения следующего состава: CuMgAl2,
88
(CuFeMn)Al6, (CuFeMn)3Si2Ali5 [14]. В сплаве Д1 части-
цы скелетообразного строения содержат Fe, Мп, Si, Си, А1
[16].
Основным упрочнителем при старении сплавов с соот-
ношением концентраций Си : Mgj>8 : 1 служит фаза
СиА12, а при старении сплавов с отношением этих концен-
траций 8 : 14-4 : 1—два соединения СиА12 и CuMgAl2.
При изменении отношения от 4 : 1 до 1,5: 1 свойства спла-
вов определяются фазой CuMgAl2, а при дальнейшем
уменьшении отношения — в основном фазой CuMg4Al6 [14].
Характеристики фаз, присутствующих в сплавах данной
группы, приведены в табл. III.2 [17].
Закономерности изменения свойств в системе А1—Си—Mg
при комнатной и повышенной температурах
На рис. III.2 [18, 19] приведены кривые равных значений
<jB листовых образцов в свежезакаленном и естественно со-
старенном состояниях сплавов системы А1—Си—Mg, а так-
же кривые эффекта естественного старения. С увеличением
содержания меди от 1 до 4 % при содержании 1—2 % Mg
значения <jB возрастают с 300 до 400 МПа в закаленном и
естественно состаренном состоянии. С повышением коли-
чества магния с 0,5 до 2 % временное сопротивление уве-
личивается, а более высокое содержание магния уменьша-
ет прочность сплавов при всех исследованных содержани-
ях меди.
Таким образом, максимум прочности имеют сплавы с
содержанием 4 % Си и 2 % Mg. При этом максимальный
эффект естественного старения наблюдается у сплава с
3—4 % Си и 0,5—1,2 % Mg. Более высокая прочность в за-
89
каленном и состаренном состоянии у сплавов, содержа-
щих 2 % Mg, обусловлена повышенной прочностью их в
свежезакаленном состоянии.
При исследовании сплавов системы А1—Си—Mg при
несколько большем содержании меди (от 3 до 6,5 %)
[7 были подтверждены данные работы [19]. Максималь-
ные прочностные свойства в закаленном и естественно
Рис. Ш.З. ВлмянР; меди и магния на упрочнение сплавов при естественном ста-
рении [19]:
Л _ 0,5 % Mg; 6—1,3% Mg; е —2% Mg; /—2% Си; 2 — 3% Си; 3-4% Си
состаренном состоянии <тв=480-т-500 МПа имеют сплавы,
содержащие 4—6 % Си и 1,0—2,0 % Mg [7].
Рис. Ш.З иллюстрирует влияние меди и магния на уп-
рочнение сплавов при естественном старении [19]. Увели-
чение содержания магния с 0,5 до 1,2 % в сплавах с 2 % Си
повышает эффект естественного старения с 70 до 105МПа,
при дальнейшем возрастании количества магния эффект
старения уменьшается. Увеличение содержания меди с 2до
3 % при 0,5 % Mg повышает скорость старения и эффект
старения с 70 до ПО МПа (см. рис. Ш.2). В сплавах, со-
91
держащих до 1,2—1,5 % Mg, эффект старения несколько
увеличивается, а в сплавах с 2 % Mg — уменьшается.
При содержании 4 % Си максимальный эффект старе-
ния (125 МПа) наблюдается у сплавов с 0,5 % Mg.
Из анализа этих данных следует, что максимум эффек-
та старения имеют сплавы, расположенные в области твер-
дых растворов, ближе к кривой максимальной раствори-
Рис. III.4. Влияние магния и марганца на механические свойства прутков из
сплавов А1 — 3,8 % Си (а) и А1 — 4,8 % Си (б) в закаленном и естественно соста-
ренном состояниях [8]:
1 — без Мп; 2—0,2 % Мп; 3—0,4 % Мп; 4 — 0,6 % Мп; 5 — 0,9 % Мп
мости (см. рис. III. 1) [13]. Наличие в сплавах избытка ме-
ди и магния, не перешедших при нагреве перед закалкой в
твердый раствор, понижает эффект старения.
На рис. III.4 показано изменение механических свойств
закаленных и естественно состаренных прутков из сплавов
системы А1—Си—Mg в зависимости от содержания марган-
ца и магния при содержании меди на нижнем и верхнем
92
пре юлах. Увеличение содержания марганца способствует
существенному повышению прочностных свойств за счет
получения перекристаллизованной структуры. При содер-
жании марганца 0,6 и 0,9 % получен близкий уровень проч-
Рис. III.5. Влияние меди и магния на количество растворимых избыточных фаз
и свойства сплавов [20]:
,z — наличие частиц избыточных растворимых фаз; б—область составов с мини-
мальным количеством избыточных фаз, высокой прочностью и вязкостью; 1 —
избыток вторых фаз; 2 — пересыщенная матрица; 3 — ниже растворимости; 4 —
высокое содержание избыточных фаз; 5 — низкое содержание избыточных фаз;
6 — высокие свойства при низком содержании избыточных фаз
постных свойств. Медь и
магний, не растворивши-
еся при нагреве перед за-
калкой, образуют избы-
точные частицы раство-
римых фаз. Общепризна-
но, что частицы как рас-
творимых, так и нераство-
римых фаз, содержащих
железо, снижают вяз-
Рис. III.6. Кривые близких значений дли-
тельной прочности сплавов А!—Си—Mg [7]
кость разрушения.
Влияние концентра-
ции меди и магния на ко-
личество избыточных фаз
в сплавах системы А1 —
Си — Mg иллюстрирует
рис. III.5. При содержа-
нии меди и магния ниже
среднего значения в сплаве Д16 он имеет пониженное со-
держание растворимых избыточных фаз и повышенную вяз-
кость разрушения при сохранении уровня прочностных
свойств.
Как отмечалось выше, сплавы системы А1—Си—Mg ха-
р<ч к гсризуются повышенной жаропрочностью.
На рис. III.6 представлены кривые длительной прочно-
ст сплавов с различным содержанием меди и магния и с
93
0,6 % Мп. Кривые получены при испытании листовых об-
разцов при 200 °C и напряжении 160 МПа. Наибольшее
время до разрушения имеют сплавы, содержащие 3,5—
6 % Си и 1,2—2 % Mg, т. е. расположенные на квазибинар-
ном разрезе А1—S-фаза или вблизи его с обеих сторон.
Отклонение от квазибинарного разреза (менее 1,2 % Mg
:и более 2 % Mg) приводит к уменьшению длительной
прочности. Особенно быстро понижается длительная проч-
ность у сплавов, содержащих повышенные количества маг-
ния —3 % и более.
На механические свойства сплавов системы А1—Си—Mg
большое влияние оказывает присутствующий в этих спла-
вах марганец. Наличие в сплавах марганца повышает тем-
пературу рекристаллизации, измельчает структуру холод-
нодеформироваиного материала, повышает прочностные
свойства при комнатной температуре, а также значительно
увеличивает жаропрочность.
Склонность к образованию трещин при сварке плавлением
Промышленные сплавы типа дуралюмин Д1, Д16, Д18
практически не свариваются плавлением. Склонность к
трещинообразованию К при сварке плавлением сплавов
/I 7 2 3 4 5 б
Мд,%
Рис. III.7. Диаграмма состав — склонность
гк трещинообразованию сплавов А1—Си—Mg
и Al—Си—Mg—Мп [7]:
7—А1—Си—Mg (данные Е. И. Шиловой);
2 — А1—Си—Mg—Мп (данные Е. И. Шило-
вой); 3— А1—Си—Mg [21]
системы А1 — Си — Mg
без марганца и с 0,6 %
Мп иллюстрирует рис.
III.7. В алюминиевом уг-
лу концентрационного тре-
угольника А1 — Си — Mg
показано расположение
исследованных сплавов
-(цифры около точек —
величина К). Кривые 3
построены по данным
кольцевой пробы. Спла-
вы, расположенные спра-
ва от этих кривых, имеют
пониженную (К20 %),
а слева — повышенную
(7<^95%) склонность к
образованию рекристал-
лизационных трещин.
Двойные сплавы А1 —
Си (до 5 % Си) п трой-
ные сплавы А1 — Си —
Mg, содержащие 2—5 %
94
< ti н 0,2—2 % Mg, или 3 % Си и 2,5 — 3 °/о Mg, или 2—3 %
Си и 4 % Mg, характеризуются высокой склонностью к
। рещинообразованию.
В эти составы вписываются промышленные сплавы Д18?
В 65. Д1, Д16, Д19П и ВД17.
Из тройных сплавов, имеющих пониженное значение /<,.
можно выделить сплавы с 3,5—5 % Си и 2,5—4 % Mg. До-
бавка 0,6 % Мп значительно уменьшает склонность спла-
вов к образованию кристаллизационных трещин, и поэтому
кривая 2 лежит левее кривой 1. Сплавы, содержащие
3,5—6 % Си, 2—3 % Mg и 0,6 % Мп, отличаются от рас-
смотренных выше удовлетворительной склонностью к тре-
щпнообразованию (К^20 %)- В этой области находится
сплав ВАД—1 и частично сплав Д19.
Коррозионная стойкость сплавов системы А1—Си—Mg
I Спланированные полуфабрикаты из сплавов системы
М—Си—Mg в естественно состаренном состоянии облада-
ют пониженной коррозионной стойкостью. Сопротивление
коррозионному растрес-
киванию, межкристаллит-
ной и расслаивающей
коррозии зависит от ско-
рости охлаждения при
закалке, вида и толщины
полуфабриката.
Детали из сплава
Д16Т, Д16чТ, 1163Т тол-
щиной до 8 мм, закален-
ные со скоростью не ни-
же критической, не склон-
ны к коррозионному рас-
1 рескиванию и межкри-
сгаллитной коррозии, но
расслаивающей коррозии.
Рис. III.8. Зависимость чувствительности
к коррозионному растрескиванию листа
толщиной 1,5 мм из сплава Д!6Т(2024ТЗ)
от температуры и времени нагрева:
1 — появление чувствительности к корро-
зии; 2— максимальная коррозия; 3—воз-
врат к минимальной коррозии
могут обладать склонностью к
Эксплуатационные или технологические нагревы естест-
венно состаренных сплавов снижают сопротивление кор-
розионному растрескиванию, усиливают склонность к меж-
кристаллитной и расслаивающей коррозии. Это связано с
1см, что в результате нагрева при переходе от зонного к
фазовому старению распад твердого раствора начинается
п<> границам зерен с образованием частиц метастабильных
фаз с высоким содержанием меди (в частности, A^CuMg).
)io приводит к возникновению прилегающих зон, обеднен-
9.5
ных медью по отношению к телу зерен, где распад еще не
произошел, и к возникновению значительной разности по-
тенциалов между границей и телом зерна. При контакте с
коррозионной средой такие зоны легко корродируют.
Влияние нагревов на чувствительность к коррозионно-
му растрескиванию естественно состаренного сплава Д16
122] показано на рис. III.8.
В искусственно состаренном состоянии сплавы Д16,
Д16ч, 1163 не склонны к расслаивающей коррозии и имеют
высокое сопротивление коррозионному растрескиванию акР,
равное 195 МПа.
Ниже приведены значения критического напряжения
при коррозионных испытаниях под напряжением в 3 %-ном
растворе NaCl (периодическое погружение) указанных
сплавов:
Окр, А1Па
Профиль толщиной, мм:
10—25 ......................... . 245 (П)/345 (П)
25—50 ........................... 115(П)/345(П)
Плита (все толщины) . . . 49(В)/205(В),
135(П)/345(П),
Примечание. В числителе приведены значения для состояния Т,
в знаменателе—для Т1. В скобках указана ориентация образцов: П —
поперечное направление, В — высотное.
Во всех сварных образцах выявляется межкристаллит-
ный характер коррозии с существенно различной интенсив-
ностью в зависимости от содержания в сплаве только меди
или меди и магния.
Межкристаллитный характер коррозии сварных соеди-
нений, выполненных плавлением, сплавов систем А1—Си и
А1—Си—Mg связан со структурными изменениями, проис-
ходящими в основном материале в процессе быстрого мест-
ного нагрева при сварке.
Наибольшей межкристаллитной коррозии подвергается
зона, расположенная на расстоянии 10—12 мм от шва. Эта
зона в процессе сварки подвергается секундному нагреву
при 230—350 °C.
Появление склонности к межкристаллитной коррозии у
закаленных и естественно состаренных сплавов системы
А1—Си—Mg в связи с нагревами зависит от их фазового
состава. Сплавы Д19, Д19П, ВД17, ВАД—1 менее склонны
к межкристаллитной коррозии после нагрева, чем сплавы
В65, Д18, Д1, Д16.
Плакированные полуфабрикаты обладают повышенной
коррозионной стойкостью, поскольку плакировка обеспечи-
96
влет как пассивную защиту (перенося коррозионное воздей-
ствие со сплава на менее корродирующую плакировку), так
и активную защиту (будучи электроотрицательной по от-
ношению к основному материалу). В качестве плакирую-
щих материалов для сплавов А!—Си—Mg используют в
основном чистый алюминий.
Рекомендуется минимальная толщина плакировки
'IO мкм. Листы толщиной менее 1 мм имеют пониженную
коррозионную стойкость (из-за диффузии меди из сердце-
вины в плакировку). Для листов толщиной менее 0,8 мм
рекомендуется применять утолщенную плакировку.
Защита от коррозии осуществляется анодно-окисными,
химическими и лакокрасочными покрытиями.
Влияние примесей железа, кремния, цинка, никеля,
титана, циркония, бериллия и др.
В алюминиевых сплавах, кроме основных легирующих эле-
ментов, присутствуют небольшие количества примесей. Не-
которые 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 в сплавы специально в качестве технологических до-
бавок.
В сплавах типа дуралюмин железо образует соединения,
оказывающие охрупчивающее влияние. Кроме того, железо,
соединяясь с медью, уменьшает количество растворимой
меди, обеспечивающей упрочнение при старении.
Кремний в этих сплавах увеличивает склонность к тре-
щпнообразованию при литье, особенно крупных слитков из
сплавов Д16, Д19, и сварке (ВАД—1), а также понижает
пластичность заклепок из всех сплавов. Для нейтрализа-
ции вредного влияния кремния при литье и сварке содер-
жание железа в сплавах должно в 1,1 —1,5 раза превышать
содержание кремния [4].
Для получения высокой пластичности литого и деформи-
рованного материала, а также для повышения вязкости
разрушения содержание железа и кремния должно быть
минимальным.
Никель образует нерастворимые фазы с медью и желе-
юм, уменьшает пластичность и прочность термически обра-
за гываемых сплавов, улучшает твердость и прочность при
повышенных температурах и понижает коэффициент линей-
но! о расширения.
7 НЗ1
97
Совместное присутствие железа и никеля в сплавах сис-
темы А1—Си—Mg обеспечивает повышение механических
свойств при комнатной и повышенных температурах по
сравнению со сплавами, содержащими либо железо, либо
только никель [6].
Положительное влияние совместного содержания желе-
за и никеля связано с образованием нерастворимой фазы
FeNiAlg, в которой отсутствует медь.
В сплавах системы А1—Си—Mg—Мп (Д1, Д16 и др.),
содержащих железо и кремний в виде примесей, при вве-
дении никеля фаза FeNiAlg не образуется.
Небольшие количества цинка (0,1—0,5 %) не влияют на
механические свойства рассматриваемых сплавов при ком-
натной температуре и значительно понижают их жаропроч-
ность [6]. Примесь цинка в количестве 0,1—0,3 % увеличи-
вает склонность к трещинообразованию при литье и сварке
[4]-
Бериллий в небольших количествах (~ 0,005 %) предо-
храняет сплавы с высоким содержанием магния (1,5 % и
более) от окисления при литье и термической обработке,
не оказывая влияния на механические свойства как при
комнатной, так и при повышенных температурах.
Авторы работы [12] установили, что бериллий входит в
состав окисной пленки, состоящей в этих сплавах главным
образом из окиси магния, способствует ее упрочнению и,
следовательно, уменьшает дальнейшее окисление сплава.
Более высокое Содержание в сплавах бериллия (0,1—
0,5 %) требует особых мер предосторожности при плавке и
литье из-за его токсичности.
Литий увеличивает прочность при комнатной и повы-
шенных температурах, понижает плотность и увеличивает
модуль упругости, но снижает пластичность [14].
Хром, как и марганец, повышает температуру рекри-
сталлизации сплавов. Выделения частиц, содержащих хром,
имеют игольчатую форму и в большей мере, чем марганцо-
вистые, снижают характеристики разрушения. Хром в при-
сутствии марганца, железа и титана может выпадать в ви-
де грубых составляющих фазы СгАЬ [23]. В промышлен-
ные сплавы типа дуралюмин хром не добавляют.
Титан в алюминиевых сплавах применяется в основном
для измельчения зерна литого металла. Природу способно-
сти титана измельчать литое зерно объясняют образовани-
ем в расплаве зародышей, служащих центрами кристалли-
зации. По данным одних авторов, эти зародыши — алюми-
нид титана [12, 24], по данным других авторов,— карбид
98
титана [25]. В присутствии бора такими зародышами бу-
дут частички борида титана.
В работе [26] высокая модифицирующая способность
титана и других переходных металлов объясняется нали-
чием недостроенных электронных оболочек и зависит от
числа и энергетического состояния электронов на недостро-
енных оболочках изолированных атомов этих металлов.
Цирконий в небольших количествах, так же как и ти-
тан, является модификатором. Добавка циркония практиче-
ски не влияет на прочностные свойства холоднодеформиро-
ванных полуфабрикатов из сплавов, содержащих марганец,
и несколько повышает их у сплавов без марганца. Цирко-
ний аналогично марганцу, но при значительно меньшем со-
держании повышает температуру рекристаллизации спла-
ва, что способствует получению нерекристаллизованной
структуры и высокой прочности горячепрессованных полу-
фабрикатов [6—8].
Влияние циркония как антирекристаллизатора в сплаве
Д16 при содержании <0,1 % незначительно. При концен-
трации циркония >0,15 % отмечается появление первич-
ных интерметаллидов с цирконием, увеличивается количе-
ство дефектов, выявляемых ультразвуковым контролем.
Цирконий снижает сопротивление коррозии под напряже-
нием [27].
Небольшие количества бора (0,005—0,01 %) измельча-
ют зерно алюминия и его сплавов. Эффект модифицирова-
ния увеличивается в присутствии небольших количеств ти-
тана (0,01 %). Эти два элемента образуют соединение
TiB2.
Термическая обработка
Деформированный материал обладает сложной дислокаци-
онной структурой, которая имеет тенденцию к превращению
в более стабильную в отожженном состоянии.
В процессе нагрева в зависимости от температуры и
продолжительности нагрева протекают разные структурные
изменения. При сравнительно низких температурах (для
рассматриваемых сплавов 200—300 °C) происходит воз-
врат.
При возврате уменьшается плотность дислокаций в
центре фрагментов и образуется внутризеренная субструк-
тура с границами субзерен в виде стенок или групп дисло-
каций. В результате возврата изменяются некоторые свой-
ства металла: понижается прочность, повышаются пластич-
7
99
ность и электропроводность [28]. Полностью нагартовка
снимается только после рекристаллизации, происходящей
при более высокой температуре или более длительной вы-
держке.
На рекристаллизацию влияют степень и температура
деформации. Увеличение степени деформации уменьшает
время и температуру рекристаллизации. Сплавы, деформи-
рованные при температурах >400 °C, обычно трудно ре-
кристаллизуются. На температуру рекристаллизации ока-
зывает также влияние химический состав сплава.
Свойства рекристаллизованного металла существенно
зависят от размера зерна, определяемого главным образом
степенью холодной деформации. Имеется малая деформа-
ция, ниже которой рекристаллизация не проходит. Эта кри-
тическая деформация в обычных условиях отжига способ-
ствует значительному росту зерна.
На размер зерна влияет скорость и температура нагре-
ва при отжиге. При медленном нагреве величина зерна по-
лучается крупнее, чем при быстром, более высокая темпе-
ратура отжига понижает критическую деформацию и уве-
личивает размер зерна.
Для термически упрочняемых сплавов типа дуралюмин
существуют три типа отжига: 1) отжиг-возврат для частич-
ного снятия наклепа; 2) рекристаллизационный отжиг для
полного снятия наклепа предварительно деформированных
полуфабрикатов; 3) отжиг полуфабрикатов, предваритель-
но упрочненных термической обработкой — закалкой и ста-
рением.
Для этих сплавов температура отжига и скорость ох-
лаждения должны более строго контролироваться с целью
предупреждения возможной частичной закалки.
При холодной деформации деталей из отожженного ма-
териала иногда требуется промежуточный отжиг, при кото-
ром происходит интенсивный распад и коагуляция упроч-
няющих фаз, так что при последующем промежуточном от-
жиге будет происходить только снятие напряжений. Этот
нагрев можно осуществлять при 300—320 °C и с очень ма-
лой выдержкой, достаточной только для полного прогрева
детали. Скорость нагрева и охлаждения при этом можно не
контролировать, хотя лучше нагревать быстро для умень-
шения роста зерна. Отжиг предварительно термически уп-
рочненных полуфабрикатов приводит к разупрочнению,
т. е. к распаду и коагуляции упрочняющих фаз. В этом слу-
чае нагрев следует производить при 400—420 °C с последу-
ющим охлаждением со скоростью не более 10°С/ч. Цель
100
лого отжига — максимальное выведение из твердого раст-
вора меди и магния.
Несмотря на такой интенсивный отжиг, полуфабрикаты,
отожженные из термообработанного состояния, обычно ху-
же деформируются, чем отожженные, не подвергавшиеся
упрочняющей термообработке [23].
Рекомендуемые режимы отжига полуфабрикатов из
сплавов типа дуралюмин (Д16, Д16ч, 1163, Д19, ВАД, Д18,
В65, Д1) приведены ниже:
t, °с
Отжиг закаленного и состаренного ма-
териала ............................. 380—420
Рекристаллизационный отжиг деформи-
рованного материала.................. 350—400
Отжиг-возврат для частичного снятия
наклепа ............................. 250—280
* Охлаждение со скоростью не более 10сС/ч до 280 °C,
духе.
** Охлаждение со скоростью не более 30 сС/ч до 280 °C,
духе.
т, мин
10—60*
60—120**
30
затем на воз-
затем на воз-
Все рассматриваемые в данной главе сплавы относятся
к сплавам типа твердых растворов; они упрочняются тер-
мической обработкой— закалкой и старением. Температура
нагрева под закалку на 3—8 °C ниже температуры плав-
ления эвтектики, поэтому необходимо очень тщательно кон-
тролировать равномерность температуры во всем нагревае-
мом пространстве. Продолжительность выдержки при тем-
пературе закалки зависит от химического состава сплава,
типа полуфабриката и толщины сечения.
При охлаждении крупногабаритных полуфабрикатов из
сплавов Д16, Д16ч, 1163 толщиной более 30 мм и деталей
сложной конфигурации, а также при наличии крупнокри-
сталлического ободка температуру воды при закалке сле-
дует поддерживать в интервале 25—40 °C для предотвраще-
ния появления закалочных трещин и уменьшения коробле-
ния. Ограничение верхнего предела температуры закалоч-
ной воды (40 °C) требуется для предотвращения снижения
коррозионной стойкости.
С целью уменьшения остаточных напряжений после
и калки полуфабрикаты подвергают правке растяжением с
остаточной деформацией 1—3 %, при этом после правки на
верхнем пределе указанного интервала вязкость разруше-
ния и выносливость несколько понижаются.
Сплавы типа дуралюмин интенсивно упрочняются при
естественном старении за счет образования зон. С увеличе-
101
24 22 С 7 20 18 К >6 90 70 § | 50 i зо & 1 м 400 350 ^300 V) ^250 200 10 W 5 0 — у/
/ 1
-5 /
'6 7
/ •
х *4 7^~-3
— — --- — — ^•^2 -1
/ i
6 1 5^ 7 Г
/ Г I
/ 7 / /
-— - / ... ^'7
7^ 7/ 1 — ^4 J 2
X Г
7-6 7' X. ><
71 ~~2,5
4 — '5 ^7
^3
5 6 J L 2 4 7 /
/
===== = =,
—
J 10 30 60пин 3 6 в 121624 48 96 168240 720 2880ч
igr
Рис. II 1.9. Изменение механических свойств, электропроводности и сопротивления
КР при старении прутков из сплавов Д16 (поперечные образцы с перекристалли-
зованной структурой). Температура старения, °C:
1 — 20; 2— 100; 3 — 150; 4 — 175; 5 — 190; 6 — 205; 7 — 220
нием легированности твердого раствора, а также с повы-
шением температуры скорость упрочнения при зонном ста-
рении возрастает. В интервале температур от —10 до
25 °C скорость старения увеличивается в два раза при по-
вышении температуры на 5 °C [25].
Изменение свойств (ов, сго.г, б, 1/р, сопротивление КР
сплава Д16 при старении исследовано в интервале темпе-
ратур 20—220 °C и выдержек до 1000 ч (рис. III.9) [29].
При температурах старения 20—100 °C отмечается ин-
тенсивное первоначальное упрочнение (при 20 °C после ин-
102
кубационного периода), а затем стабилизация прочностных
свойств на определенном уровне.
Относительное удлинение не изменяется, электропровод-
ность в начале понижается, а затем остается без изменения
(при 100 °C в течение 720 ч). В интервале температур 150—
220 °C прочностные свойства повышаются, достигают мак-
симума, затем упрочнение замедляется,
постные свойства вновь повышают-
ся (особенно предел текучести),
достигая второго максимума. При
переходе ко второму максимуму от-
носительное удлинение существен-
но понижается, а электропровод-
ность возрастает.
После достижения максимальных
прочностных свойств на стадии ко-
агуляционного старения о0)2 снижа-
ется интенсивнее, чем ов, отмечает-
после чего проч-
Рнс. III. 10. Диаграмма ста-
рения сплава Д16:
I — преобладающее зонное
старение; II — преобладаю-
щее фазовое старение; III —
коагуляционное старение;
1 — начало второго повыше-
ния предела текучести,
электропроводности, сни-
жения относительного удли-
нения; 2 — максимум преде-
ла текучести поперечных ре-
кристаллизованных образцов
ен тенденция к повышению относи-
тельного удлинения.
Диаграмма старения сплава Д16,
построенная по характерным точ-
кам на кинетических кривых старе-
ния [29], приведена на рис.
ШЛО.
Исследование показало, что наи-
более чувствительна к началу обра-
зования при старении частиц мета-
стабильных фаз коррозионная стойкость: она понижается,
хотя механические свойства еще не меняются (рис. Ш.9).
Повышение сопротивления коррозии под напряжением
достигается при максимальном пределе текучести и некото-
ром переходе за максимум прочностных свойств. При этом
в структуре наблюдается равномерный распад по границам
п внутри зерен, интенсивные выделения метастабильных и
стабильных частиц фазы 5, уменьшается разность потенци-
алов между границей и зерном.
Наиболее оптимальная температура фазового старения
190 °C (рис. III.11). При более низких температурах старе-
ния требуются слишком большие выдержки, а при более
высоких — снижается уровень максимальных прочностных
свойств. Длительность старения при 190 °C, приводящая к
улучшению коррозионной стойкости, составляет 11—13 ч.
Деформация после закалки ускоряет процессы старения:
для пагартованных (5—7 %) прокаткой листов и плит вре-
103
Рис. III.11. Кинетика старения прутков диаметром 140 мм из сплава ДЮ при
190 °C:
1 — образцы продольные перекристаллизованные; 2 — поперечные нерекристалли-
вованные; 3 — продольные рекристаллизованные; 4 — поперечные рекристаллизо-
ванные
104
мя старения составляет 9 ч, а для исправленных прессован-
ных полуфабрикатов 15—17 ч.
Рекомендуемые режимы термической обработки — за-
калки и старения и средняя температура начала плавления
сплавов (температура пережога) приведены в табл. Ш.З.
Температура пережога сплава зависит от его химического
Таблица Ш.З. Режимы термической обработки промышленных
сплавов типа дуралюмин
Марка сплава Вид полуфабриката /зак, °с Режим старения ,нач 'пл ’ °C
t, СС Т, Ч
Д16, Д16ч Прессованные по- луфабрикаты, пли- ты и детали из них Холоднодеформи- рованные трубы, листы и детали из них 490—498*1 492—500*1 Комнатная 185—195 Комнатная 185—195 96 11—13*2 96 11—13 503
1163 Все виды полу- фабрикатов 492— 500*1,*3 Комнатная 185—195 96 I1—13*2 505
ВД17 Прессованные по- луфабрикаты Поковки, штам- повки 495—505 1) 165—175 II) 190—200 I) 180—190 II) 195—205 15—17 16—18 10—12 8—12 510
Д1, Д1ч Все виды полу- фабрикатов и де- тали из них 495—510 Комнатная 96 514
Д19, Д19ч Прессованные по- луфабрикаты, пли- ты и детали из них Холоднодеформи- рованные трубы, листы и детали из них 495—505 500—508 185—195 Комнатная 185—195 120—240 12—14 120—240 12—14 510
ВАД1 Все виды полу- фабрикатов и де- тали из них 498—508 Комнатная 185—195 120—240 12—14 511
Д18 Проволока, за- клепки 495—505 Комнатная 96 560
В65 То же 520—530 » 40 550
Д19П » » 502—508 Комнатная*4 240 512
*> Допускается повышение верхнего предела температуры нагрева под закал-
ку до 503 °C при содержании легирующих элементов ближе к нижнему пределу»
*2 Для направленных прессованных полуфабрикатов 15—17 ч.
*3 Длительность выдержки при нагреве под закалку плит из сплава 1163Т1 для
получения требуемого уровня вязкости разрушения должна быть в 1,5 раза боль-
ше длительности, указанной в инструкции по термообработке.
*4 Заклепки из сплава Д19П проверяются на срез после старения при 100 °C в
le'icniie 3 ч. Заклепки ставятся в конструкцию в свежезакаленном состоянии.
105
состава: для одного и того же сплава эта температура ко-
леблется в широких пределах в зависимости от содержания
легирующих элементов, главным образом тех, которые вхо-
дят в состав легкоплавких эвтектик. Так, для сплава Д16
температура пережога колеблется в пределах от 503—505
до 520—525 °C при изменении содержания легирующих эле-
ментов в пределах состава сплава [5].
Режимы искусственного старения сплавов Д16, Д16ч,
1163, Д19, Д19ч, ВАД1 и режим II для сплава ВД17 обес-
печивают повышенную коррозионную стойкость под напря-
жением при пониженной пластичности и вязкости разруше-
ния.
Технологические свойства
Сплавы Д1, Д1ч, ВАД1, Д18, В65 характеризуются хоро-
шей пластичностью в горячем состоянии Рекомендуемые
параметры ковки — штамповки сплавов системы Mg приведены ниже: А1—Си—
Марка сплава Оборудование / ° С гдеф’ с едоп’ °/о
Д1, Д1ч Пресс гидравлический 470—370 60/70
ВД17 Молот или пресс механи- 450—350 —/60
ческий
ВАД1, Д19ч Пресс гидравлический 470—350 60/60
Д16ч Молот или пресс механи- 430—350 —/50
ческий
Примечание . В числителе приведены значения для литой заготовки, в
знаменателе — для прессованной.
Прессование и прокатку проводят при температурах
>400 °C для повышения прочностных свойств.
Горячая деформация при 300—350 °C позволяет полу-
чить после закалки преимущественно рекристаллизованную
структуру с повышенной пластичностью и пониженными
прочностными свойствами по сравнению со свойствами ма-
териала с перекристаллизованной структурой.
Сплавы системы А1—Си—Mg имеют удовлетворитель-
ную пластичность в отожженном и свежезакаленном со-
стояниях.
Период времени после закалки, в котором сохраняется
удовлетворительная технологическая пластичность, увели-
чивается с понижением температуры: 1,5 ч при 20 °C; 24 ч
при 0 °C; 3 сут при —5 °C; 5 сут при —10—18 °C.
При изготовлении деталей длительного ресурса из спла-
вов Д16чТ, 1163Т деформацию в естественно состаренном
состоянии ограничивают 2 % для предотвращения сниже-
106
и ня характеристик надежности. С этой же целью для де-
талей из этих сплавов, подлежащих искусственному старе-
нию, деформацию в свежезакаленном состоянии ограничи-
вают 3 %, а в естественно состаренном состоянии 1 %.
Сплавы системы А1—Си—Mg имеют хорошую обраба-
тываемость резанием в термообработанном состоянии и по-
ниженную — в отожженном. Эти сплавы удовлетворитель-
но обрабатываются химическим фрезерованием (размер-
ным травлением).
Механические свойства
Механические свойства полуфабрикатов из сплавов типа
дуралюмин приведены в табл. III.4—III.7.
Таблица III.4. Механические свойства плакированных закаленных
и естественно состаренных листов при 20 °C
Марка сплава ов . МПа о0,2, МПа с,.%
Д16 440 295 17
Д19 430 295 16
ВАД-1 430 275 18
Таблица III.5. Механические свойства плит (/ = 30^-50 мм)
в естественно состаренном состоянии
Марка сплава Ов , МПа о0,2, МПа 6. % К, , МПа-м1/2 1с (ПД)
1163(Д) Д16чТ(Д) 430—470 430—470 315—345 315—345 11—20 11—20 37—43 31—34
Примечание. В скобках указано направление вырезки образца.
Таблица II 1.6. Механические свойства плит из сплава 1163
(/ = 50-4-90 мм) в искусственно состаренном состоянии
Направление вырезки образца Ов , МПа О0,2, МПа % , МПа-м1/2 1с
д 450—480 380—430 5—10 36—43
п 450—480 380—430 5—9 26—30
в 430-М50 370—400 2,5—5,0 20—21,5
107
Таблица Ш.7. Механические свойства прессованных профилей
из сплава Д16 в естественно состаренном состоянии
Толщина профиля, мм Структур- ное сос- тояние* EUW ‘ вв сз Е S о t 6. % ст®** МПа РЛ е> * о я о А’**, кциклы
3 Р 435 360 16 402 0,92 300
ПП 510 395 14 450 0,88 500
5 р 435 340 18 414 0,95 —
ПП 520 380 13 427 0,82
17 ПП 525 415 14 460 0,88 2900
30 ПП 570 465 12,5 410 0,72 —
* Р — рекристаллизованная структура; ПП — перекристаллизованная струк-
тура.
** Испытания проведены 3. Н. Колгановой. Выносливость определена на по-
перечных проушинах толщиной 3 мм, К^=2,6, oB=80 МПа, [=40 Гц.
Применение
Из сплавов этой группы наиболее широко применяются
Д16, Д16ч, 1163 в естественно состаренном состоянии. Из
них изготавливают основные силовые элементы планера —
панели крыла, лонжероны, балки, стыковые гребенки, об-
шивку гермокабины, основные шпангоуты, детали оперения.
Сплавы 1163 и Д16ч применяются для деталей длитель-
ного ресурса, когда требуются повышенные значения вяз-
кости разрушения. В естественно состаренном состоянии
эти сплавы применяются при рабочих температурах до
80 °C.
При более высоких температурах эксплуатации сплавы
Д16ч и 1163 используются в искусственно состаренном со-
стоянии, однако с учетом более низких значений вязкости
разрушения, выносливости, большей скорости роста трещи-
ны усталости по сравнению с соответствующими характе-
ристиками в естественно состаренном состоянии. Из спла-
ва 1163Т1 изготавливаются плиты толщиной до 90 мм.
Из сплавов Д1 и Д1ч изготавливают штамповки лопас-
тей воздушных винтов, а также различные узлы, крепле-
ния, болты и другие детали.
Сплав ВД17 применяется для лопаток компрессора дви-
гателей, работающих при температурах до 250 °C.
Свариваемый сплав ВАД1 применяют для сварных кон-
струкций, работающих при комнатной и повышенных тем-
пературах (до 2—3 ч при 250 °C, в течение нескольких со-
тен часов при 175 °C).
Из заклепочных сплавов наиболее широко применяется
сплав В65, который так же, как и сплав Д18, расклепыва-
108
Т а блица III.8. Механические свойства проволоки диаметром 8 мм,
закаленной и естественно состаренной при 20 °C
Марка сплава ов. МПа Оп,2, МПа 6. % % т„Т1, МПа
Д18П 295 165 24 50 205
В65 390 — 20 50 255
Д19П 450 275 23 42 285
ется в термически обработанном состоянии без ограничения
времени.
Заклепки также делают из сплава Д19П, который име-
ет более низкую по сравнению со сплавами Д18 и В65 тех-
нологическую пластичность, поэтому их применение огра-
ничено и имеет место в тех случаях, когда необходимы по-
вышенная прочность на срез при комнатной и повышенной
температурах.
2. Жаропрочные сплавы типа АК4—1*
Общая характеристика сплавов
Жаропрочные алюминиевые сплавы АК2, АК4 и АК4—1 по
своему химическому и фазовому составам весьма близки к
сплавам типа дуралюмин: и те и другие основаны на систе-
ме А1—Си—Mg, и основными упрочняющими фазами при
термической обработке служат фазы S-Al2CuMg и СиА12
[13]. Отличие заключается в том, что вместо марганца в
сплавах AI<2, АК4 и А1<4—1 в качестве легирующих эле-
ментов в значительных количествах содержится железо,
никель и кремний. Сплавы А1<4 и АК4—1 менее легирова-
ны по меди. Это во многом определяет изменение структу-
ры и свойств при комнатной и повышенных температурах.
Сплав АК2— один из первых жаропрочных сплавов этой
группы, долгое время его применяли для деталей авиаци-
онных двигателей. В настоящее время он практически вы-
теснен сплавами АК4 и АК4—1. Сплавы АК4 и АК4—1 бо-
лее жаропрочные, чем сплав АК2. Механические свойства
сплавов А1\4 и АК4—1 довольно близки. Сплав АК4—1 яв-
ляется модификацией сплава АК4, в котором кремния со-
держится в качестве примеси не более 0,35 % или в преде-
лах 0,10—0,25 %.
Автор: О. А. Романова.
109
Основное различие сплавов АК4 и АК4— 1 заключается
в их технологических свойствах. Сплав АК4— 1 характери-
зуется более высокими технологическими свойствами при
литье и обработке давлением (ковке, штамповке, прессова-
нии, прокатке), и поэтому он почти полностью заменяет
сплав АК4 для производства поковок и штамповок.
Химический состав сплавов, %, не более, приведен ниже:
Марка^сплава Си Mg Fe Ni
АК2 3,5—4,5 0,4—0,8 0,5—1,0 1,8—2,3
АК4 1,9—2,5 1,4—1,8 0,8—1,3 0,8—1,3
АК4— 1 1,9—2,7 1,2—1,8 0,8—1,4 0,8—1,4
АК4—1ч 2,0—2,6 1,2—1,8 0,9—1,4 0,9—1,4
Продолжение
Марка сплава Si Ti Мп Zn Прочие примеси
АК2 0,5—1,0 — 0,2 0,3 о,1
АК4 0,5—1,2 — 0,2 0,3 0,1
АК4— 1 0,35 0,02—0,1 0,2 0,3 0,1
АК4-1ч 0,1—0,25 0,05—0,1 0,1 0,1 0,2
Сплав А1<2 по содержанию меди и магния близок к
сплаву Д1 и в системе А1—Си—-Mg располагается в трой-
ной фазовой области a+CuAl2 + S.
Сплавы АК4 и АК4—1 содержат одинаковое количество
меди и магния и в системе А1—Си—Mg попадают в двух-
фазную область a+S, а избыточный магний дополнительно
насыщает a-твердый раствор. В зависимости от присутст-
вия железа, никеля и кремния фазовый состав сплавов мо-
жет существенно различаться, что приводит к изменению и
характера упрочнения.
Были проведены весьма обстоятельные исследования по
изучению фазовой природы этих сплавов, в результате ко-
торых установлено влияние железа, никеля и кремния и
изучена тонкая структура этих сплавов [6, 30].
Влияние легирующих элементов и примесей
на структуру и свойства сплавов
Железо. При добавке железа к сплаву А1—2,2 % Си —
1,6 % Mg прочностные свойства в закаленном и состарен-
ном состояниях резко снижаются. Металлографические
исследования показывают, что железо образут с медью нера-
створимое интерметаллическое соединение Cu2FeAl7, сни-
жающее концентрацию меди в твердом растворе и тем са-
мым уменьшающее эффект упрочнения в процессе закалки
и искусственного старения.
по
Никель. При добавке никеля механические свойства
сплавов изменяются, как и при добавке железа. Никель
также образует практически нерастворимую тройную фазу
с медью Al6Cu3Ni, приводящую к снижению концентрации
меди в твердом растворе.
Совместное влияние железа и
Рис. III. 12. Влияние фазы
FeNiAIg на эффекты терми-
ческой обработки сплава
АК4— I:
никеля. При одновременном введе-
нии железа и никеля механические
свойства сплавов изменяются совер-
шенно иначе. При добавлении од-
ного из элементов и при постоянном
содержании другого прочност-
ные свойства резко повыша-
ются в закаленном и соста-
ренном состояниях и достигают
максимальных значений при со-
Рис. II 1.13. Влияние фазы
FeNiAIg на длительную
прочность сплава:
1 максимальные значения:
2 минимальные АК4—1
при 175 °C и напряжении
2(>() МПа (на оси абсцисс в
скобках указаны объемные
проценты)
Рис. III.14. Влияние фазы FeNiAIg на ме-
ханические свойства и вязкость разруше-
ния сплава АК4—1
держании железа и никеля, равном примерно 1:
: 1. Железо и никель образуют тройное соединение
FeNiAIg, в котором железо и никель содержатся примерно в
равных весовых соотношениях. Появление фазы FeNiAIg
уменьшает возможность образования нерастворимых сое-
динений типа AlCuFe и AlCuNi, что увеличивает концентра-
пню меди в твердом растворе. С увеличением образования
111
фазы FeNiAlg в сплаве повышаются эффекты термической
обработки (рис. III. 12). Увеличение эффекта закалки спла-
ва можно объяснить тем, что нерастворимые частицы фазы
FeNiAlg затрудняют прохождение дислокаций. Фаза
FeNiAlg улучшает также механические свойства при повы-
шенных температурах и жаропрочность сплава. Так, при
кратковременном растяжении при 150 и 175 °C (без пред-
варительной выдержки и после выдержки в течение 100 ч)
временное сопротивление повышается с увеличением содер-
жания фазы FeNiAlg. Длительная прочность при 175 °C рез-
ко возрастает с увеличением концентрации фазы FeNiAlg с
образованием максимума (рис. III. 13). Таким образом, фа-
за FeNiAlg препятствует пластической деформации при по-
вышенных температурах.
Наряду с положительным влиянием на ряд характери-
стик сплава железо и никель оказывают отрицательное дей-
ствие на такие свойства, как пластичность, вязкость разру-
шения (Kic), работу разрушения образца с трещиной (ат.у).
Вследствие значительной гетерогенизации структуры за
счет содержания нерастворимой фазы FeNiAlg сплав АК4—
1 имеет пониженные значения вязкости разрушения.
Рис. III. 14 иллюстрирует влияние совместного содержа-
ния железа и никеля на механические свойства сплава
АК4—1, в том числе на вязкость разрушения. Увеличение
содержания никеля и железа одновременно с повышением
прочностных свойств приводит к снижению относительного
удлинения и вязкости разрушения.
Поэтому для повышения этих характеристик целесооб-
разно снизить содержание легирующих элементов железа и
никеля. Повысить прочностные свойства можно введением
небольших добавок циркония. Сплав АК4—2 с понижен-
ным содержанием железа и никеля и добавкой циркония
обладает высокими характеристиками разрушения при со-
хранении основных механических свойств при комнатной
и повышенных температурах на том же уровне, что и у
сплава АК4—1.
Кремний. Добавки кремния повышают прочностные
свойства сплавов АК4 и АК4—1. Наибольшие значения ус-
тановлены при содержании до 0,25—0,3 % Si (рис. III.15).
Кремний в этих концентрациях эффективно улучшает и
жаропрочные свойства сплавов. Так, максимальные значе-
ния длительной прочности при 200 °C и кратковременной
прочности при температурах вплоть до 300 °C имеют место
при содержании кремния в интервале 0,3—0,35 % (рис.
III.16). Показано, что небольшие концентрации кремния
112
< пижают количество вакансии и дислокационных петель,
уменьшают скорость роста зон Гинье — Престона — Баг-
рицкого и метастабильных модификаций S'-фазы [31].
Снижение жаропрочных свойств с повышением содержания
кремния связано с увеличением количества фазы Mg2Si,
малорастворимой при избытке магния. Однако при значи-
тельных содержаниях кремния (>>0,6—0,8%) длительная
прочность и сопротивление
ползучести при 300 °C снова
повышаются и при концент-
рациях кремния 1,5 % име-
ют максимальные значения,
что связано с появлением
жаропрочной фазы 117
Рис. III. 15. Влияние кремния на меха-
нические свойства сплава АК4—1 при
различных температурах старения, °C:
/ — 190; 2 — 195; 3 — 200
Рис. III. 16. Влияние кремния на
длительную прочность сплава
АК4—1 при 200 (/) и 270 °C (2)
и напряжениях соответственно
180 и 80 МПа (Т — время до
разрушения)
(Al4CuMg5Si4) и уменьшением количества фазы MgsSi.
Максимальная жаропрочность сплавов установлена в срав-
нительно узкой фазовой области «4-5+117.
Малые концентрации кремния (до 0,20—0,25%) положи-
тельно влияют на коррозионную стойкость сплава АК4—1.
Большая концентрация кремния делает сплав чувстви-
тельным к межкристаллитной коррозии, появляется склон-
ность к коррозии под напряжением. Поэтому для получения
оптимальных механических свойств и высокой коррозион-
ной стойкости содержание кремния в сплаве AR4—1 целе-
сообразно поддерживать в пределах 0,15—0,25 %, при этом
содержание примесей должно быть уменьшено (сплав
AM ~1ч).
Н Н34
113
Фазовый состав сплавов
Фазовый состав сплава АК4 — 1 следующий: основные
упрочняющие фазы при термической обработке — S-фаза
и ее метастабильные модификации. Железо и никель свя-
зываются в основном в тройную фазу с алюминием
FeNiAlg: в зависимости от избытка железа или никеля про-
тив соотношения 1 : 1 могут образовываться соответственно
фазы Cu2FeAl7 и AUCusNi. Кремний с магнием образует
фазу Mg2Si. Присутствие фаз Cu2FeAl7, Al6Cu3Ni и Mg2Si
снижает механические свойства сплавов. Фазовый состав
сплава А1<4 аналогичен фазовому составу сплава АК4—1 с
той лишь разницей, что фазы Mg2Si значительно больше и
может присутствовать четверная IF-фаза.
Основные упрочняющие фазы сплава АК2 — фазы
СпА12 и S. Никель связывается с медью и образует фазу
Al6CusNi за счет избыточных фаз СиА12 и S, не перешед-
ших в твердый раствор при нагреве под закалку. Железо
и кремний образуют тройную фазу a(AlFeSi), кремний с
магнием может образовать также фазу Mg2Si. Высокая
жаропрочность сплавов АК4 и АК4—1 определяется преж-
де всего их фазовым составом, наличием упрочняющей жа-
ропрочной фазы S-Al2CuMg, достаточно устойчивой и ме-
нее склонной к коагуляции при повышенных температурах,
чем фазы СиА12 и Mg2Si. Доказано также положительное
влияние тройной фазы FeNiAlg на жаропрочность сплава.
Меньшая легированность твердого раствора сплавов АК4
и АК4—1 способствует меньшей скорости его распада, а
следовательно, получению структуры с более тонким стро-
ением, обеспечивающей высокие механические свойства при
повышенных температурах [13]. В сплавах АК4 и АК4—1
более низкая скорость распада малолегированного твердо-
го раствора, чем у дуралюминов, позволяет также сохра-
нить большую концентрацию остаточного твердого рас-
твора.
Термическая обработка сплавов
Режимы термической обработки сплавов АК2, АК4 и
АК4—1 приведены в табл. III.9.
Повышенные температуры искусственного старения обе-
спечивают более высокий предел текучести при понижен-
ной пластичности и удовлетворительную коррозионную стой-
кость сплавов. Для снижения коробления и поводок дета-
лей сложной конфигурации с толщиной стенки до 80 мм
при термической и последующей механической обработке
114
I т б лица III.9. Режимы термической обработки сплавов АК2, АК4
н АК4—1
Марка сплава *зак’ °с Вид полуфабриката Режим старения
t, °C Т, ч
АК2 515—530 Прессованные прутки Штамповки, поковки 150—170 165—180 4—15 6—16
АК4 525—535 Прессованные полуфаб- рикаты Поковки и штамповки 165—180 I) 165—180 II) 190—200 10—16 10—16 8—12
АК4—1 525—535 Листы плакированные Прессованные профили I) 185—195 II) 185—195 I) 190—200 II) 190—200 9—12 24 12—14 [43] 24 [43]
АК4—1 525—535 Плиты горячекатаные I) 190—200 II) 190—200 7—9 24
АКЧ—1ч Поковки, штамповки I) 185—195 II) 195—200 8—12 24
охлаждение при закалке можно проводить в кипящей воде,
при этом механические свойства сплавов практически не из-
меняются [32]. По данным Н. А. Локтионовой, снижение
внутренних остаточных напряжений о0ст сплава АК4—1 в
зависимости от температуры закалочной воды /З.в опреде-
ляется следующими показателями:
/з.в. °C.................... 20 60
Пост, МПа ...............150 138
Снижение Пост, % . — 8
80 100
105 70
30 60
На рис. III. 17 и III. 18 приведены кинетические кривые
старения и изменения электросопротивления сплава АК4—
I. Анализ этих данных в свете положений, развиваемых
II. Н. Фридляндером, показывает, что кривые старения при
100, 120, 130 °C после выдержек, начиная с 1 ч и кончая
7 сут, характеризуются весьма слабым повышением вре-
менного сопротивления и предела текучести и практически
иг изменяющимся относительным удлинением. Отношение
«Чц/сгв имеет сравнительно низкие значения (0,60—0,65),
•но характерно для зонной стадии старения.
Однако на электронных микрофотографиях, полученных
< образцов, состаренных при 130 °C, обнаружены следы вы-
|глений по границам зерен и по отдельным зернам. Следо-
п.и елыю, при этих температурах имеет место и фазовое
• 1 ярение, которое, по-видимому, играет меньшую роль в
упрочнении сплава по сравнению с зонной стадией.
м* 115
Рис. III.17. Кинетические кривые старения сплава АК4—1 при тем-
пературах, °C:
1 — 100; 2 — 120; 3 — 130; 4 — 150; 5 — 160; 6 — 170; 7 — 180; 8 — 190;
5 — 200; /0 — 210; // — 220
Рис. Ш.18. Изменение электросопротивления сплава
АК4—1 при различных режимах старения. Обозначение
кривых то же, что и на рис. Ш.17
116
Таблица III.10. Коррозионная стойкость под напряжением сплава
ЛК4—1 при разных режимах старения
Режим старения Время до разрушения, сут Режим старения Время до разрушения, сут
t, °C т, ч t, °C т, ч
170 10 16 5 6 195 5 16 24 61 90 90
185 10 16 24 8 5 90 200 5 10 16 24 11 90 90 90
При 150, 160 и 170 °C за время старения от 1 до 96 ч
наблюдается постепенное повышение прочностных свойств
без достижения максимальных значений и некоторое сни-
жение относительного удлинения.
Отношение 00,2/сгв возрастает и становится равным 0,7.
Удельное электросопротивление несколько снижается. Рас-
пад твердого раствора становится более интенсивным, что
указывает на дальнейшее развитие фазового старения. Од-
нако при 150—170 °C сохраняется неравномерность рас-
пада.
В процессе старения при 180, 195, 200, 210 и 220 °C до-
стигаются максимальные значения <тв и <Jo,2 и минимальная
пластичность. Поэтому отношение оо.г/ов имеет максималь-
ное значение (0,9). Электросопротивление резко падает, что
указывает на интенсивный процесс выделения метастабиль-
пой фазы из твердого раствора. Электронно-микроскопиче-
ские исследования показывают, что распад твердого рас-
твора при этих температурах протекает по всем зернам и с
выделением фазы в виде пластинок.
На нисходящей ветви кривой зависимости ов и о0,2 от
времени выдержки имеет место коагуляция продуктов рас-
пада. О. А. Романова и В. С. Комиссарова изучили изме-
нение коррозионной стойкости под напряжением сплава
ЛК4—1 в зависимости от режима старения (табл. III. 10).
Сплав А1\4—1 при режимах старения, не обеспечиваю-
щих максимальных значений ов и 00,2, имеет низкую кор-
розионную стойкость под напряжением, а при режимах,
по шоляющих получить максимальные прочностные свойст-
ва,— высокую. Это можно объяснить, используя результа-
ты электронно-микроскопических исследований. Низкая
коррозионная стойкость сплава обусловлена неравномер-
ным распадом твердого раствора при старении, а высокая
117
коррозионная стойкость достигается, когда распад твердо-
го раствора имеет место не только по границам зерен, но
и по всему объему зерен.
Механические свойства сплавов
Сплавы АК4 и АК4—1 по механическим свойствам при ком-
натной температуре уступают сплаву Д16 и превосходят
последний по жаропрочности при температурах вплоть до
300 °C. Из-за отсутствия марганца сплавы не обладают
пресс-эффектом. Механические свойства прессованных, ко-
ваных и катаных полуфабрикатов довольно близки (табл.
Ш.Н).
На рис. III. 19 приведены зависимости механических
свойств ковано-катаных плит из сплава АК4—1 при ком-
натной и повышенных температурах от продолжительности
нагрева. Видно, что прочностные свойства плит не снижа-
ются после нагрева в течение 20 000 ч при 125 °C. Нагрев
при 150 и 175 °C понижает прочностные характеристики по-
луфабрикатов на 8—10 и 20 % соответственно.
Значения пределов ползучести ковано-катаных плит, по-
ковок, штамповок и массивных профилей из сплава АК4—1
на 15—20 % больше, чем у листов.
Деформация сплава АК4—1, осуществляемая после за-
калки и искусственного старения, повышает временное со-
противление и предел текучести, снижает относительное уд-
линение и сопротивление ползучести. Поэтому деформация
при изготовлении изделий из этого сплава, работающих
при повышенных температурах, должна быть минимальной,
или ее влияние необходимо учитывать при расчете рабочих
нагрузок на деталях (табл. III. 12).
Таблица Ш.Н. Типичные механические свойства полуфабрикатов
из сплавов АК2, АК4 и АК4—1
Марка сплава Вид полуфабриката <тв, МПа о0,2, МПа 6. %
АК2 Штамповки, паковки 400 300 9
АК4 Прессованные прутки 400 290 7
Штамповки, поковки 440 320 7
АК4—1 Прессованные прутки 440 330 6
Штамповки, поковки 420 320 8
Листы плакированные 400 300 8
Прессованные прутки 420 330 9
Ковано-катаные плиты 430 340 8
118
Рис. III. 19. Зависимость механических свойств плит из спла-
ва АК4—1 от длительности нагрева при 20 °C (а) и повы-
шенных температурах, °C:
/—125; 2—150; 3 — 175; 4—195
Выносливость гладких образцов всех видов полуфабри-
катов из сплава АК4—1 не ниже выносливости аналогич-
ных полуфабрикатов из сплава Д16 (табл. III. 13).
Способность к торможению разрушения у сплава
ЛК4—1 на 25—40% больше, чем у сплавов Д16Т1 и
В95Т1, но на 30—40 % меньше, чем у сплава Д16 в естест-
венно состаренном состоянии.
Гехнологические свойства
Сплавы АД2, АК4 и АК4—1 при литье склонны к образо-
ванию грубых первичных выделений фаз, содержащих же-
лезо и никель и имеющих форму игл и пластинок. На
поверхности готовых изделий с такой структурой при меха-
119
Таблица III.12. Влияние холодной деформации на механические
свойства сплава АК4—1
Вид полуфаб- риката 8*, % СО Е S сГ to га Е S и о б, % Напряже- ние, МПа еост’ при ползучести
175 °C, 100 ч 150 °C, 1000 ч
Листы 0 365 415 7,5 180 0,170 0,140
1 405 420 7,0 180 0,330 —
2 410 425 7,0 180 0,350 0,340
3 420 435 5,5 — —
Плиты 0 360 405 7,0 210 0,080 —
I 390 415 5,0 210 0,170 —
2 415 425 3,5 210 0,320 —
* Степень деформации после закалки и искусственного старения.
нической обработке наблюдается выкрашивание. Во избе-
жание образования первичных фаз температуру литья под-
держивают не ниже 720—730 °C, причем подогревают весь
литейный инструмент.
Сплавы АК2, АК4 и АК4—1 имеют хорошую пластич-
ность при горячей обработке давлением (ковке, штампов-
ке, прокатке, прессовании). Температурный интервал горя-
Таблица III.13. Предел выносливости О—! различных
полуфабрикатов из сплава АК4—1 (Э. М. Радецкая)
Вид полуфабриката Вид нагружения Вид образца МПа, на базе испытаний
2-10" 2-10’ to
Массивный профиль * Консольный изгиб Гладкий С надрезом, ак= = 2,2 150 100 120 80 100 70
Плита ковано- Консольный изгиб Г ладкий 150 130
катаная Чистый изгиб Г ладкий С надрезом ак= = 2,2 140 85 130 70 —
Лист плаки р о- Пульсирующее Гладкий НО 105 100
ванный растяжение С отверстием, &/d=5, ак=2,3** 80 75 70
* Предел выносливости на базе 108 равен 100 МПа.
** b—ширина образца, мм; d — диаметр отверстия, мм; <ХК—теоретический
коэффициент концентрации.
120
чей деформации сплавов АК2 и АК4 350—450 °C, сплава
ЛК4—1 350—470 °C. Ковка и штамповка сплавов могут
производиться как под молотами, так и прессами; допус-
тимая деформация за один нагрев при деформации под мо-
лотами составляет 50 %, а под прессами 70—60 % •
Сплавы АК4 и АК4—1 характеризуются низкими степе-
нями критических деформаций (2—4 %). Поэтому для пре-
дотвращения образования крупнозернистой структуры пе-
ред нагревом следует избегать таких деформаций. Полу-
фабрикаты из этих сплавов можно сваривать точечной и
роликовой сваркой. Сплавы хорошо поддаются обработке
резанием. Коррозионная стойкость сплавов удовлетвори-
тельная. Для повышения защиты от коррозии детали в кон-
струкциях из сплавов АК2, АК4 и АК4—1 подвергаются
анодированию, оксидированию и покрываются лакокрасоч-
ными материалами.
Применение
Благодаря избыточному количеству твердых фаз, содержа-
щих железо, никель, сплавы АК2, АК4 и АК4—1 имеют низ-
кий коэффициент трения, а изделия из них характеризуют-
ся высокой износостойкостью. Из этих сплавов делают де-
тали двигателей внутреннего сгорания. Такие детали, как
поршни, сепараторы и др., изготовляемые ранее из сплава
АК2, в настоящее время делают из сплава АК4, как из на-
иболее жаропрочного. Сплав АК4 применяют для изготов-
ления поршней двигателей внутреннего сгорания. Сплав
АК4—1 в виде поковок и штамповок широко используют
для деталей реактивных двигателей (крыльчатки, колеса,
компрессоры, заборники, диски, лопатки). Кроме того,
сплав АК4—1 применяется в самолетостроении для новых
сверхзвуковых машин как основной конструкционный ма-
териал в виде плит, листов, поковок и штамповок, а так-
же прессованных профилей.
Глава IV. ВЫСОКОПРОЧНЫЕ СПЛАВЫ
АЛЮМИНИЯ С ЦИНКОМ, МАГНИЕМ И МЕДЬЮ* 1
Общая характеристика сплавов
Сплавы на основе системы А1—Zn—Mg—Си характеризу-
ются наивысшей прочностью (до 750—800 МПа в долевом
направлении для прессованных полуфабрикатов) среди
1 Авторы: II. Н. Фридляндер, Е. И. Кутайцева, О. Г. Сенаторова,
I X. Ткаченко.
121
алюминиевых сплавов. Они имеют особенно высокий пре-
дел текучести, который на 40—50*% выше, чем у сплавов
типа Д16 в естественно состаренном состоянии Т.
Развитие высокопрочных сплавов началось с открытия
в 1923—1926 гг. немецкими учеными Зандером и Мейсне-
ром чрезвычайно высокого эффекта закалки и старения в
трехкомпонентных сплавах А1—Zn—Mg. В 1935—1936 гг.
в СССР П. Я. Сальдау и М. И. Замоторип разработали
сплав ЦМ, содержащий 5,6 % Zn и 5,4 % Mg, с прочностью
около 590 МПа. Однако сплав был подвержен в сильной
/£ / 2 3 4 5 6 7 Мд,% AL 1 2 3 4 5 6 7 Мд,%
Рис. IV. 1. Сечение изотермического тетраэдра Al—Zn—Mg—Си (6 %Zn)
при 460 (а) и 200 СС (б) [2]:
1 — сплав В95; 2 — сплав В93
степени коррозионному растрескиванию, даже при вылежи-
вании на воздухе.
Учитывая положительное действие меди на коррозион-
ную стойкость, Б. Е. Воловик предложил в 1939 г. отечест-
венный высокопрочный четырехкомпонентный сплав си-
стемы А1—Zn—Mg—Си, содержащий 6 % Zn, 2,5—3,5 % Mg,
3,5—4,5 % Си. При этом он исходил из предположения,
что основным упрочнителем является соединение
T(Cu2Zn3Mg4 или Cu5Zn8Mg10), образующееся в системе
Си—Zn—Mg. Однако такой подход к выбору четверного
сплава не оправдался.
Д. А. Петров, Н. Д. Нагорская, Г. В. Кизелевич-Келе-
вич, В. Юм-Розери и др. [1, 2] показали, что в алюминие-
вом углу тетраэдра А1—Zn—Mg—Си имеются области
непрерывных рядов четверных твердых растворов, обозначен-
ных фазами Т, М, Z. Фазу Т (AIZnMgCu) образуют изо-
морфные фазы 7(A12Mg3Zn3) и 7(Al6CuMg4) из систем
Al—Zn—Mg и Al—Си—Mg, фазу Af(AlMgZnCu)—изо-
морфные фазы Tj(MgZn2) и £7(AlCuMg) из систем Mg—Zn
и Al—Си—Mg. С областью алюминиевого твердого раство-
ра ад1 сосуществуют фазы 0(CuA12), S(Al2CuMg), Al (Al
MgZnCu), T(AlZnMgCu) и Z(AlCuMgZn) (рис. IV.l).
122
В дальнейшем исследования системы А1—Zn—Mg—Си
с целью разработки промышленных сплавов выполнялись
коллективом специалистов под руководством И. Н. Фрид-
ляндера [3—5].
В начале 40-х годов был разработан сплав В95 (табл.
IV. 1). Он нашел широкое промышленное применение как
высокопрочный сплав и до настоящего времени наряду со
сплавом Д16Т является основным конструкционным мате-
риалом авиационной техники.
В 1956 г. И. Н. Фридляндер и Е. И. Кутайцева создали
более прочный сплав В96Ц, в который впервые в мировой
практике был введен цирконий вместо марганца и хрома.
Это позволило повысить пластичность и улучшить прокали-
ваемость высокопрочных сплавов. Позднее были разрабо-
таны еще два сплава с цирконием — самый прочный сплав
В96Ц—1 (в основном для прессованных полуфабрикатов)
и несколько менее легированный, ковочный сплав В96Ц—3
с высокой технологической пластичностью.
В 1957 г. для изготовления массивных поковок и штам-
повок создан оригинальный отечественный сплав В93, кото-
рый легирован небольшим количеством железа взамен тра-
диционных элементов — антирекристаллизаторов марганца,
хрома, циркония. Это обеспечило повышенную прокаливае-
мость и однородность прочностных свойств во всех направ-
лениях при хорошей технологичности литья, ковки, штам-
повки.
Специально для заклепок разработан сплав В94, обла-
дающий хорошей расклепываемостью в искусственно соста-
ренном состоянии и сопротивлением срезу в расклепанном
состоянии.
По сравнению со среднепрочными сплавами высокопроч-
ные сплавы менее пластичны и более чувствительны к над-
резам, перекосам, что необходимо учитывать при обработ-
ке деталей и сборке конструкций из них. При применении
сплавов следует тщательно подходить к конструированию
деталей: выбирать формы с минимальными концентрато-
рами напряжений, с большой плавностью переходов при
изменении сечения, уменьшать эксцентриситеты.
Высокопрочные сплавы не теплопрочны и при длитель-
ной эксплуатации их можно использовать до температур
не выше 100—120 °C.
На первом этапе применения основных высокопрочных
сплавов В95 и В93 главное требование, предъявляемое к
ним, состояло в обеспечении максимальной статической
прочности С учетом этого был установлен химический со-
123
ST
s
S’
Q
ЩСО
124
став сплавов с довольно широкими допусками на содержа-
ние примесей железа и кремния и режим термообработки
Г1, отвечающий фазовой стадии старения [4]. При этом
полуфабрикаты из таких сплавов обычной чистоты по при-
месям в состоянии Т1 имели ряд недостатков, к числу ко-
торых следует отнести склонность к коррозионному рас-
трескиванию и расслаивающей коррозии, большую чувстви-
тельность ко всякого рода концентраторам напряжений,
пониженную пластичность и статическую выносливость.
Однако в дальнейшем (примерно в 60-е годы) обостри-
лась проблема надежности, долговечности, экономичности
современной техники, что существенно изменило подход к
оценке работоспособности высокопрочных сплавов. Они
юлжны обладать оптимальным комплексом свойств: высо-
кая прочность должна сочетаться с высоким сопротивлени-
ем коррозии и усталости и с достаточно высокими значе-
ниями характеристик пластичности и трещиностойкости,
введенных в расчеты при проектировании самолетных кон-
струкций по новому принципу «безопасной повреждаемо-
сти».
Поэтому для дальнейшего надежного и эффективного
применения высокопрочных сплавов были разработаны но-
вые модификации с ограниченным содержанием примесей
железа и кремния (а для сплава В95 с одновременным сни-
жением концентрации цинка) — сплавы В95пч, В95оч и
В93пч повышенной и особой чистоты. Это позволило суще-
ственно повысить пластичность и трещиностойкость при со-
хранении статической прочности и некотором увеличении
сопротивления малоцикловой усталости.
Задача кардинального повышения стойкости к корро-
зии под напряжением и расслаивающей коррозии при до-
полнительном увеличении сопротивления разрушению спла-
вов была решена в результате разработки новых двухсту-
пенчатых режимов коагуляционного старения Т2 и ТЗ. Эти
режимы называют также смягчающими, так как они приво-
дят к небольшому разупрочнению (на 10—15%) по срав-
нению с режимом Т1.
По коррозионной стойкости сплавы В95пч, В95оч и
ВОЗпч в состояниях Т2 и ТЗ значительно превосходят спла-
вы типа дуралюмин.
Закономерности изменения свойств сплавов
системы А1—Zn—Mg—Си
Закономерности изменения свойств сплавов двойных, трой-
ных систем и четверной системы Al- Zn—Mg—Си при по-
125
стоянном содержании цинка 4; 7 и 10%, марганца 0,35 %
и хрома 0,17 % подробно изучены И. Н. Фридляндером,
Е. И. Кутайцевой с сотрудниками [3, 4].
Отожженное состояние. Прочность сплавов А1—Zn—
Mg—Си в отожженном состоянии примерно равна проч-
ности сплавов А1—Zn—Mg и для указанных концентраций
цинка и магния находится в пределах 200—250 МПа.
Введение меди повышает прочность на 20—50 МПа и
практически не ухудшает технологические свойства спла-
вов. В зависимости от содержания магния прочность спла-
вов А1—Zn—Mg—Си изменяется примерно так же, как и в
случае тройных сплавов А1—Zn—Mg. При некотором повы-
шении концентрации магния прочность растет, затем сни-
жается, проходит через минимум и вновь повышается. Наи-
меньшую прочность имеют сплавы с 1,5—3 % Mg. Такая
концентрация магния желательна для получения сплавов
с высокой пластичностью в отожженном состоянии. Чем
больше в сплаве цинка и меди, тем при больших содержа-
ниях магния наблюдается минимум прочности в отожжен-
ном состоянии.
Свежезакаленное состояние. Основной прирост прочно-
сти сплавов А1—Zn—Mg—Си в свежезакаленном состоянии
достигается при увеличении содержания магния, цинка и
меди в твердом растворе. При появлении вторых фаз за
пределами растворимости прочность также несколько воз-
растает с повышением общей легированности сплава, а за-
тем либо остается без изменения, либо снижается (рис.
IV.2). Обширная группа сплавов характеризуется макси-
мальной и примерно равной прочностью (свыше 450 МПа).
Все эти сплавы находятся в гетерогенных областях a+S,
ce-rS-|-T, a-f-T. Несколько большую прочность имеют спла-
вы, расположенные в области a-pS-f-T. В пределах обла-
сти твердого раствора прочность растет от сплавов А1—
Си—Zt] к сплавам А1—Zn—Mg. Следовательно, прирост
прочности в свежезакаленном состоянии в большей степе-
ни осуществляется за счет увеличения содержания в спла-
вах магния, чем меди. Однако так же, как и магний, медь
вызывает существенное упрочнение в свежезакаленном со-
стоянии. Цинк значительно слабее влияет на прочность све-
жезакаленных сплавов. При большем содержании магния
и меди увеличение содержания цинка приводит даже к по-
нижению временного сопротивления, относительное удли-
нение либо не меняется, либо растет при изменении концен-
трации магния, цинка и меди в пределах области твердого
раствора и вблизи нее. При переходе в гетерогенные обла-
126
Гт IV.2. Временное сопротивление ов, МПа, сплавов Al—Zn—Mg—Си (0,4%
Мп; 0,2 % Сг) в свежезакаленном состоянии (температура закалки 465 °C):
а — 4 % Zn; 6 — 7 % Zn
127
Рис. IV.3. Временное сопротивление Ов, МПа, сплавов Al—Zn—Mg— Си (0,4 % Мп;
0,2 % Сг) в состоянии полной термической обработки Т1 (заштрихованы области
сплавов максимальной прочности, линиями соединены сплавы равной прочности)"
а — 4 % Zn; 6 — 7% Zn; в— 10% Zn
128
ст» относительное удлинение падает при увеличении содер-
жания меди и магния.
Таким образом, как и в случае тройных А1—Zn—Mg или
двойных А1—Mg сплавов, подтверждается высокая пла-
стичность пересыщенных твердых растворов и возможность
роста пластичности при увеличении их концентрации.
Закаленное и состаренное состояния. По мере роста со-
держания меди и магния прочность сплавов повышается до
максимума, а затем снижается (рис. IV.3). Наибольшая
прочность достигается за пределами максимальной раство-
римости в областях a-pS, и а-фТ.
С увеличением концентрации цинка происходит некото-
рое смещение сплавов максимальной прочности из областей
a-f-S и a-|-S4-T в область аЦ-Т. В сплавах с 4 % Zn мак-
симальная прочность равна 590—600 МПа и достигается
при 5,5 % Mg и 1,5—2,5% Си; сплавы с 7 % Zn имеют мак-
симальную прочность 720—740 МПа при 2—3 % Mg и
1,5—2,0 % Си, а для сплавов с 10 % Zn временное сопро-
тивление 800 МПа достигается при 3—5 % Mg и 0,5—
1,0% Си.
При постоянном суммарном содержании в сплаве меди
и магния временное сопротивление постепенно растет по
мере перехода от сплавов А1—Си—Zn к сплавам А1—Zn—
Mg.
Сплавы равной прочности при 7 и 10 % Zn располагают-
ся в концентрационном четырехугольнике в области твер-
дого раствора параллельно сплавам А1—Си—Zn. Следова-
тельно, увеличение концентрации меди дает меньший при-
рост временного сопротивления, чем повышение содержания
магния. Предел текучести сплавов системы А1—Zn—
Mg—Си (при 0,4 % Мп и 0,2 % Сг) меняется в основном
с той же закономерностью, что и временное сопротивление.
Наиболее быстрый прирост 00,2 вызывают первые добавки
магния. Так, введение 0,5 % Mg в сплав А1—7 % Zn при-
водит к увеличению предела текучести с 70 до 300 МПа,
при 1,5 % Mg do,2 повышается до 530 МПа, а при 3 % Mg-
до 680 МПа. Добавки меди в сплавы А1-—Zn—Mg способ-
ствуют дополнительному росту предела текучести. Относи-
те чьное удлинение сплавов понижается с увеличением со-
хержания цинка и магния.
По абсолютным значениям эффект старения сплавов
Al 7п—Mg—Си в два-три раза превосходит эффект за-
калки. Он обеспечивается в основном фазами, содержащи-
ми цинк и магний (MgZn2, TaizhMs). Медь практически ос-
тается в пересыщенном твердом растворе при содержаниях
129
6—9 % Zn (эффект старения 10—30 МПа) и участвует в про-
цессах старения благодаря выделениям фаз S(Al2CuMg)
или 0(CuA12) при содержании 4 % Zn (эффект старения
60—70 МПа).
Таким образом, уровень прочности четверных сплавов
определяется в основном содержанием цинка и магния. Од-
новременно эти элементы снижают пластичность, сопротив-
Рис. IV.4. Влияние цинка на
свойства сплава Л1 — 2 % Mg —
1,5 % Си — 0,4 % Мп — 0,2 % Сг
в состоянии Т1 [3] (N — число
циклов до разрушения при
о v=0,7o^ и v=0,17 Гц)
max в
Рис. IV.5. Влияние магния на
пластичность сплавов А1—Zn—
Mg—Си, в состоянии Т1 [5, с. 15]:
1 — Л1 — 10% Zn —1,5% Си —
0,13 % Zr; 2 — Al— 8% Zn —
1,5 % Си —0,13% Zr; 3 —Al —
8 % Zn — 2,0 % Си — 0,13 % Zr;
4 — Al — 8% Zn—1,0% Си —
0,13 % Zr
ление малоцикловой усталости (рис. IV.4), а по данным ра-
боты [6], и трещиностойкость (Aic и др.). Пластичность
наиболее заметно понижается при концентрации магния
выше 2,5 % (рис. IV.5).
Медь, вызывая дополнительное упрочнение, при концен-
трациях до ~2 % и содержании 6—10 % Zn дает существен-
ное повышение сопротивления коррозионному растрескива-
нию, малоцикловой усталости и пластичности (рис. IV.6).
По данным работы [7], она также повышает сопротивление
росту трещин усталости, особенно во влажной атмосфере.
130
Дальнейшее увеличение концентрации меди (>2 %)
приводит к ухудшению свойств сплавов в результате обра-
зования частиц избыточной фазы S, а также к появлению
выделений фазы S (или 0) при процессах старения.
Фазовый состав сплавов
Основной фазой-упрочнптелем
при термической обработке про-
мышленных сплавов В95 и В93
является фаза M(MgZn2); опре-
деленную роль может играть фа-
за 7(Al2Zn3Mg3), так как при
температуре старения фигуратив-
ная точка сплава находится
вблизи границ областей ccai 4-S-|-
4-М и ад1 -J-S-bM-J-T (см. рис.
IV.1). Упрочняющими фазами в
более легированных сплавах ти-
па В96Ц являются фазы Т и М.
Считают [8], что в выделени-
Рис. IV.6. Влияние меди на
свойства сплава AI — 6 % Zn —
2 % Mg в состоянии Т1 [3] (N —
число циклов до разрушения
при атаХ=0-7а^ и *v=0,17 Гц;
X — время до разрушения образ-
цов при испытании на коррозию
под напряжением
ях при старении, включая зоны
ГП, частично растворяется медь,
заменяющая цинк. Поэтому фа-
зы-упрочнители обозначают и как
M[Mg(CuZn)2] и T(MgZnAlCu).
Медь также может привести к
образованию фазы выделения
S(Al2CuMg) и менее вероятно — фазы 0(СнА12).
Влияние марганца, хрома, циркония и железа
на свойства сплавов А1—Zn—Mg—Си
Переходные металлы — марганец, хром, цирконий и желе-
зо— оказывают большое влияние на структуру, механиче-
ские, коррозионные и технологические свойства алюминие-
вых сплавов, хотя их содержание в сплавах не превышает
десятых долей процента. Это объясняется особенностями
взаимодействия марганца, хрома, циркония и железа с
алюминием, связанными с их растворимостью в алюминии.
При быстрой кристаллизации и охлаждении слитков не-
прерывного литья происходит закалка из жидкого состоя-
ния и образуется твердый алюминиевый раствор, пересы-
щенный этими элементами. Неравновесная растворимость
переходных металлов в зависимости от реальной скорости
охлаждения при кристаллизации может существенно пре-
>•
131
Таблица IV.2. Максимальное пересыщение твердых растворов
двойных сплавов [8]
Система Тип диаграммы состояния Равновесная растворимость, % (по массе) Раствори- мость*, % (по массе)
предель- ная при 427° С
А1—Мп Эвтектическая 1,8 0,20 15
А1—Сг Перитектическая 0,85 0,30 10
Al—Zr » 0,28 0,05 2,5
Al—Fe Эвтектическая 0,05 0 8,4
* Максимальная неравновесная при закалке из жидкого состояния.
вышать максимальную равновесную растворимость (табл.
IV.2).
В результате неравновесной кристаллизации распреде-
ление элементов по объему дендритной ячейки неоднород-
но. В эвтектических системах А1—Мп и А1—Fe содержание
переходных металлов возрастает от центра к периферии.
В системах перитектического типа А1—Сг и А1—Zr пере-
ходными металлами обогащен центр дендритной ячейки.
При температурах гомогенизации, горячей деформации
или закалки (400—500 °C) растворимость переходных ме-
таллов в алюминии ниже, чем максимальная равновесная
и тем более неравновесная, поэтому происходит распад пе-
ресыщенного при кристаллизации твердого раствора. В ре-
зультате образуются дисперсные частицы интерметаллидов
(которые иногда называют дисперсоидами).
В сплавах с марганцем размер частиц А16Мп составляет
0,2—1 мкм. Выделения фазы с хромом (СгА17) имеют раз-
мер десятых долей микрометра. Выделения интерметалли-
дов алюминия с цирконием (AlZr или AUZr) имеют разме-
ры около сотых долей микрометра [9]. По данным О. А. Се-
тюкова, В. С. Золоторевского, размеры частиц FeAh состав-
ляют 0,7—0,9 мкм. Эти дисперсные интер мета л лиды слу-
жат одним из важных факторов, определяющих темпера-
туру рекристаллизации алюминиевых сплавов.
Пересыщенные твердые растворы двойных систем мар-
ганца, хрома и циркония в алюминии различаются по устой-
чивости и скорости коагуляции продуктов распада. Наибо-
лее устойчив твердый раствор циркония в алюминии. Коа-
гуляция продуктов распада в сплавах А1—Zr идет медленнее.
132
чем в сплавах А1—Мп и А1—Сг. Наименее устойчив
твердый раствор марганца в алюминии. Твердый раствор
хрома в алюминии занимает промежуточное положение
[10].
Марганец, хром, цирконий и железо повышают темпе-
ратуру рекристаллизации и прочностные характеристики
алюминиевых сплавов, особенно прессованных полуфабри-
катов (пресс-эффект) [3, 10]. Однако характер влияния
этих металлов на свойства сплавов может существенно из-
меняться в зависимости от формы их присутствия в сплаве
(дисперсные частицы, в твердом растворе, дислокационной
Рис. IV.7. Влияние марганца на
свойства сплава В95 в различных
состояниях:
а — отожженное (?) и свежезака-
ленное (2); б — состояние Т1
структуры деформированно-
го полуфабриката, степени
распада твердого раствора ос-
новных легирующих компонен-
тов (магния, цинка, меди) в
алюминии). Подробно эти во-
просы изложены в работах
[3, 10, 11].
Рис. IV.8. Изменение эффектов за-
калки (1) и старения (2) в зависи-
мости от содержания марганца в-
сплаве B95
На рис. IV.7 и IV.8 показано влияние марганца на ме-
ханические свойства сплава типа В95 [3]. При содержании
до 0,2 % Мп механические свойства не изменяются. Резкое
повышение прочности и снижение пластичности наблюда-
ются при увеличении содержания марганца с 0,2 до 0,4 %.
При дальнейшем возрастании количества марганца свойст-
ва сплава изменяются менее интенсивно.
При повышении концентрации марганца до 0,6 % вре-
менное сопротивление сплава В95 в свежезакаленном со-
стоянии возрастает с 274 до 412 МПа. Прочность сплава в
133
отожженном состоянии при этом возрастает менее интен-
сивно (на 59 МПа) (рис. IV.7,а).
Введение марганца повышает и эффекты закалки и ста-
рения. Эффект закалки возрастает при содержании в спла-
вах марганца от 0,2 до 0,6%, эффект старения достигает
максимума при 0,4'% Мп, а затем снижается (рис. IV.7,б).
Максимум эффекта старения имеет место при меньших
концентрациях марганца, чем максимум эффекта закал-
ки. Введение марганца оказывает примерно одинаковое
влияние на изменение эффектов закалки и старения: мак-
симальный прирост эффекта закалки 58 МПа, а эффекта
старения 51 МПа.
Максимальное увеличение эффекта полной термической
обработки наблюдается при 0,6 % Мп и составляет 98МПа.
Термически обработанные прессованные прутки из спла-
ва типа В95 без марганца и при содержании 0,2 % Мп име-
ют крупное равноосное рекристаллизованное зерно, при
0,4—0,6 % Мп структура нерекристаллизованная: зерно
имеет вытянутую форму и резко ориентировано вдоль на-
правления прессования [3].
Влияние хрома на механические свойства сплава В95 в
основном аналогично влиянию марганца, однако хром дей-
ствует примерно в два раза эффективнее, и поэтому для
достижения того же уровня свойств концентрация его в
сплаве должна быть в два раза меньше, чем марганца. При
введении до 0,1 % Сг свойства сплава В95 изменяются мало.
Резкое повышение временного сопротивления и снижение
пластичности наблюдается при росте содержания хрома в
сплаве с 0,1 до 0,2%. Влияние хрома на свойства сплава
В95Т1 [3] иллюстрируют приведенные ниже данные:
Содержание Сг, % <7В, МПа 6. % %
0 529 21,1 38,0
0,1 550 20,5 36,5
0,2 644 11,9 14,5
0,3 630 11,4 15,1
Эффект закалки с введением в сплав хрома существен-
но и непрерывно растет. В соответствии с этим изменяется
прочность свежезакаленных сплавов, относительное удли-
нение снижается почти в два раза. Эффект старения дости-
гает максимума при 0,2 % Сг. Прирост эффекта старения
от введения в сплав хрома не превышает 39 МПа, а эффек-
та закалки 69 МПа. Наибольший прирост прочности за счет
эффектов закалки и старения наблюдается при введении
0,3 % Сг и составляет 97 МПа, в том числе 72,5 МПа в ре-
134
зультате эффекта закалки и 24,5 в результате эффекта ста-
рения. Как и в случае добавки марганца, прирост прочно-
сти прессованных прутков при введении в сплав хрома за
счет изменения эффектов термической обработки примерно»
в два раза больше, чем для сплава в отожженном состоя-
нии.
При содержании в сплаве хрома более 0,1 % структура
изменяется от полностью рекристаллизованной до полно-
стью нерекристаллизованной.
Исследования влияния марганца и хрома на кинетику
старения сплава типа В95 показали, что марганец и хром
ускоряют процессы старения
сплава. Максимум прочности
достигается значительно бы-
стрее в сплавах с хромом или
с хромом и марганцем, чем в
сплавах без этих добавок.
В случае старения при
20 °C временное сопротивление
непрерывно возрастает в тече-
ние 48 ч, а относительное уд-
линение практически не меня-
ется.
Старение при 140 °C дает
первый максимум на кривых
прочности после выдержки в
течение 30 с и второй макси-
мум при выдержке от 8 до
24 ч. У сплавов с добавками
Рис. IV.9. Влияние марганца и хро-
ма на коррозионную стойкость пол
напряжением сплавов системы А1 —
6 % Zn — 2 % Mg — Си в состоянии)
Т1 при переменном содержании ме-
ди [3]:
/ — сплав с 0,35 % Мп и 0,12 % Сг;
2 — сплав без Мп и Сг
марганца и особенно хрома
(или с добавками обоих металлов) прочность при втором
подъеме увеличивается быстрее, чем у сплава без этих до-
бавок, а максимум на кривой прочности достигается бы-
стрее.
Старение при 180 °C в течение 24—48 ч приводит к су-
щественному снижению (в 2—3 раза) эффекта упрочнения
сплава за счет присутствия марганца и хроЖа, так как при
этом режиме происходит значительный распад твердого рас-
твора магния, цинка и меди в алюминии, сопровождающий-
ся укрупнением (коагуляцией) упрочняющих частиц фазы
7п—Mg [3, 10]. Как и в отожженном сплаве, упрочняющее
тействие частиц переходных металлов при перестаривании
существенно ослабляется.
Добавки марганца и хрома положительно влияют на
коррозионную стойкость сплава В95 в состоянии Т1 (рис.
1V.9) [3].
135
Как уже отмечалось, хром и марганец действуют при-
мерно в одном направлении, и поэтому можно использо-
вать один из этих элементов. Однако опыт показывает, что
целесообразнее вводить в сплав оба компонента, но соот-
ветственно в меньшей концентрации каждого из них, так
как в сплавах, содержащих добавки только хрома или
только марганца, появляется склонность к образованию в
слитках первичных включений их интерметаллидов [3],
ухудшающих пластичность и вязкость разрушения сплавов.
Кроме того, у сплавов с повышенным содержанием хро-
ма усиливается склонность к коррозии, что подтверждает
опыт эксплуатации американского сплава 7075 (аналог
сплава В95, но содержащий только добавку 0,18—
0,40 % Сг, вместо 0,2—0,6 % Мп и 0,1—0,25 % С г в сплаве
В95) [12], а также ухудшается прокаливаемость.
При разработке высокопрочного сплава В96Ц было
впервые показано, что цирконий обеспечивает (по сравне-
нию с марганцем и хромом) более высокую пластичность
и вязкость сплавов системы А1—Zn—Mg—Си.
Количество циркония в сплаве для получения необходи-
мых механических свойств находится в прямой зависимости
от температур гомогенизации и прессования слитков. Чем
выше температура гомогенизации и прессования слитков,
тем при меньшем содержании циркония обеспечиваются
максимальные прочностные свойства сплава [13].
В случае низкой температуры гомогенизации (430 °C)
высокие механические свойства получаются при температу-
ре прессования 430—450 °C и 0,2 % Zr. Лишь в случае со-
держания циркония не менее 0,2 % и при условии гомоге-
низации слитков при 460°C температура прессования в пре-
делах 350—450 °C не оказывает влияния на механические
свойства сплава. Следовательно, для получения максималь-
ной прочности гомогенизацию слитков и их прессование
необходимо проводить в условиях высоких температур.
По данным А. Е. Семенова, Н. С. Корзиной и др., при
содержании циркония более 0,15 % в сплаве В96Ц образу-
ются грубые первичные интерметаллические соединения,
снижающие механические свойства полуфабрикатов. Такие
технологические процессы при литье, как рафинирование,
выстаивание в миксере при температуре литья и др. умень-
шают число интерметаллических включений в слитках и
полуфабрикатах.
Однако во избежание образования грубых интерметал-
лидов содержание циркония в сплавах А1—Zn—Mg—Си
следует ограничивать в пределах 0,1—0,18%.
836
По сравнению с марганцем цирконий несколько снижа-
ет прочность прессованных полос как в долевом, так и в
поперечном направлении, но существенно повышает относи-
тельное удлинение и особенно относительное сужение. В за-
висимости от количества магния относительное сужение
сплава с цирконием в 2—3 раза выше, чем сплава с мар-
ганцем. Наиболее сильное влияние цирконий оказывает на
свойства в поперечном направлении. Влияние циркония,
марганца и хрома на свойства сплавов типа В96 и В93 ил-
люстрируют рис. IV. 10 и IV.11.
По данным Е. А. Ткаченко и Е. Н. Матвеец, повышение
прочности сплава типа В93 за счет добавки 0,15 % Zr вза-
мен железа составляет 98 МПа (старение до максимума
временного сопротивления при 105 °C, 24 ч). Перестарива-
ние сплава (двухступенчатое старение 105 °C, 8 ч4~180°С,
12 ч) на 50—60 МПа снижает эффект полной термической
обработки от добавки циркония.
Наряду с повышением прочностных характеристик вве-
дение циркония в сплав В93пч существенно на 30%)’
повышает вязкость разрушения и в два раза сопротивление
распространению усталостной трещины.
Однако замена железа цирконием в сплаве В93пч при
улучшении эксплуатационных характеристик ухудшила его
технологические свойства при литье и термической обра-
ботке.
Для массивных полуфабрикатов из алюминиевых спла-
вов важное значение имеет их прокаливаемость. Сплавы,
содержащие марганец, хром и цирконий, у которых уско-
ряется распад пересыщенного твердого раствора цинка,
магния в алюминии, имеют худшую прокаливаемость, чем.
сплавы без марганца, хрома и циркония (рис. IV. 12).
Механизм действия переходных металлов на устойчи-
вость твердого раствора алюминиевых сплавов связан с
присутствием в них дисперсных частиц интерметаллидов и
повышенной концентрацией переходных металлов в твер-
дом растворе [3, 10]. Влияние хрома и марганца на устой-
чивость твердого раствора зависит от соотношения коли-
честв магния, цинка и меди в сплаве В95.
На диаграмме состояния системы А1—Zn—Mg—Си
сплавы с хорошей прокаливаемостью находятся на разре-
зах с атомными отношениями Zn: Mg 0,68 и 1,5, если сум-
марная атомная концентрация магния и цинка превышает
5 %. Сплавы с атомной концентрацией магния и цинка ме-
нее 4 % имеют хорошую прокаливаемость независимо от
137
Рис. IV. 10. Механические свойства прессованных полос из сплава типа В96Ц в
поперечном направлении (Е. И. Кутайцева, 3. Г. Филиппова)
Рис. IV. 11. Влияние марганца, хрома, циркония на ударную вязкость
и пластичность прессованных полос из сплава типа В93 в поперечном
направлении (В. И. Хольнова, Е. И. Кутайцева, 3. А. Елагина)
138
соотношения элементов. Повышение содержания магния до
2,9 % резко ухудшает прокаливаемость сплава [13].
Наиболее высокой прокаливаемостью среди промышлен-
ных сплавов А1—Zn—Mg—Си обладает сплав В93пч, леги-
рованный железом (0,2—0,4 %) [3]. Уменьшение содержа-
ния железа ниже 0,1 % сопровождается укрупнением зерна,
излом имеет интеркристаллит-
ный характер, а механические
и антикоррозионные свойства
ухудшаются. В отличие от хро-
ма, циркония, марганца, при-
меняющихся в других сплавах
этой системы, железо незначи-
тельно снижает устойчивость
твердого раствора основных
легирующих элементов в алю-
минии.
Низкая критическая ско-
рость закалки сплава В93пч
позволяет применять для полу-
фабрикатов без ухудшения ме-
ханических и антикоррозион-
ных свойств такой простой
способ снижения закалочных
t,°c
300
250
200
150
10 10г 10е 10* Г, с
|_________I I ।________!___U
1 10 1 5 20
Минуты Часы
Рис. IV. 12. С-кривые начала распа-
да переохлажденного твердого рас-
твора сплавов А1 — 4 % Zn — 2 %.
Mg с добавками (В. В. Захаров):
/ — 0,24 % Сг; 2 — 0,23 % Zr; 3 —
0,20 % Мп; 4 —без добавок
напряжений, как охлаждение в горячей воде (75—85°C).
Критические скорости закалки икр в зависимости от до-
бавок переходных металлов имеют следующие значения:
Сплав .... В93пч (Fe)
fi<P, °С/с ... 3
В95пч В93оч (Zr)
(Mn-FCr)
30 20
п р имечание. Скорости закалки определены по термокине-
тическим диаграммам.
Наряду с лучшей прокаливаемостью сплав В93пч имеет
меньшую анизотропию прочностных свойств и лучшие ли-
тейные свойства по сравнению со сплавами, содержащими
марганец, хром и цирконий.
Влияние примесей железа и кремния
на структуру и свойства
Содержание железа и кремния в высокопрочных сплавах
определяет количество нерастворимых (либо малораство-
римых) избыточных фаз, выделяющихся в виде грубых ча-
стиц из расплава при кристаллизации слитка. Они пред-
ставляют собой, как правило, сложные соединения, в со-
став которых входят легирующие компоненты. По данным
139
работы [14], к ним относятся фазы: Al(MnFeCr)CuZn,
представляющая собой твердый раствор на основе со-
единения Al6Mn, Mg2Si эвтектического происхождения,
a(AlMnFeSiCu), известная под названием «китайские иеро-
глифы» и кристаллизующаяся вблизи температуры ликви-
дуса, и Al7Cu2Fe (растворяющая марганец), кристаллизу-
Рис. IV.13. Зависимость объемной доли
частиц интерметаллидов в листах из спла-
ва B95 от суммарного содержания железа
и кремния [14]
ющаяся при более низ-
ких температурах, чем
сложные интерметалличе-
ские фазы.
Размер частиц (обыч-
но 1—20 мкм) зависит от
условий кристаллизации
и от последующей обра-
ботки давлением. В силь-
но деформированных по-
луфабрикатах (листах,
профилях и т. ц.) части-
Рис. IV.Г4. Зависимость свойств листов толщиной 1,5 мм в зависимости от со-
держания железа (а) и прессованных прутков из сплава В95Т1 в зависимости от
содержания железа (б) и кремния (в)
цы ориентируются в направлении главной деформации, об-
разуя неблагоприятные строчечные скопления, и несколько
дробятся. Как показали результаты количественного мик-
роанализа, средняя толщина частиц в листах из сплава
В95 составляет 3—7 мкм [15]. В полуфабрикатах типа
штамповок частицы интерметаллидов распределены более
равномерно по объему, но имеют более крупные размеры.
Как правило, наблюдается линейная зависимость объ-
емного количества интерметаллидов от концентрации при-
месей (рис. IV. 13) [15, 16].
Отметим, что в структуре высокопрочных сплавов воз-
можно присутствие небольшого количества избыточных ра-
140
створимых фаз, наиболее вероятно, фазы S в сплаве В95 и
фаз 5, М (вероятно, и Т) — в сплавах типа В96Ц, если со-
ставы сплавов попадают в гетерогенные области диаграм
мы состояния (см. рис. IV. 1,а).
Факт заметного (преимущественно отрицательного)
воздействия железа и кремния на свойства высокопрочных
сплавов был известен давно, однако установление преде-
лов их содержания в сплавах обычной чистоты основыва-
лось на степени влияния на обычные механические харак-
теристики прочности и пластичности, а также с учетом вли-
яния на технологические свойства при литье [3, 4, 11, 17].
В отдельных случаях содержание примесей ограничивали
для получения специальных свойств, например сопротивле-
ния срезу в сплаве В94 [3].
Показано [3], что характер изменения свойств зависит
от основного состава сплава, вида полуфабриката и соот-
ношения примесей.
В сплавах типа В95 без марганца и хрома, а также в
сплавах с этими элементами, но в виде холоднодеформиро-
ванных полуфабрикатов (листы и т. д.), в которых отсут-
ствует структурное упрочнение, железо при концентрации
до 1,2—1,5 % приводит к некоторому повышению прочно-
сти (рис. IV. 14,а), за счет гетерогенизации структуры.
В прессованных полуфабрикатах, содержащих марганец и
хром, железо в количествах до 0,3 % мало влияет на проч-
ность (рис. 14,6), а при больших концентрациях вызывает
разупрочнение и снижает эффекты закалки и старения.
Был сделан вывод, что железо связывает часть марганца и
хрома в нерастворимые соединения, уменьшая раствори-
мость этих элементов в твердом растворе и соответственно
уменьшая пресс-эффект. Удлинение во всех случаях непре-
рывно понижается с ростом концентрации железа.
В сплаве В93 железо является антирекристаллизатором,
и при увеличении его содержания до 0,4% пластичность и
вязкость разрушения снижаются незначительно (~10 %)-
Кремний снижает прочностные свойства всех видов по-
луфабрикатов (рис. IV. 14, в), что объясняется в основном
образованием фазы Mg2Si и уменьшением, как следствие
этого, основных и более эффективных упрочняющих фаз
М, Т и S, в состав которых входит магний. Удлинение мало
изменяется либо уменьшается по мере увеличения содер-
жания кремния. Учитывая отрицательное влияние примеси
кремния на механические свойства сплавов системы
А1—Zn—Mg—Си (особенно в высотном направлении), в
ковочном сплаве В93 максимальное содержание кремния
ограничили 0,2 %.
141
Е. И. Кутайцева и 3. Г. Филиппова установили, что при
всех содержаниях примесей пластичность сплавов типа
В96 с цирконием значительно выше, чем у сплавов с мар-
ганцем (рис. IV. 15).
Позднее было установлено, что основным отрицатель-
ным проявлением повышенного количества интерметалли-
дов, содержащих железо и кремний, является снижение ха-
рактеристик трещино-
стойкости (вязкости
разрушения К\с, Кс,
от.у и др. и скорости
роста трещины устало-
сти), особенно в попе-
речном и высотном на-
правлениях массивных
полуфабрикатов (табл.
IV.3—IV.5). Это по-
рис. IV. 15. Влияние содер-
жания железа и кремния на
свойства прессованных полос
из сплава типа В96, содер-
жащего 0,13 % Zr (сплошные
линии), 0,35 % Мп (штрихо-
вые линии)
служило причиной разработки новых сплавов повышенной
и особой чистоты В95пч, В95оч, В93пч (см. табл. IV. 1).
Характеристики трещиностойкости являются более
структурно-чувствительными, чем характеристки сопротив-
ления деформированию (б, ф). По современным представ-
Таблица IV.3. Свойства прессованных профилей из сплавов типа
В93Т1 при различном содержании кремния (В. И. Холыюва,
3. А. Елагина, Я. А. Рублев)
Сплав Si, % Направ- ление вы резки образца (?в, МПа а0 2, МПа б, % аТ.у’ Дж/см1 м*, КЦИКЛы
В93 0,2 д 500 460 6 7 36
в 480 440 2 2 12
В93пч 0,03 д 510 480 7 9 41
в 490 450 5 4 32
* Испытания на малоцикловую усталость проводили при f=0,2 Гц, R=0,
=2,2, Ощах=196 МПа.
142
Таблица IV.4. Механические свойства крупногабаритных поковок '
из сплава типа В95 при различном содержании железа и кремния
[18, с. 22]
Содержание, % Направ- ление вырезки образца оп, МПа °0,2’ МПа 6. % 1/2 МПа*м
Fe Si
0,22 0,10 д 460 370 11,5 38
п 460 380 10,5 29
в 455 360 2,5 23
0,10 0,05 д 460 370 11,5 42,5
п 450 350 11,0 35
в 460 370 8,0 29
лениям механизм влияния интерметаллидов на трещино-
стойкость сводится к тому, что в процессе пластической
деформации матрицы внутри или около частиц интерметал-
лидов (в результате разрушения или отделения от матрицы
[19]) образуются многочисленные поры и микротрещины,
облегчающие развитие магистральной трещины. Близкие
расстояния между частицами интерметаллических фаз при
повышенном их количестве ограничивают развитие пласти-
ческой деформации сплавов, что приводит к понижению
сопротивления разрушению.
Увеличение локальной пластичности по мере уменьше-
ния количества интерметаллидов подтверждают электронно-
микроскопические исследования изломов образцов [15; 18,
с. 32; 20], а также измерения локального удлинения в зоне
разрушения. Так, по мере уменьшения содержания приме-
сей в холоднокатаных листах из сплава В95Т1 локальная
пластичность при испытании на чувствительность к трещи-
Таблица IV.5. Механические свойства прессованных панелей
из сплава В95Т1 при различном содержании железа и кремния
Содержание, % Направление вырезки образца б, % % ан’ Дж/см2 CL т.у Дж/см2
Fe Si
0,11 0,03 д 9,7 20,7 16,7 7,2
п 8,4 22,3 12,5 6,2
0,21 0,07 д 8,3 13,4 13,8 5,2
п 7,2 17,5 11,2 2,8
0,33 0,23 д 8,2 11,8 9,8 3,6
п 5,1 7,8 6,6 2,0
143
Рис. IV. 16. Электронные фракто-
граммы холоднокатаных листов
толщиной 2 мм после испытания
на чувствительность к трещине:
а —сплав В95Т1 (ат<у=2,2 Дж/см2);
б — В95пчТ1 (аТ у='5,0 Дж/см2); в —
В95очТЗ (ату=7,0 Дж/см2)
не растет в основном за счет уменьшения доли хрупкого
зернограничного разрушения, а также пластичности (увели-
чения глубины ямок) впутризеренного разрушения (рис.
IV. 16). При этом значения относительного удлинения 610
возросли от 8,3 до 11,4%, а сосредоточенного удлинения.
/1 на базе сетки 1 мм — от 15,5 до 27,7%.
Многие результаты свидетельствуют [15, 21], что час-
тицы интерметаллидов способствуют росту трещины уста-
лости преимущественно на стадии ускоренного развития
(при ДК>-15,5-4-18,6 МПа-м1/2 ),т. е. при нарастании доли
статического разрушения. Так, по данным Е. Н. Старовой
и О. Г. Сенаторовой, скорость роста трещины усталости
в листах толщиной 9 мм из сплавов В95 (0,37 % Fe; 0,09 %
Si) и В95пч (0,18 % Fe; 0,05 % Si) одинаковы при Д/С=
= 12,3 МПа-м1/2 и различаются в 1,5 раза при ДК=
= 18,6 МПа-м1/2.
144
По мере увеличения чистоты сплавов по примесям так-
же увеличивается сопротивление малоцикловой усталости,
особенно в высотном направлении полуфабрикатов типа
штамповок и поковок (см. табл. IV.3). В работе [17] уста-
новлено увеличение долговечности прессованных полуфаб-
рикатов в области малоцикловой усталости при испытании
при высоком уровне напряжения (су=0,5сГв и 0,7 оъ).
Содержание примесей практически не влияет па склон-
ность к коррозионному растрескиванию полуфабрикатов.
Под влиянием железистых и кремнистых интерметаллидов
может несколько (на 1—2 балла) увеличиться интенсив-
ность расслаивающей коррозии полуфабрикатов типа горя-
чекатаных листов, профилей и др. в состоянии Т1.
Ограничение содержания примесей в новых сплавах
В95пч, В95оч, В93пч повысило однородность структуры (за
счет уменьшения количества нерастворимых интерметалли-
дов) и позволило повысить показатели трещиностойкости
полуфабрикатов более чем в 1,5—2,0 раза при сохранении
статической прочности и некотором повышении усталост-
ной прочности.
Термическая обработка сплавов системы А1— Zn—Mg—Си
Для этих сплавов нагрев под закалку можно проводить в
широком интервале температур (450—480 °C) в отличие от
сплавов типа дуралюмин. Максимальная температура на-
грева, помимо исключения пережога, регламентируется воз-
можностью потери эффекта структурного упрочнения
(пресс-эффекта и т. п.) и значительным ростом размера зер-
на, а в плакированных полуфабрикатах возможностью
диффузии легирующих элементов в плакирующий слои.
Исходя из этого, на практике полуфабрикаты из спла-
вов типа В95 и В96Ц закаливают с 465—475 °C, а из спла-
ва В93 — с 450—465 °C.
Для достижения максимальных прочностных свойств
охлаждение в процессе закалки должно быть резким, а вре-
мя между выемкой изделий из печи и погружением в во-
iy — минимальным. Критическая скорость охлаждения при
закалке сплава В95 для обеспечения максимальных прочно-
стных свойств в состоянии Т1 существенно превышает ско-
рость для обеспечения приемлемого уровня коррозионных
свойств. В этом отношении сплавы А1—Zn—Mg—Си име-
ют преимущество перед сплавами типа Д16, к скорости ох-
лаждения которых сильно чувствительны коррозионные
свойства.
К) 834
145
Таблица IV.6. Влияние температуры охлаждающей воды
при закалке на механические свойства поковок из сплава В93пч [22]
Содьг °с Режим старения ов, МПа СТ0,2’ МПа 6. % Дж/см2
20 Т1 507/509 493/498 7,5/2,4 4,0/1,5
Т2 480/477 456/454 9,2/4,1 5,0/2,0
ТЗ 442/454 386/416 10,0/4,8 7,0/3,0
80 Т1 506/510 486/496 6,4/2,! 4,0/2,0
Т2 489/476 460/462 8,6/2,6 5,0/2,0
ТЗ 441/436 388/392 10,0/4,8 5,0/3,0
100 Т1 518/506 505/492 4,8/1,6 4,0/0,5
Т2 493/472 466/445 7,4/6,0 5,0/3,0
ТЗ 452/436 401/396 8,4/4,9 6,0/2,5
Примечание. В числителе приведены свойства в продольном направле-
нии, в знаменателе — в высотном.
Прочностные характеристики сплава В95Т1 резко сни-
жаются, если уменьшается скорость переноса изделий из
нагревательных устройств в закалочную воду. Так, задерж-
ка на 30 с закалки листа толщиной 1 мм снижает вре-
менное сопротивление на 70 МПа, предел текучести на
120 МПа [3].
Изменение температуры воды при закалке от 20 °C до
температуры кипения практически не влияет на прочност-
ные свойства сплава В93пч после старения по режимам Т1,
Т2, ТЗ, но снижает пластичность и работу разрушения об-
разца с трещиной, что проявляется наиболее сильно в вы-
сотном направлении и при старении на максимальную проч-
ность (режим Т1) (табл. IV.6). Перестаривание по режиму
ТЗ, обусловливающее формирование более крупных и ста-
бильных выделений в зерне, разрыв непрерывных цепочек
выделений по границам зерен и расширение зоны, сво-
бодной от выделений, почти полностью устраняет сниже-
ние пластичности и вязкости разрушения сплава, закален-
ного в кипящей воде [22].
При длительном естественном старении сплавы
А1—Zn—Mg—Си переходят от зонного старения к фазово-
му, что сопровождается резким ухудшением коррозионной
стойкости [3, 4]. Поэтому сплавы типа В95, В96Ц, В93
нельзя долго хранить в закаленном состоянии и необходи-
мо подвергать искусственному старению. Следует отметить,
что при небольшом времени естественного старения, т. е.
при перерыве между закалкой и искусственным старением
146
2—48 ч, происходит снижение на 15—30 МПа прочностных
характеристик сплава В95 в состоянии Т1 [3]. Во избежа-
ние потери прочности старение по режиму Т1 необходимо
начинать либо в первые 2 ч,
либо спустя двое суток по-
сле закалки.
Широкое применение для
сплавов А1 — Zn — Mg — Си
получило ступенчатое ста-
рение. Режимы этого старе-
ния выбирают таким обра-
зом, чтобы на первой ступе-
ни сплавы находились в ста-
дин преимущественного зон-
ного старения, а на второй
ступени — в стадии преиму-
щественного коагуляцион-
0 5 10 75 2С 25 30 35
N-10'3, ЦИКЛЫ
Рис. IV. 17. Влияние смягчающих режи-
мов старения (Т2 и ТЗ) на скорость
роста трещины усталости в плакирован-
ном листе толщиной 6 мм сплава В95пч
(отах = 78 МПа> f=3 ГЧ> <°- г- Се-
наторова, Е. Н. Старова)
Рис. IV. 18. Электронные микро-
фотографии плиты из сплава
В95пч в состояниях Ti (а), Т2
(б) и ТЗ (в) (В. С. Сандлер).
Х38 ООО
1()‘
147
Таблица IV.7. Режимы старения полуфабрикатов из сплавов
Al—Zn—Mg— Си [4, 5, 18]
Сплав Полуфаб- рикат Состоя- ние Режим старения 1/Р, не менее, МСм/м
В95пч, оч Листы Т1 115—125 °C, 23—25 ч 18,0
Т2 ПО—120 °C, 5—10 170 °C, 14 18 ч ч+160— 21,0
ТЗ 110—120 °C, 5—10 170 °C, 25—35 ч ч +160— 22,0
Плиты Т2 ПО—120 °C, 5—10 170 °C, 10—20 ч чН-160— 21,0
ТЗ ПО—120 °C, 5—10 170 °C, 15—25 ч ч +160— 22,0
Панели Т1 135—145 °C, 15—17 ч 18
прессован- Т2 ПО—120 °C, 5—10 ч+160— 21
ные ТЗ 170 °C, 10—14 ч НО—120 °C, 5—10 185 °C, 8—13 ч ч+175— 22
Штамповки, Т2 ПО—120 °C, 5—10 ч+175— 21,5
поковки ТЗ 185 °C, 4—10 ч ПО—120 °C, 5—10 185 °C, 8—18 ч ч+175— 22,5
В93пч То же Т1 115—125 °C, 3—10 170 °C, 4—8 ч ч+160— 22,0
Т2 115—125 °C, З—Ю 180 °C, 6—12 ч ч+170— 24,5
ТЗ 115—125 °C, 3—10 190 °C, 3—10 ч ч+180— 25,5
В96Ц— 1 Профили Т1 135—145 °C, 15—17 ч 18,5
прессован- Т2 ПО—120 °C, 3—10 ч+170— 21,0
ные 180 °C, 3—20 ч
Таблица IV.8. Влияние смягчающих режимов старения на свойства
Al—Zn—Mg— Си ]4, 5, 18, 21]
Сплав Полуфабриката Состояние <тв, МПа % 2’ МПа 6, %
493 пч Поковки, штам- Т1 500/500 460/460 7/3
повки Т2 460/460 420/420 8/4
ТЗ 430/430 360/360 9/5
В95пч Плиты Т1 580/580 500/500 9/9
Т2 520/520 460/460 9/9
ТЗ 490/490 410/410 П/-
В96Ц1 Прессованная по- Т1 730/675 690/635 5/4
лоса Т2 660/620 630/575 8/8
Примечание. В числителе приведены свойства в
(сплавы В95пч и В96Ц1) и в высотном (сплав В93пч).
продольном направле
148
полуфабрикатов из сплавов
1с МПа-м Коррозионная стойкость
°кр’ МПа РК, балл
26,7/22,0 —/117 3—4
33,0/23,6 — —
37,8/33 6 —/294 1—2
33,0/26,7 —/55 5—6
34,7/31,4 —/171 1—2
40,9/34,6 —/294 —
26,7/19,5 — /55 8—9
26,7/21,4 —/294 2—3
инн и знаменателе — в поперечном
кого старения. Ступенчатое старение позволяет реа-
лизовать влияние предшествующего зонного старения
на последующее фазовое: зонносостаренный сплав более
устойчив к разупрочнению на второй—высокотемператур-
ной — ступени.
Искусственное старение сплавов А1—Zn—Mg—Си по ре-
жиму Т1 обеспечивает получение максимальной прочности.
Однако сплавы после такой обработки имеют пониженную
коррозионную стойкость. Для повышения сопротивления
коррозионному растрескиванию и расслаивающей коррозии
были разработаны двухступенчатые режимы смягчающего
старения Т2 и ТЗ [4] (табл. IV.7).
Одновременно с коррозионной стойкостью возросли вяз-
кость разрушения и сопротивление развитию трещины уста-
лости (рис. IV. 17) в сплавах при некотором снижении их
прочности (табл. IV.8). Эти изменения свойств вызваны
интенсивным образованием, а также укрупнением выделе-
ний метастабильной фазы М' при коагуляционном старении
и увеличением расстояния между ними как внутри зерен
(субзерен), так и на субграницах (рис. IV.18). На грани-
цах зерен и на межфазных границах хромистых и марган-
цовистых частиц и матрицы образуются более крупные вы-
деления стабильных фаз М или Т. У этих границ формиру-
ются зоны, свободные от выделений (рис. IV. 18,б, в). Про-
исходит выравнивание электрохимических потенциалов ме-
жду телом и околограничной областью зерна.
В результате изменения природы выделений и их коагу-
ляции внешние напряжения не вызывают образования у
границ зерна плоских скоплений дислокаций, создающих
местную концентрацию напря-
жений [9]. Все это в совокуп-
ности повышает стойкость спла-
вов к коррозии и трсщиностой-
кость.
С изменением коррозионной
стойкости в процессе коагуля-
ционного старения тесно связа-
но изменение электропроводно-
сти, характеризующей степень
распада твердого раствора. На
этом основан контроль коррози-
онной стойкости высокопрочных
сплавов в состояниях Т2 и ТЗ
в промышленных условиях ме-
тодом вихревых токов. Для по-
149
луфабрикатов из сплавов А1—Zn—Mg—Си установлены
минимальные уровни электропроводности, обеспечивающие
достаточно высокое сопротивление к расслаивающей кор-
розии и коррозионному растрескиванию [4; 18, с. 27].
Свойства сплавов
Высокопрочные сплавы широко применяются в различных
отраслях промышленности. Из них изготавливают практи-
чески все виды полуфабрикатов: прутки, профили, панели,
трубы, листы, плиты, поковки и штамповки. Свойства спла-
вов в очень большей степени зависят от вида и размеров
полуфабрикатов, от принятой технологии изготовления.
Таблица IV.9. Свойства полуфабрикатов из высокопрочных сплавов
Сплав, полуфабрикат Тип структуры Состоя- ние Направ- ление вырезки образца
В95пч, В95оч, листы хо- Рекристаллизованная Т1 п
лоднокатаные плакиро- ванные толщиной 0,5— Т2 п
1,9 мм В95пч, В95оч, листы го- Преимущественно ре- Т2 п
рячекатаные неплакиро- ванные толщиной 6,0— кристаллизованная
10 мм В95пч, В95оч, плиты Частично рекристалли- Т2 п
зованная ТЗ п
В95пч, В95оч, панели Преимущественно нере- Т1 д
прессованные кристаллизованная Т2 д
ТЗ д
В95пч, В95оч, поковки, Частично рекристалли- ТЗ Д
штамповки зованная В
В93пч, поковки, штам- Смешанная Т2 д
повки в
ТЗ д
ТЗ в
В93оч с Zr, поковки, Преимущественно нере- ТЗ д
штамповки кристаллизованная в
В96ЦЗ, штамповки То же ТЗ д
в
В96Ц1, прессованные Перекристаллизованная Т2 д
профили »
образцах
шириной
Примечания: 1. Хс определялся на продольных
лось в высотном направлении. 3. окр плит, панелей и профилей определялось в
и знаменателе — для сплавов «оч»; значения К\с nN для плит и листов опреде
150
Всем полуфабрикатам из алюминиевых сплавов прису-
ща анизотропия механических и коррозионных свойств.
Как правило, в поперечном и особенно в высотном направ-
лении относительно направления волокна прочностные ха-
рактеристики, пластичность, вязкость разрушения, сопро-
тивление усталости и коррозионная стойкость снижаются
по сравнению с продольным направлением. В перекристал-
лизованной структуре анизотропия выражена сильнее, чем
в рекристаллизованной.
Снижение уровня свойств в поперечном и высотном нап-
равлениях полуфабриката необходимо учитывать при кон-
струировании деталей. Особенно это относится к штампов-
кам, в которых из-за сложности формы эксплуатационные
[4, 5, 21]
<?в, МПа °о,2’ МПа 0, % 1/2 , МПа-м ' 1с N, кциклы икр, МПа
482 402 7,0
450—530 380—460 8,0 — — —
490—570 420—500 8,0 84,З*1/90,6 150*2 —
470—540 380—460 7,0 34,6/37,4*2 150*2 170*з
450—520 365—440 7,0 —/40,8*2 130*2 294*3
540 490 7,0 —/31,4*2 — —
500—570 430—500 8,0 34,6/41,8*2 170 170*3
460—530 400—470 8,0 42,0/46,6*2 170 294*3
440—510 371—440 7,0 34,6/37,4*2 160 —
412—481 353—422 2,0 18,9/23,7*2 — 294
432—500 392—470 7,0 31,4 130 —
432—500 392—470 3,0 18,9 — 196
412—480 333—412 8,0 34,6 130 —
412—480 333—412 4,0 25,1 — 294
440—510 372—440 8,0 41,0 160 —
421—500 353—422 3,0 25,4 — 294
490—578 421—510 7,0 31,4 160 —
451—539 402—490 2,0 20,4 — 294
608—676 559—637 6 25,1 180 294*3
.’0J мм. 2. окр плит, панелей, профилей при коррозионных испытаниях определи*
высотном направлении. В числителе приведены значения К для сплавов «пч»,
лились в продольном направлении.
151
нагрузки, как правило, действуют в разных направлениях
относительно направления волокна. Свойства полуфабри-
катов из высокопрочных сплавов приведены в табл. 1V.9.
Сплав В95пч (оч) — наиболее универсальный конструк-
ционный материал. Листы, катаные плиты и прессованные
панели из сплавов В95пч и В95оч в состояниях Т2 и ТЗ
превосходят аналогичные полуфабрикаты из сплава Д16чТ
по прочности (на 70—120 МПа) и коррозионной стойкости.
По характеристикам трещиностойкости сплавы В95пч и
В95оч близки к сплаву Д16чТ.
Кованые полуфабрикаты из сплавов В95пч и В95оч в со-
стоянии ТЗ обладают более высокой прочностью в продоль-
ном направлении по сравнению с широко применяемым в
промышленности сплавом ВЭЗпчТЗ (см. табл. IV.9). В по-
перечном и высотном направлениях свойства ковочных
сплавов В95оч, В95пч и В93пч близки.
Сплав ВЭЗпч обладает наиболее высокой прокаливае-
мостью и технологичностью при литье и обработке давле-
нием среди сплавов системы А1—Zn—Mg—Си. Прочност-
ные характеристики кованых полуфабрикатов из сплава
ВЭЗпч не зависят от направления волокна.
Разработанный в последние годы ковочный сплав В93оч
с цирконием по прочностным характеристикам аналогичен
сплаву В95оч, но превосходит последний по вязкости раз-
рушения и сопротивлению развития трещины усталости
(свойства определяли на образцах сечением >100 мм).
Прокаливаемость сплава ВЭЗоч с цирконием несколько ни-
же, чем у сплава ВЭЗпч, но выше, чем у сплавов типа В95.
Исходя из уровня эксплуатационных характеристик и
технологических свойств, можно рекомендовать области
преимущественного применения ковочных сплавов системы
А1—Zn—Mg—Си. Сплав ВЭЗпч целесообразно использовать
для крупногабаритных и сложных штамповок толщиной
свыше 150 мм, при закалке которых велика вероятность
возникновения значительных остаточных напряжений.
Для кованых изделий толщиной 125—200 мм, от кото-
рых требуется повышенная (по сравнению со сплавом
ВЭЗпч) прочность и вязкость разрушения, предпочтитель-
нее применять сплав ВЭЗоч с цирконием. Применение
сплавов В95пч и В95оч целесообразно ограничить для по-
ковок и штамповок толщиной до 100—125 мм.
Сплавы В96Ц и В96Ц1 наиболее легированные и высо-
копрочные среди сплавов системы А1—Zn—Mg—Си. Они
широко применяются в промышленности в виде труб, штам-
152
ловок. По характеристикам пластичности и трещиностой-
кости полуфабрикаты из этих сплавов уступают полуфаб-
рикатам из сплавов типа В95, но при толщине 15 мм обла-
дают высоким сопротивлением малоцикловой усталости.
Сплав В96ЦЗ уступает по прочности (на 30—50 МПа)
сплавам В96Ц и В96Ц1, но обладает в 1,5—2 раза большей
пластичностью. При одинаковой пластичности прочность
сплава В96ЦЗ на 20—40 МПа выше, чем прочность сплавов
типа В95. Поскольку сплав В96ЦЗ обладает высокой тех-
нологической пластичностью, из него изготавливают кова-
ные изделия сложной формы.
В процессе изготовления или при эксплуатации детали
из высокопрочных сплавов могут подвергаться длительным
Таблица IV. 10. Влияние нагревов на механические свойства
высокопрочных сплавов [4; 18, с. 32] при комнатной температуре
Сплав, полуфабрикат Состоя- ние Режим нагрева Ов, МПа % 2, МПа 0. %
t, °C т, ч
В95пч, прессованные Т1 Без нагрева 600 550 11
панели 125 100 600 550 12
150 150 520 440 12
Т2 Без нагрева 540 470 13
125 100 550 480 12
125 100 540 460 13
150 150 490 410 12
ТЗ Без нагрева 490 400 12
125 100 490 410 12
150 150 470 380 13
В95оч, поковки ТЗ Без нагрева 495 415 8
125 600 445 360 9
150 100 460 375 9
150 500 385 285 10
В93пч, прессованные Т1 Без нагрева 530 480 13
профили 70 500 570 550 11
70 3 000 585 550 11
ВОЗпч, поковки Т2 Без нагрева 480 440 9
70 5 000 490 460 9
70 15 000 490 460 8
ВЭЗпч, штамповки ТЗ Без нагрева 470 390 11
125 500 470 390 13
150 100 290 — 16
В9бЦ1пч, прессован- Т2 Без нагрева 620 570 6,5
ные профили 125 500 600 550 9,5
150 500 600 550 10
153
Таблица IV. 11. Механические свойства сплава В96* в зависимости
от времени приложения растягивающего напряжения 560 МПа
при 40 °C [4]
Режим старения Время при- ложения нагрузки тнагр’ 4 <?в, МПа % 2, МПа б, %
°C т, ч
140 8 0 670 640 5,7
24 690 680 2,3
100 680 670 0,9
160 1 0 660 610 6,6
3 640 630 1,7
3 0 670 630 5,7
3 670 650 4,2
* 8,5 % Zn; 2,7 % Mg; 2,3 % Си. ** Время приложения нагрузки.
нагревам (например, солнечным) при температурах, более
низких, чем температура старения. Такие нагревы вызыва-
ют дополнительный распад обедненного твердого раствора
состаренных сплавов и оказывают влияние на их свойства.
Поскольку при пониженных температурах распад идет за-
медленно, эффект проявляется при достаточно длинных вы-
держках (табл. IV. 10).
В случае приложения напряжения дополнительный рас-
пад существенно ускоряется (табл. IV.11).
Действие низкотемпературных нагревов и приложенных
напряжений в большей степени проявляется на сплавах по-
сле старения по режиму Т1 по сравнению с Т2 и ТЗ.
Глава V. СВАРИВАЕМЫЕ ТЕРМИЧЕСКИ
УПРОЧНЯЕМЫЕ СПЛАВЫ АЛЮМИНИЯ
С ЦИНКОМ И МАГНИЕМ1
Сплавы на основе тройной системы Al—Zn—Mg характе-
ризуются рядом свойств, благодаря которым их целесооб-
разно применять в сварных конструкциях. Особенность
этих сплавов — самозакаливаемость, т. е. способность за-
каливаться на воздухе, вследствие чего свойства сварных
соединений после старения приближаются к свойствам ос-
новного материала. Сплавы системы А1—Zn—Mg имеют
1 Авторы: И. Н. Фридляндер, В. И. Елагин, Т. А. Власова, Ю. С.
Золоторевский, Н. И. Зайцева.
154
высокие прочностные свойства при комнатной и криоген-
ных температурах, удовлетворительную свариваемость и
хорошую общую коррозионную стойкость [1—3]. Высокая
пластичность сплавов этой системы в горячем состоянии да-
ет существенные технико-экономические преимущества по
сравнению с другими алюминиевыми сплавами и открыва-
ет широкую перспективу их применения в различных от-
раслях промышленности.
Однако сплавы системы А1—Zn—Mg разупрочняются с
повышением температуры и подвержены коррозии под на-
пряжением и расслаивающей коррозии, что проявляется в
различной степени в зависимости от содержания и соотно-
шения цинка и магния в сплаве, количества легирующих
добавок, а также структурного состояния.
Благодаря обширным исследованиям по изысканию спо-
собов уменьшения склонности к коррозии под напряжением
и расслаивающей коррозии в результате выбора оптималь-
ного содержания цинка и магния, введения добавок мар-
ганца, хрома, циркония, ванадия, титана по отдельности и
в комбинациях, подбора оптимального режима термообра-
ботки в СССР и других странах разработаны свариваемые
сплавы на основе тройной системы А1—Zn—Mg.
Химический и фазовый состав
Химический состав отечественных сплавов приведен в
табл. V.I.
Условно все промышленные и экспериментальные спла-
вы можно разделить на сплавы относительно низколегиро-
ванные с суммарным содержанием цинка и магния не бо-
лее 5,2—6,5 % (1915, 1911, 1935) и сплавы с суммарным
содержанием цинка и магния 6,5—8,5 % (В92Ц). Отноше-
ние содержания цинка к магнию в сплавах может менять-
ся от 0,7 до 4. На рис. V.1 показано расположение некото-
рых сплавов на изотермическом разрезе диаграммы состоя-
ния системы AI—Zn—Mg.
Все промышленные сплавы (SZn + Mg^8,2 %) при
440 °C находятся в области «-твердого раствора. Фазы ц,
Т, присутствующие при 200 °C (25 °C), являются вторич-
ными, т. е. выделяются из твердого раствора в процессе
охлаждения и последующих выдержек. На рис. V.2 пред-
ставлен вертикальный разрез диаграммы состояния систе-
мы А1—Zn—Mg для суммы цинка и магния 8%, дающий
представление о кристаллизации и фазовых превращениях
в твердом состоянии. Изменение растворимости цинка и
магния в алюминии с температурой указывает на возмож-
155
Таблица V.l. Химический состав свариваемых сплавов системы
Сплав Zn Mg Мп Сг
1915 3,4—4,0 1,3—1,8 0,2—0,6 0,08—0,2
1911 3,8—4,4 1,6—2,1 0,2—0,5 0,07—0,25
В92Ц 2,9—3,6 3,9—4,6 0,6—1,0 —
1935 3,6—4,1 0,6—1,1 0,2—0,5 <0,2
ность упрочнения сплавов при термообработке. Основными
упрочняющими фазами в сплавах А1—Zn—Mg являются
фазы MgZn2(r)) и Al2Mg3Zn3(T). Каждая из этих фаз при-
Zn,%
Рис. V.I. Фигуративные точки промышленных свари-
ваемых сплавов на изотермическом разрезе системы
Al— Zn— Mg (разрез при 200 °C, по данным В. Финка
и Л. Вилли)
мерно одинаково упрочняет сплав. Упрочнение за счет фа-
зы Al3Mg2(p) практического значения не имеет. Темпера-
тура нагрева под закалку сплавов может колебаться в ши-
роких пределах — от 350 до 580 °C.
Закономерности изменения свойств сплавов
системы А1—Zn—Mg в зависимости от состава
Механические свойства. Прочность сплавов и эффекты ста-
рения растут при увеличении суммарного содержания цин-
156
Al—Zn—Mg, %
Zr Ti Cu Fe Si Прочие
0,15—0,22 0,13—0,20 0,06—0,2 0,15—0,22 0,001—0,005Ce <0,1 0,1—0,2 <0,05 <0,2 <0,4 <0,3 <0,3 <0,4 /А /А /А A О О О O CO ЮМ co /А А /Л А о о о о
ка и магния и мало зависят от того, в какой фазовой об-
ласти находится фигуративная точка сплава (cz + т], сб + т] +
+ Т, а-ф-Т + р). Максимальной прочностью характеризуют-
ся сплавы, соответствующие по-
литермическому разрезу А1—Т
[1Л].
Содержание цинка и магния
определяет не только количество
упрочняющей фазы, но также
критическую скорость закалки и,
следовательно, склонность к са-
мозакаливанию и изменению
свойств при старении. Сплавы с
малым содержанием цинка (до
3 %), имеющие низкую прочность,
но высокое относительное удли-
нение, не испытывают заметно-
го упрочнения при искусствен-
ном (фазовом) старении. Сплавы
с содержанием 4—6 % Zn и 2—
5 % Mg характеризуются значи-
тельными изменениями свойств в
процессе старения после закалки
или сварки. Сплавы этого типа
более чувствительны к скорости
охлаждения. Закалка на возду-
хе снижает прочностные свойст-
ва сплавов. Эти сплавы малопла-
стичны (6 = 64-12%) и имеют
повышенную склонность к коррозии под напряжением.
Сплавы с содержанием 3,5—5,0 % Zn и 1,5—2,5 % MgT
а также сплавы с 3—4 % Zn и 4—5 % Mg при сумме цин-
ка и магния 4,5—8 % как по механическим свойствам, так
п по способности к закаливанию целесообразно использо-
t;c
600
500
600
500
zoo
wo
О 1 2 3 6 5 6 7 8 7s\;i,
i—I—i—i—i—i—i___i__i
8 7 6 5 6 3 2 1 0Щ,7.
Рис. V.2. Вертикальный разрез-
диаграммы состояния системы
Al—Zn—Mg при 8 % (Zn+Mg)'
157
вать в качестве свариваемых. Для обеспечения высокой и
стабильной прочности сплавов Al—Zn—Mg необходимо
строго выдерживать оптимальное содержание цинка и маг-
ния, так как небольшие изменения количества этих элемен-
тов в сплаве резко меняют механические свойства.
Временное сопротивление отожженных сплавов (рис.
V.3, а), содержащих от 1,5 до 5,5 % Zn и от 1,5 до 8,0 %
Mg, изменяется в пределах от 160 до 370 МПа, а относи-
тельное удлинение — от 20 до 27 % (после отжига при
385—400 °C в течение 2 ч; охлаждение со скоростью 30 °С/ч
до 200°C, далее на воздухе).
Минимальные значения прочности наблюдаются у спла-
вов, фигуративные точки которых лежат на разрезе А1—Т.
Это можно объяснить тем, что в сплавах, соответствующих
разрезу А1—Т, равновесная суммарная концентрация цин-
ка и магния в твердом растворе минимальная. При откло-
158
нении составов сплавов как в сторону повышения содержа-
ния цинка, так и в сторону повышения содержания магния,
суммарная концентрация их в твердом растворе увеличи-
вается. Линии равной прочности располагаются примерно
параллельно стороне А1—Zn. Наиболее эффективно проч-
ность возрастает с увеличением содержания в сплаве маг-
ния за счет повышения его концентрации в твердом раст-
воре. Появление фаз (Т, т]) практически не оказывает
влияния на прочность в отожженном состоянии.
Относительное удлинение при всех содержаниях магния
незначительно снижается с увеличением содержания цин-
ка и имеет тенденцию к росту или сохранению постоянно-
го уровня при повышении содержания магния.
Для практических целей важно, что возрастание коли-
чества цинка и магния, значительно увеличивая прочность
состаренных сплавов, не ухудшает или даже улучшает их
пластичность в отожженном состоянии.
В результате закалки и старения сплавы упрочняются
на 30—50 %. На рис. V.3, б, в приведены кривые равных
значений ов после естественного и искусственного старе-
ния.
Коррозионная стойкость. По сопротивлению общей кор-
розии сплавы А1—Zn—Mg относятся к числу стойких алю-
миниевых сплавов. Они значительно превосходят в этом от-
ношении сплавы А1—Си—Mg и аналогичны сплавам
А1—Мп и А1—Mg.
Высокая склонность к коррозии под напряжением —
один из основных недостатков сплавов системы А1—Zn—
Mg. Для сплавов этой системы сопротивление коррозии под
напряжением в большей степени, чем для других алюми-
ниевых сплавов, определяется состоянием границ зерен,
характером распада твердого раствора, формой, размером
и составом выделяемых частиц, дислокационной структу-
рой. Все это зависит от состава сплава, технологии изго-
товления полуфабрикатов, термической обработки, условий
хранения материала.
Термическая обработка
Закалка. Как уже отмечалось выше, сплавы А1—Zn—Mg
имеют широкий интервал температуры нагрева под закал-
ку (350—580°C), малую чувствительность к скорости ох-
лаждения и тем меньшую, чем ниже суммарное содержа-
ние цинка и магния (рис. V.4) [2]. Из приведенных в табл.
V.1 сплавов наименее чувствителен к скорости охлаждения
сплав 1935, затем сплав 1915 и т. д. Эта особенность спла-
159
bob используется на практике: для профилей и труб из
сплавов 1915 и 1935 охлаждение после прессования на воз-
духе заменяет закалку, штамповки из сплава 1911 для
уменьшения внутренних напряжений закаливают в горячей
воде или охлаждают воздушной струей.
Температура нагрева полуфабрикатов под закалку для
всех сплавов составляет 440—460 °C, нагрев до 500—
520 °C не вызывает пережога, но нежелателен в связи с от-
Рис. V.4. С-кривые начала рас-
пада твердого раствора (метод
95 % ов) в тройных сплавах
Al—Zn—Mg с разным суммар-
ным содержанием цинка и маг-
ния. Цифры на кривых —2Zn +
+Mg, % (по массе)
Рис. V.5. Зависимость механических
свойств листов сплава А1 — 4,6 % Zn —
1,8 % Mg — 0,6 % Мп — 0,18 % Zr тол-
щиной 10 мм от длительности естест-
венного старения т после закалки с
450 °C в воду [2]
рицательным влиянием высокотемпературной закалки на
сопротивление коррозионному растрескиванию.
Старение. Упрочнение промышленных свариваемых
сплавов А1—Zn—Mg в процессе старения может происхо-
дить за счет образования зон ГП, метастабильных фаз rf,
1] (MgZn2) или Т' (Al2Mg3Zn3) При комнатной температу-
ре старение сплавов протекает относительно медленно.
Максимальная скорость упрочнения наблюдается в первые
три месяца, а затем рост прочности замедляется. Однако
увеличение прочности отмечается даже после трех лет вы-
леживания сплавов при комнатной температуре (рис. V.5)
[2]. При этом характеристики пластичности (б) и ударной
вязкости после двухлетнего старения стабилизируются на
достаточно высоком уровне и далее не меняются.
Для высоколегированных сплавов в процессе длитель-
ных выдержек при комнатной температуре возможен пере-
ход от зонной стадии старения к фазовой с выделением ме-
160
тастабильных фаз. В интервале 100—120 °C высокая проч-
ность достигается за сравнительно короткое время 24—
100 ч, преимущественно в результате образования коге-
рентных метастабильных фаз т/ или Т'. Однако в этом слу-
чае структура не стабильна и последующее длительное
вылеживание сплавов при температурах до 70 °C вызывает
дополнительные изменения структуры и снижение сопротив-
ления коррозии под напряжением. Искусственное старение
при температурах выше 160 °C стабилизирует структуру
материала и повышает сопротивление коррозии под напря-
жением, но прочность сплавов, состаренных непосредствен-
но после закалки, при этом очень низкая.
Для сплавов А1—Zn—Mg характерно положительное
влияние предварительного старения при низких температу-
рах (на зонной или начальной фазовой стадии старения)
на последующее старение при сравнительно высоких тем-
пературах (160—200 °C).
Образующиеся при низких температурах зоны ГП или
тонкие выделения if-фазы способствуют повышению плот-
ности и дисперсности упрочняющих фаз при высокотемпе-
ратурном старении, что заметно повышает прочность.
На практике для получения оптимального сочетания
механических свойств и сопротивления коррозии под нап-
ряжением широко используется двухступенчатое старение
с температурой на первой ступени 60—120 °C, а на вто-
рой 160—200 °C.
Влияние дополнительных легирующих элементов
на структуру и свойства сплавов системы А1—Zn—Mg
В промышленные сплавы системы Al- Zn—Mg вводят до-
полнительные легирующие компоненты: марганец, хром,
цирконий, титан, медь. Все эти компоненты содержатся в
сплавах в небольших количествах и слабо действуют на
эффект упрочнения при термической обработке, хотя их
влияние на кинетику распада твердого раствора цинка и
магния в алюминии неоднократно отмечалось в литературе
[1—3, 6, 7]. Эти компоненты, почти полностью входя в твер-
дый раствор при кристаллизации и частично выделяясь из
него (за исключением меди) при высокотемпературных на-
гревах в виде дисперсных интерметаллидов, значительно
влияют на процесс рекристаллизации и на распределение
продуктов распада, а следовательно, на конечную структу-
ру и свойства деформированных полуфабрикатов.
Марганец и хром. Во многих сплавах А1—Zn—Mg од-
новременно содержатся марганец и хром. Оба компонента,
11—834
161
Рис. V.6. Типичная микроструктура деформированных полуфабрикатов из сплава
AI—Zn—Mg с добавками марганца и хрома. Х320:
а—рекристаллизованная (лист); б — нерекристаллизованная (профиль)
сравнительно мало изменяя температуру рекристаллизации
холоднодеформированных полуфабрикатов, резко повыша-
ют температуру рекристаллизации горячедеформированных
полуфабрикатов, особенно прессованных. В результате
прессованные прутки и профили из сплавов с марганцем и
хромом сохраняют после закалки нерекристаллизованную
структуру. Холоднодеформированные закаленные полуфаб-
рикаты, например листы, из сплавов с марганцем и хро-
мом, имеют рекристаллизованную структуру, существенно
отличающуюся от рекристаллизованной структуры спла-
вов А1—Zn—Mg, не содержащих марганца и хрома. На
рис. V.6 показаны типичные рекристаллизованная и нере-
кристаллизованная структуры. При наличии в сплаве мар-
ганца и хрома величина рекристаллизованных зерен не-
сколько уменьшается, изменяется их форма и, главное, ха-
рактер границ зерен — они становятся более извилистыми
и протяженными. Последний эффект в большей мере свя-
зан с присутствием хрома, чем марганца.
В соответствии с характером структуры в холодноде-
формированных полуфабрикатах присутствие марганца и
хрома вызывает относительно небольшое повышение ов (на
20—30 МПа), в то время как прочность прессованных из-
делий от добавок этих элементов резко возрастает (пресс-
эффект). Сравнение механических свойств листов и профи-
лей из сплава 1915 после закалки и искусственного старе-
ния приведено ниже:
ов, МПа ст02, МПа б, %
Холоднокатаный лист . . . 355 280 12
Прессованный профиль . . . 400 330 10
162
Марганец в количестве 0,2—0,4 % значительно увеличи-
вает устойчивость против коррозии под напряжением. Даль-
нейшее повышение количества марганца до 1 % незначи-
тельно улучшает сопротивление коррозионному растрес-
киванию сплавов А1—Zn—Mg. Хром, добавленный совмест-
но с марганцем, уменьшает склонность к коррозии под нап-
ряжением. Оптимальным содержанием хрома в сплавах
А1—Zn—Mg следует считать 0,1—0,2 %. Положительное дей-
ствие хрома можно объяснить влиянием его на форму зер-
Рис. V.7. Изменение склонности сплавов системы Al—Zn—Mg к коррозии под на-
пряжением в зависимости от режима старения при последовательном легировании
их марганцем; марганцем и цирконием; марганцем, цирконием и хромом (по дан-
ным Н. И. Зайцевой, М. С. Артемовой, Л. М. Крамсковой):
А — сплав AI — 3,7 % Zn — 1,6 % Mg; Б — Al — 3 % Zn — 4 % .Mg; / — старение
при 20 °C, 6,5 мес; II — старение при 100 °C, 100 ч; /// — ступенчатое старение;
а — без добавок; б — добавки .Мп; в — добавки Мп и Zr; г — добавки .Мп, Zr, Сг
на, а также обусловленным этим элементом более равно-
мерным распределением продуктов распада твердого раст-
вора цинка и магния в алюминии по зерну [8, 9].
Необходимо иметь в виду, что степень положительного
влияния марганца и хрома на коррозионную стойкость за-
висит от суммарного содержания цинка и магния в сплаве.
Наиболее эффективно вводить марганец и хром в сплавы с
5—7,5 % (Mg + Zn). В этих сплавах благодаря добавкам
марганца и хрома (при соответствующем выборе техноло-
гии производства и режимов термической обработки) мож-
но практически устранить склонность к коррозии под нап-
ряжением.
На рис. V.7 показано влияние добавок марганца, хрома,
циркония на склонность к коррозии под напряжением при
11*
163
переменном погружении в 3 %-ный раствор NaCl (испыта-
ние в течение 3 мес) сплавов в различных состояниях тер-
мической обработки. Наибольшей склонностью к коррозии
под напряжением характеризуются сплавы после старения
по режиму 100 °C, 100 ч, т. е. в соответствии с установлен-
ными закономерностями в стадии упрочняющего фазового
старения [10].
После ступенчатого старения коррозионная стойкость
сплавов резко повышается. Таким образом, дополнитель-
ное легирование тройных сплавов марганцем, хромом и цир-
конием 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 ин-
терметаллиды марганца, циркония и хрома различной сте-
пени дисперсности, изменяется характер распределения
дислокаций внутри зерна и около границ.
Добавки марганца и хрома сравнительно слабо влияют
на свариваемость сплавов А1—Zn—Mg. Склонность к обра-
зованию трещин при сварке с введением 0,6 % Мп и 0,1—
0,2 % Сг несколько увеличивается.
На прочность сварных соединений марганец и хром
влияют отрицательно, так как они ускоряют распад твер-
дого раствора цинка и магния в алюминии и способствуют
большому разупрочнению 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. V.8 показано влияние титана и
циркония на коэффициент трещинообразования при свар-
ке сплава А1 — 4,5 % Zn—1,8 % Mg. При 0,1 % Ti и 0,15 %
Zr коэффициент трещинообразования приближается к
нулю.
Титан и особенно цирконий значительно повышают тем-
пературу рекристаллизации сплавов А1—Zn—Mg не только
после горячей, но и после холодной деформации. На рис.
V.9 показано изменение температуры рекристаллизации
холоднокатаных листов из сплава состава А1—4,5 % Zn—
1,8 % Mg—0,6 % Мп в зависимости от содержания цирко-
ния. При содержании в сплаве 0,15—0,30 % Zr температу-
ра окончания рекристаллизации выше 500 °C, т. е. значи-
тельно превышает оптимальную температуру нагрева спла-
ва под закалку. Поэтому горячекатаные и даже холоднока-
164
таные листы (при соблюдении определенных условий изго-
товления) из сплава указанного состава, содержащего
0,15—0,22 % Zr, имеют после закалки частично или полно-
стью нерекристаллизованную структуру, которая обеспечи-
вает более высокий уровень прочностных характерис-
тик [2].
Механические свойства листов
3,30
о
Zr,%
Изменение темпе-
рекристаллнзации
листов из
0,1 0,2 0.3 0,If
Рис. V.9.
ратуры
холоднокатаных _______ „.
сплава А1 — 4,5 °/о Zn — 1,8 %
Mg — 0,6 % Мп в зависимо-
сти от содержания Zr [2]:
1. 3 — температура начала и
конца рекристаллизации лис-
тов толщиной 3 мм; 2, 4—
то же, толщиной 1 мм
0 0,05 0,10 0,15 0,20
Ti,Zr,%
Рис. V.8. Влияние добавок титана и
циркония на коэффициент трещинооб-
разования Ктр при сварке сплава
А1 — 4,5 % Zn — 1,8 % Mg (Ю. И. Скач-
ков, А. К. Трубачев)
на также и для прессованных полуфабрикатов. При нали-
чии циркония в сплаве не наблюдается крупнокристалли-
ческого ободка в прессованных профилях самой различной
конфигурации.
Титан и цирконий в меньшей степени, чем марганец и
хром, ускоряют процесс распада твердого раствора основ-
ных легирующих компонентов (цинка и магния) в алюми-
нии.
Добавки 0,1—0,2 % Zr в сплавы А1—Zn—Mg совмест-
но с марганцем значительно, но слабее, чем хром, умень-
шают их склонность к коррозии под напряжением.
Медь. С увеличением содержания меди в сплавах
\l -Zn—Mg от 0 до 0,8—1,0 % повышается прочность и
165
устойчивость против коррозии под напряжением, однако
ухудшается общая коррозионная стойкость и увеличивает-
ся склонность к образованию горячих трещин при свар-
ке [11].
Представляют большой практический интерес добавки
меди 0,1—0,2 %. При таком содержании меди ухудшение
общей коррозионной стойкости и увеличение склонности к
образованию горячих трещин при сварке незначительны, а
устойчивость сплавов против коррозии под напряжением
возрастает существенно (например, сплав 1911).
Свариваемость сплавов системы А1—Zn—Mg
270
230
ISO
'750
270
1 2 3 5 7 10 15 20 30 50 70100 200300
7, cym
Рис. V.10. Изменение времени до разруше-
ния т сварных образцов из сплава 1915
при испытании на коррозию под напряже-
нием в зависимости от величины растяги-
вающих напряжений. Термообработка
сварных соединений:
1 — естественное старение до сварки, ис-
кусственное—после сварки; 2—искусст-
венное—до и после сварки; 3—искусст-
венное— до сварки, естественное — после
сварки; 4 — естественное — до и после
сварки
Тройные сплавы системы AI—Zn—Mg характеризуются
повышенной склонностью к образованию кристаллизацион-
ных трещин. Введение дополнительных легирующих эле-
ментов и наличие приме-
. <$,мла сей в сплавах AI — Zn —
Mg значительно изменяет
склонность к образова-
нию кристаллизационных
трещин при свар-
ке.
Как отмечалось выше,
добавка циркония (или
титана) позволяет резко
уменьшить трещинообра-
зование при сварке. Об-
разование трещин в свар-
ном шве в сильной степе-
ни зависит от состава
присадочного материала.
Наилучшие результаты
при сварке промышлен-
ных сплавов дает прово-
лока сплава 1557 (AI —
5 % Mg с добавками мар-
ганца, хрома и цирко-
ния).
Для сварных соединений из сплавов Al—Zn—Mg харак-
терны высокие значения прочностных свойств, зависящих в
основном от содержания цинка и магния в сплаве, состава
присадочного материала, толщины свариваемого материа-
ла, метода и режима сварки, количества подварок, режима
термической обработки после сварки.
Й66
Временное сопротивление сварных соединений листов
сплавов 1915, 1911, 1935 небольшой толщины (до 5 мм) при
сварке в среде защитных газов и при старении по режиму,
соответствующему режиму старения основного металла, со-
ставляет, как правило, 0,9—1,0 от прочности основного ма-
териала.
Для сварных соединений сплавов А1—Zn—Mg характер-
на более высокая склонность к коррозии под напряжени-
ем, чем у основного материала. Это объясняется тем, что в
процессе сварки происходят неконтролируемые изменения
структуры.
Для зоны сплавления сварных соединений характерно
наличие ликвационных неоднородностей, дефектов в виде
усадочной и газовой пористости, оксидных включений, кото-
рые могут служить зародышами трещин.
Это приводит к тому, что сварные соединения могут в
ряде случаев растрескиваться под напряжением даже в ат-
мосферных условиях, несмотря на то что основной матери-
ал, из которого изготовлено сварное соединение, достаточно
коррозионностоек. На сопротивление растрескиванию су-
щественно влияет режим старения сварных соединений.
Рис. V.10 иллюстрирует влияние термообработки листов
сплава 1915 до и после сварки на коррозию под напряже-
нием методом переменного погружения в 3 %-ный раствор
NaCl при заданной деформации. Кривые показывают уро-
вень максимальных, не вызывающих разрушения, напря-
жений в зависимости от длительности испытаний.
Как видно из хода кривых, этот уровень не зависит от
режима старения (естественное, искусственное) образцов
до сварки и определяется режимом старения после сварки.
Типичные механические свойства промышленных сплавов
системы А1—Zn—Mg
Типичные механические свойства полуфабрикатов из про-
мышленных сплавов в различных состояниях приведены в
табл. V.2. Наименее легированный сплав 1935 при искусст-
венном старении практически не упрочняется и использует-
ся только после закалки и естественного старения (Т), по-
луфабрикаты из сплава 1915 применяют в естественно и
искусственно состаренных состояниях, сплавы 1911 и
В92Ц — только в искусственно состаренном состоянии.
В связи с опасностью коррозионного растрескивания для
сплавов системы А1—Zn—Mg искусственное старение на
максимальную прочность (Т1) не применяется; в практике
167
Таблица V.2. Типичные механические свойства полуфабрикатов
сплавов А1—Zn—Mg
Марка сплава Полуфабрикат Состоя- ние <7В. МПа % 2, МПа б, %
1911 Листы Т2 415 350 14
Профили прессованные Т2 490 415 12
В92Ц Листы Т2 400 300 10
Профили прессованные Т2 450 350 10
Штамповки Т2 430 300 8
1915 Профили прессованные Т 350 240 14
То же Т2 380 300 10
Листы Т 340 220 15
Т2 360 280 12
Штамповки Т2 360 270 10
1935 Профили прессованные Т 280 190 15
Листы Т 260 175 16
нашли применение режимы старения с определенным пере-
стариванием (Т2).
При низких температурах (—70, —196СС) прочность
сплавов А1—Zn—Mg, как правило, возрастает. При этом
не происходит охрупчивания материала. Отношение ов над-
резанного образца к ов гладкого образца близко к едини-
це и мало изменяется с температурой. При повышенных
температурах сплавы, содержащие цинк и магний, резко
разупрочняются, особенно при температурах выше 150 °C.
Применение
Свариваемые термически упрочняемые сплавы системы
А1—Zn—Mg в последние годы находят все более широкое
применение в различных отраслях народного хозяйства как
более прочные и технологичные по сравнению с широко ис-
пользуемыми свариваемыми сплавами магналиевой группы
(АМгб, АМгб).
Из приведенных выше сплавов наиболее широко приме-
няется сплав 1915, для которого характерно сочетание вы-
соких эксплуатационных и технологических (особенно при
прессовании) свойств. Поэтому из сплава 1915 в основном
изготавливают прессованные профили и трубы, которые
широко применяются в строительстве, вагоне- и автомоби-
лестроении и других отраслях промышленности. Сплав
1935, уступая сплаву 1915 по прочности, существенно пре-
восходит его по технологичности. Производство профилей
из сплава 1935 в последние годы значительно расширяется.
я 68
в частности для автомобилестроения. Сплав 1935 имеет вы-
сокую прочность в паяных соединениях (сгв:=:220-г-
-4-230 МПа), в связи с чем листы из этого сплава исполь-
зуются в приборостроении для паяных конструкций.
Сплавы 1911 и В92Ц до настоящего времени применя-
ются в виде листов, штамповок в небольших количествах.
Глава VI. КРИОГЕННЫЕ И ЖАРОПРОЧНЫЕ
СВАРИВАЕМЫЕ СПЛАВЫ АЛЮМИНИЯ
С МЕДЬЮ И МАРГАНЦЕМ
1. Сплавы Д20, Д21*
Алюминиевые сплавы Д20, Д21 системы А1—Си—Мп в от-
личие от сплавов дуралюмин (Д16, Д19 и др.) имеют более
высокую концентрацию меди и очень низкую магния или
совсем не содержат его. Эти сплавы характеризуются вы-
сокой пластичностью, технологичностью, высокими жаро-
прочными свойствами. Прочностные свойства при комнат-
ной температуре сплава Д20 (без магния) более низкие
чем сплава Д16, но сплав Д20 хорошо сваривается всеми
видами сварки, в том числе аргонно-дуговой.
Сплавы Д20 и Д21 имеют следующий химический сос-
тав: 6—7 % Си, 0,4—0,8 % Мп, 0,1—0,2 % Ti, остальное
алюминий; в сплаве Д21, кроме того, 0,25—0,45 % Mg. При-
месей 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, до
0,05 % Mg.
Влияние меди и марганца
При исследовании закономерностей изменения механичес-
ких свойств в зависимости от содержания меди установле-
но, что в сплавах с оптимальными механическими свойства-
ми при комнатной температуре и длительной прочности при
300 °C концентрация меди близка к предельной раствори-
мости 5- 6 % [1]- Однако уровень жаропрочности этих спла-
вов при 300 °C весьма невысок. Введение добавок марган-
ца, а также титана позволило повысить их жаропрочные
свойства при 250—350 °C в 2—2,5 раза.
Добавки марганца к сплавам системы А1—Си более
0,4 % резко повышают эффект закалки и снижают эффек-
чы искусственного и естественного старения (рис. VI. 1) [2].
* Автор: О. А. Романова.
160
Введение марганца резко увеличивает длительную проч-
ность при 300 °C при оптимальном содержании меди около
6 %. Наиболее сильно длительная прочность при 300 °C
возрастает при концентрациях марганца в пределах 0,4—
0,8% (рис. VI.2).
Аналогично изменяется длительная прочность сплава в
зависимости от содержания марганца при 150, 200, 250 и
350 °C. Сопротивление ползучести в зависимости от концен-
трации марганца меняется по такому же закону (рис. VI.3).
Таким образом, марганец — один из основных легирую-
щих элементов, обеспечивающий высокие жаропрочные
свойства этих сплавов. Природа влияния марганца на свой-
ства алюминиевых сплавов системы А1—Си в настоящее
время достаточно подробно изучена. Марганец прежде все-
го действует на диффузионные процессы распада твердого
раствора. Марганец, имея низкий коэффициент диффузии
в алюминии, снижает коэффициент диффузии меди — ос-
новного легирующего элемента в алюминии — почти на два
порядка [3, 4]. С этим, очевидно, связано действие марган-
ца на замедление распада твердого раствора при 250—
300 °C Как показали электронно-микроскопические иссле-
дования, проведенные Р. М. Леринман и др. [4], марганец
при указанных температурах в значительной степени умень-
шает скорость коагуляции фазы СиА12. Марганец изменя-
ет также и характер распада твердого раствора меди в
алюминии. Вследствие склонности марганца к внутриденд-
ритной ликвации в процессе литья он в сильной степени на-
сыщает периферийные участки дендритных ячеек. Это обо-
гащение марганцем участков, прилегающих к границам
зерен, до некоторой степени сохраняется после горячей де-
формации и последующей термообработки. Поэтому мар-
ганец затрудяет выделение и коагуляцию фазы СиА12 по
границам зерен и способствует более равномерному рас-
паду твердого раствора меди в алюминии. Жаропрочность
повышается также под действием тройной фазы
Т (Ali2CuMn2), которая, по данным И. Ф. Колобнева [5],
имеет достаточно высокую твердость при повышенных тем-
пературах. Положительное влияние на жаропрочность эта
фаза оказывает только в мелкодисперсной форме. Выделе-
ние фазы Ali2CuMn2 в виде грубых включений снижает жа-
ропрочность, что связано также с уменьшением раствори-
мости меди и согласуется с резким падением эффекта ста-
рения по мере увеличения содержания марганца.
Повышение содержания меди в сплаве Д20 в пределах
4—7 %, по данным В. П. Козловской, приводит к резкому
170
Рис. VI. 1. Влияние марганца на
механические свойства прессован-
ных прутков сплавов А1— 6 % Си:
1 — отжиг; 2 — естественное старе-
ние; 3 — закалка; 4 — искусственное
старение при 200 СС
Рис. VI.2. Влияние меди и марган-
ца на длительную прочность прес-
сованных прутков из сплава Д2О
при 300 °C и напряжении 70 МПа
(т—время до разрушения образ-
ца):
7 — 0,7% Мп; 2—0,9% Мп; 3 —
0,4 % Мп; 4—1,3 % Мп; 5 — 0.2 %
Мп
Рис. VI.3. Влияние марганца на
длительную прочность сплава А1 —
6 % Си при различных температу-
рах и напряжениях:
7 — 150°C, 260 МПа; 2 —200сС,
170 МПа; 3 — 250 °C. 100 МПа;
4 — 300 СС. 70 МПа
Рис. VI.4. Влияние меди на ко-
эффициент трещинообразования
при сварке листов толщиной
2 мм из сплава Д20:
/ — правка под молотом: 2 —
правка в правильной машине
171
снижению коэффициента трещинообразования при сварке
К, определяемого по крестовой пробе (рис. VI.4) [6].
Однако пластичность основного металла (угол загиба
и ударная вязкость) снижается незначительно при увеличе-
нии содержания меди от 5 до 7 %. В сварном соединении
характеристики пластичности снижаются в 1,5—2 раза, осо-
бенно в интервале концентраций меди 6,5—7 %. Поэтому в
сплавах Д20 для сварных изделий количество меди реко-
мендуется поддерживать на уровне не выше 6,5 %.
Марганец, так же как и медь, уменьшает склонность
сплава к трещинообразованию при сварке. Снижение плас-
тичности сварного соединения сплава с увеличением содер-
жания марганца, как и в случае повышения концентрации
меди, вызвано повышенной чувствительностью литого ме-
талла к гетерогенизации структуры.
Влияние титана, циркония и ванадия
Рис. VI.5. Влияние циркония
на длительную прочность
прессованных прутков из
сплава Д20 при 300 °C и на-
пряжении 90 МПа:
1—минимальные значения;
2—максимальные значения
Механические свойства сплавов системы А1—Си—Мп при
комнатной температуре в искусственно состаренном состоя-
нии не изменяются при добавках титана. Однако длитель-
ная прочность при 300 и 350 °C увеличивается и имеет мак-
симальное значение при содержа-
нии 0,1—0,2 % Ti. Это объясняется
тем, что титан повышает темпера-
туру рекристаллизации сплавов и
обеспечивает большую устойчивость
структуры при одновременном дей-
ствии напряжения и высокой тем-
пературы. В литературе имеются
также данные о том, что титан, по-
добно марганцу, замедляет распад
твердого раствора при высо-
ких температурах — порядка 300 °C
[3].
Более сильное влияние на жаро-
прочность сплавов оказывает цир-
коний (рис. VI.5). Так, при 300 5С
предел длительной прочности за
100 ч от введения циркония в коли-
честве 0,1—0,15 % повышается до
90 МПа вместо 75—80 МПа.
Как отмечается, например, в работе [7], цирконий повы-
шает устойчивость твердого раствора путем торможения
его распада и рекристаллизации. Цирконий значительно
172
увеличивает температуру рекристаллизации ряда алюми-
ниевых сплавов. У сплавов системы А1—Си—Мп темпера-
тура начала и конца рекристаллизации от добавок цирко-
ния возрастает на 50 °C [2]. Цирконий, подобно марганцу,
снижает коэффициент диффузии меди в алюминии [3].
Добавки циркония улучшают свариваемость сплава и
пластичность сварного шва в результате измельчения
структуры. Поэтому для повышения жаропрочности и
улучшения свариваемости необходимо в сплав Д20, а так-
же в присадочную проволоку, применяемую для сварки,
вводить цирконий в количестве 0,1—0,2 %. В сплаве Д20
содержится в виде примеси до 0,2 % Zr.
Аналогичное влияние на измельчение зерна твердого
раствора оказывают малые добавки ванадия.
Влияние магния
Добавки до 0,45 % Mg повышают прочностные характерис-
тики сплава Д20 в закаленном и искусственно состаренном
состояниях примерно на 30—40 МПа и жаропрочность при
150—250 СС.
На рис. VI.6 показано влияние магния на длительную
прочность и ползучесть сплава системы А1—Си—Мп при
175 °C. При 0,3 % Mg установлена максимальная жаро-
прочность. Содержание магния в пределах 0,25—0,45 % не
ухудшает технологических свойств сплава Д20 при свобод-
ной ковке, прессовании и прокатке.
На основе полученных данных был предложен новый
жаропрочный сплав марки Д21. Его химический состав по
Рис. VI.6. Влияние магния на длительную прочность и пол-
зучесть сплава Д21 при 175 °C:
1—длительная прочность при с=270 МПа; 2 — остаточная
деформация при ползучести о=260 МПа; 3— сопротивление
ползучести <у=260 МПа
173
Таблица VI.1. Пределы длительной прочности и ползучести плит
из алюминиевых сплавов, МПа
Марка сплава %,2/100 Ojoo %, 2/100 ^100 °0.2/100 °100 °0,2/100
150 ° 2 200 0 250 ° с 300 сс
Д21 320 360 220 200 130
АК4-1 250 330 140 180 50 90 35 45
Д20 200 250 120 180 80 125 65 80
основным легирующим элементам — меди, марганцу и ти-
тану— аналогичен сплаву Д20, т. е. 6—7 % Си, 0,4—0,8 %
Мп, 0,1—0,2 % Ti и добавки магния в пределах 0,25—
0,45 %.
Сплав Д21 может применяться в виде поковок, штампо-
вок, листов и прессованных полуфабрикатов. Данный сплав
не сваривается аргонно-дуговой сваркой. Магний резко
ухудшает свариваемость сплава, поэтому в свариваемом
сплаве Д20 примеси магния строго ограничены: не должны
превышать 0,05 %. Сплав Д21 по сравнению со сплавом
АК4 — 1 имеет более высокие прочностные свойства при
комнатной температуре и высокую жаропрочность.
В табл. VI. 1 приведены сравнительные жаропрочные
свойства сплавов Д21, Д20 и АК4 — 1.
Предел ползучести о0,2 при 175 °C за время испытания
100 ч листов из сплавов Д21 и АК4— 1 составляет 180—
200 МПа и 140—150 МПа соответственно.
Влияние железа, кремния и цинка
Добавки железа свыше 0,45 % снижают механические
свойства сплавов системы А1—Си—Мп в закаленном и со-
старенном состояниях вследствие уменьшения растворимо-
сти меди и образования практически нерастворимой фазы
Cu2FeAl7. Длительная прочность при 300 °C также резко
падает. Поэтому содержание железа в сплаве в виде при-
меси допускается не более 0,3 % [2].
Малые концентрации кремния (до 0,4 %) повышают
прочностные свойства сплавов А1—Си—Мп. Например,
кремний улучшает также и жаропрочность сплава Д21 при
150 и 175 °C (рис. VI.7). При 300 °C кремний отрицательно
влияет на длительную прочность сплава Д20.
Увеличение прочностных свойств при малых концентра-
циях кремния связано с влиянием последнего на распад
твердого раствора А1—Си на стадии фазового старения.
174
Кремний вызывает более интенсивный процесс выделения
O'-фазы, при этом повышается плотность выделений и дис-
персность этой фазы.
При содержании кремния свыше 0,4 % уменьшаются
механические свойства сплавов вследствие образования
соединений типа AlMnSi, в присутствии магния образуется
соединение Mg2Si. При значительных содержаниях крем-
ний преимущественно вы-
деляется в свободном ви-
де. В результате снижа-
ется температура трой-
ной эвтектики до 525 °C
в системе А1 — Си — Si и
уменьшается температура
нагрева под закалку.
Присутствие кремния
в свободном состоянии
вызывает ускорение рас-
пада твердого раствора и
разупрочнение при тем-
пературах старения 200—
220°C. Поэтому содержа-
ние кремния в сплавах
ограничено до 0,2—0,3%.
Рис. VI.7. Влияние кремния на жаропроч-
ность сплава Д21 при 150 и 175 °C:
1—длительная прочность при 175 °C, О=
=270 МПа; 2 — сопротивление ползучести
при 175 °C, <у=260 МПа; 3 — сопротивление
ползучести при 150 °C, <у=350 МПа
Содержание цинка до 0,3 % не изменяет механические
свойства сплавов при комнатной температуре. Однако дли-
тельная прочность при 300 °C несколько снижается. При
указанных концентрациях цинк полностью растворяется в
твердом растворе и способствует разупрочнению сплава
при испытаниях- на жаропрочность. Показано, что присут-
ствие цинка в сплавах А1—Си сильно увеличивает ско-
рость диффузии меди при повышенных температурах за
счет повышения коэффициента диффузии меди в алюминии
[4]. Особенно сильная диффузия меди отмечается по гра-
ницам зерен. В сплавах допускается содержание примеси
цинка не более 0,1 %.
Фазовый состав сплавов Д20 и Д21
Основная упрочняющая фаза при термообработке сплавов
Д20 и Д21 — СиА12 и ее метастабильные модификации —
зоны ГП1 и ГП2 и O'-тетрагональная когерентная фаза.
Большое значение в упрочнении сплавов главным образом
при испытании на жаропрочность имеет тройная фаза
Al12CuMn2. Эта фаза выделяется из твердого раствора при
175
гомогенизации или нагреве под закалку в виде дисперсных
частиц, очевидно, блокирующих продвижение дислокаций.
Титан образует фазу Al3Ti, повышающую жаропроч-
ность только в случае присутствия ее в виде мелкодисперс-
ных частиц. Однако указывается, что титан может образо-
вать тройную фазу с алюминием и медью AlCu2Ti, име-
ющую структуру типа CsCl.
Магний как легирующий элемент в сплаве Д21 практи-
чески не образует фазы S-Al2CuMg и, растворяясь в твер-
дом растворе, влияет на характер и скорость его распада.
При значительных содержаниях кремния магний может об-
разовать соединение Mg2Si, резко снижающее жаропроч-
ность сплавов.
При наличии железа и отсутствии кремния могут обра-
зоваться нерастворимые фазы Cu2FeAl7, FeMnAl6, отрица-
тельно влияющие на упрочнение сплава. В присутствии
кремния железо образует тройную AlFeSi или четверную
AlMnFeSi фазу, снижающую концентрацию марганца в
твердом растворе, а следовательно, и жаропрочность спла-
вов.
Присутствие в сплавах циркония приводит к образова-
нию фазы ZrAl3, а по некоторым данным [8], цирконий в
системе А1—Си—Zr может образовать тройное соединение
Zr2CuAl5, имеющее решетку типа AuCu3.
Термическая обработка
Сплавы Д20 и Д21 упрочняются закалкой и искусственным
старением. Оптимальная температура нагрева под закалку
525—530 °C. Сплавы системы А1—Си—Мп практически не
упрочняются при естественном старении. Снижение способ-
ности к естественному старению этих сплавов обусловлива-
ется примесями железа [9], а также марганца. Как видно
из рис. VI.1, сплавы А1—Си без марганца имеют эффект
закалки всего лишь 35 МПа. С увеличением содержания
марганца эффект естественного старения падает и при
0,7—1,2 % становится равным нулю.
Снижение эффекта естественного старения сплавов
А1—Си—Мп с введением марганца наблюдал Б. А. Кола-
чев [10]. Автор показал, что добавки хрома еще в большей
степени снижают эффект естественного старения этих спла-
вов.
Рис. VI.8 иллюстрирует изменения механических свойств
сплавов при разных температурах старения в зависимос-
ти от содержания марганца. Упрочнение при старении
сплавов системы А1—Си-—Мп под влиянием марганца су-
176
щественно изменяется. При температурах старения 140,
150, 160 и 170 °C временное сопротивление непрерывно по-
вышается с увеличением содержания марганца до 1,2—
1,6 %. С ростом температуры старения до 190 и 205°C вре-
менное сопротивление незначительно увеличивается, но при
меньших концентрациях марганца (до 0,6%).
При самой высокой температуре старения (220 °C) име-
ет место слабый, но заметный максимум ов при концентра-
Рис. VI.8. Влияние марганца на
механические свойства листов
толщиной 2 мм из сплава Д20
при различных температурах
старения, °C:
/—140; 2—150; 3 — 160; 4 —
170; 5—190; 6 — 205; 7 — 220
Рис. VI.9. Влияние температуры старе-
ния на длительную прочность сплава
Д20 при 300 °C и напряжении 90 МПа;
/ — минимальные значения; 2 — макси-
мальные значения
циях марганца 0,4—0,6 %. Таким образом, марганец при
содержаниях свыше 0,6 % повышает разупрочнение сплавов
при высоких температурах старения. Это, очевидно, связа-
но с сильным обеднением твердого раствора по меди вслед-
ствие образования тройной фазы Al]2CuMn.
Максимальный эффект искусственного старения спла-
вов установлен при 160 и 170 °C, а минимальный — при
200 °C. Однако испытания на жаропрочность при 300 °C
показали, что оптимальные режимы искусственного старе-
ния, обеспечивающие максимальные жаропрочные свойст-
ва сплавов, находятся при более высоких температурах ста-
рения, а именно при 205 и 220 °C (рис. VI.9).
Таким образом, для получения высоких механических
свойств при комнатной температуре полуфабрикаты из
12—834
177
Таблица VI.2. Режимы термообработки полуфабрикатов сплавов
Д20 и Д21
Марка сплава Сак’ °с Режим старения
t, °C т, ч
Д20 530—540 165—175 16—10
(I режим) 200—220 12—8
Д21 520—530 (II режим) 170—180 17—15
сплавов системы А1—Си—Мп необходимо подвергать ста-
рению при 170 °C, а для обеспечения высокой жаропрочно-
сти — при 220—200 °C. Поэтому в зависимости от условий
работы изделия из сплава Д20 можно применять два режи-
ма искусственного старения (табл. VI.2).
Сплав Д20 не упрочняется при естественном старении,
поэтому перерыв между закалкой и искусственным старе-
нием не оказывает влияния на механические свойства.
Перерыв между закалкой и искусственным старением у
сплава Д21 практически также не влияет на его механи-
ческие свойства.
Для избежания поводок и коробления закалку изделий
сложной формы и конфигурации из сплавов системы
А1—Си—Мп можно производить в горячей воде, при этом
механические свойства изменяются незначительно.
Результаты испытания на жаропрочность прессованных
полос с различной структурой приведены в табл. VI.3
(т — среднее время до разрушения образца).
Таблица VI.3. Длительная прочность при 300 °C прессованных
полос из сплава Д20 с крупным и мелким зерном, искусственно соста-
ренных при разных температурах
Исходная структура Режим старения a, МПа т, ч
t. °C т, ч
Крупнозернистая 170 16 90 87
190 16 90 213
205 16 90 260
220 12 90 216
Мелкозернистая 170 16 80 26
190 16 80 40
220 12 80 89
178
Низкие жаропрочные свойства листов из сплава Д20 в
значительной степени обусловлены наличием мелкозернис-
той равноосной структуры. Так, длительная прочность лис-
тов из сплава Д20 при 300 °C за 100 ч составляет всего
лишь 40 МПа, т. е. на 50 % ниже по сравнению с прессо-
ванными полуфабрикатами.
Коррозионные свойства
Сплавы Д20 и Д21 по сравнению со сплавами типа Д16 от-
личаются пониженной коррозионной стойкостью из-за
большей концентрации меди. Полуфабрикаты из сплавов
Д20, Д21, искусственно состаренные по принятым режи-
мам, не склонны к коррозии под напряжением. Изделия из
этих сплавов защищают анодированием и лакокрасочны-
ми покрытиями.
Механические свойства
Механические свойства различных полуфабрикатов и»
сплавов Д20 и Д21 приведены в табл. VI.4—VI.6.
Сплавы системы А1—Си—Мп имеют высокие значения
вязкости разрушения.
Таблица VI.4. Типичные механические свойства различных
полуфабрикатов из сплавов Д20 и Д21
Листы, плиты (за- каленные правле- ные и искусственно состаренные) . . Прессованные . Поковки, штам- 400 280
повки 400 280
Листы, плиты . — —
Прессованные . . 430— 350
480
Поковки, штам-
повки 440 350
10 400 300 12 — —
8 400 280 8 380 270
— 430—460 350 8 — —
8 — — — — —
8 440 310 7 400 300
12*
179
Таблица VI.5. Типичные механические свойства сплавов Д20 и Д21
при различных температурах
*исп’ °C Д20 Д21
ов, МПа °0>2, МПа б, % ов, МПа °0,2’ МПа 6. %
—70 420 320 12
20 410 300 10 430 350 9
150 340 260 11 380 320 6
250 240 160 11 300 210 7
300 180 130 14 — — —
Значения вязкости разрушения сплавов Д20, Д21 при-
ведены ниже:
1/2
Сплав Полуфабрикат МПа-м
Д20 Прессованная полоса 52/41,6
Д21 Штампованно-катаная полоса 29/27
Примечание. В числителе приведены значения в продоль-
ном направлении, в знаменателе — в поперечном.
Таблица VI.6. Механические свойства сварных соединений
из сплава Д20
*всп’ °С <7В, МПа Коэффициент ослаб- ления сваркой
основного материала сварного соединения
20 400 300 0,75
150 320 260 0,81
200 260 220 0,84
250 180 160 0,89
300 120 НО О', 92
2. Сплав 1201*
Сплав 1201 относится к сплавам системы А1—Си—Мп.
Сплав термически упрочняемый, жаропрочный, сваривае-
мый, предназначен для работы при комнатной, повышенных
и низких температурах (вплоть до —269°C), имеет сред-
нюю прочность и высокую технологическую пластичность.
Содержание меди в сплаве выбиралось из расчета по-
лучения высоких механических свойств при комнатной
температуре и хорошей жаропрочности сплава, а также
* Авторы: Н. Б. Кондратьева, Т. В. Иванова, Ю. И. Арбузов.
180
высокой сопротивляемости материала образованию крис-
таллизационных трещин при затвердевании расплава. По
этим причинам количество меди выбрано близким к пре-
дельной растворимости меди в алюминии [11].
Присадка марганца в пределах 0,2—0,8 % повышает
жаропрочность сплавов А1—Си, содержащих ~6 % Си, и
тормозит рост зерна, однако присутствие его в количествах
более 0,4 % ухудшает свариваемость материала.
Добавка циркония также повышает прочность сплава
при комнатной и повышенных температурах [2].
Сплавы системы А1—Си склонны к росту зерна — к со-
бирательной рекристаллизации. Поэтому в сплав 1201, по-
мимо марганца и циркония, вводят присадки титана и ва-
надия в количествах 0,02—0,1 % и 0,05—0,15 % соответст-
венно [12, 14, 15].
Кроме указанных элементов, на свариваемость сплава
оказывает большое влияние примесь магния. Присутствие
ее в сплаве более 0,02 % резко снижает сопротивляемость
материала кристаллизационным трещинам при сварке.
Сравнительно большое количество тугоплавких элемен-
тов в сплаве 1201 вынуждает во избежание образования
крупных интерметаллидов в материале использовать срав-
нительно чистую по железу и кремнию шихту (алюминий
марки А85). Кроме того, большое количество железа
(>0,3%) и кремния (>0,2%) снижает сопротивляемость
материала образованию кристаллизационных трещин при
сварке [15, 18, 20].
На основе изложенного состав сплава выбирают в пре-
делах оптимального количества каждого компонента при-
садок и примесей. Ниже приведен химический состав ос-
новного сплава 1201 (ОСТ 1—90048—77) и присадочной
проволоки для сварки (ГОСТ 7871—75):
1201 СВ1201
Основной легирующий компо- нент, %:
медь 5,8—6,8 6,0—6,8
марганец 0,2—0,4 0,2—0,4
титан 0,02—0,1 0,1—0,2
цирконий 0,1—0,25 0,1—0,25
ванадий 0,05—0,15 0,05—0,15
бериллий Примесь, %, не более: — 0,0001 — 0,0008
железо 0,3 0,15
кремний 0,2 0,08
НИНК . . . .... 0,1 0,05
магний 0,02 0,02
181
Указанная композиция сплава 1201 позволила иметь
сплав средней прочности, повышенной вязкости разруше-
ния. Сплав обладает высокой технологической пластично-
стью при литье и деформации. Из него могут быть изготов-
лены все виды полуфабрикатов крупных габаритов.
Полуфабрикаты хорошо свариваются всеми видами
сварки, в том числе и сваркой плавлением [15, 20].
Сопротивляемость материала коррозионному разруше-
нию под напряжением и расслаивающей коррозии удовлет-
ворительная: общая коррозионная стойкость полуфабрика-
тов пониженная и приближается к коррозионной стойкости
сплавов Д20 и Д16. Учитывая это обстоятельство, листы
выпускаются плакированными. Плиты могут выпускаться
неплакированными и плакированными. Для плакировки ис-
пользуют сплав марки АЦпл А1 + 0,9—1,3 % Zn. Такой ма-
териал рекомендуется для сварных и несварных конструк-
ций, работающих при 20 °C и повышенных (до 150 СС)
температурах. Кроме того, конструкции (детали), изготов-
ленные из сплава 1201, надежно работают и при низких
температурах [13, 16].
Термическая обработка
Полуфабрикаты из сплава 1201 подвергаются различным
видам термической обработки.
Отжиг. Полный отжиг для снятия упрочнения, получен-
ного в результате термической обработки, проводят при
380—420 °C в течение 10—60 мин, охлаждение осуществля-
ют со скоростью 30°С/ч до 260 °C, а затем — на воздухе.
Неполный отжиг (для снятия технологического наклепа,
полученного в результате холодной обработки давлением)
проводят при 350—370 °C в течение 30—60 мин, охлажда-
ют полуфабрикаты на воздухе. Длительность выдержки
плакированных листов не должна превышать 20 мин.
Закалка. Полуфабрикаты из сплава 1201 закаливают с
535±5 °C в холодную воду с температурой не выше 40 С
(в противном случае снижается коррозионная стойкость ма-
териала) .
Перезакалка закаленных и правленых полуфабрикатов
или закаленных, правленых и искусственно состаренных не-
целесообразна. Перезакалка закаленных и нагартованных
полуфабрикатов или закаленных, нагартованных и искусст-
венно состаренных не разрешается.
Искусственное старение. Искусственное старение про-
водят по трем режимам в зависимости от вида полуфабри-
ката и его состояния после закалки (табл. VI.7).
182
Рис. VI. 10. Микроструктура полуфабрикатов из сплава 1201 в полностью терми-
чески обработанном состоянии. Х200 (травитель: 66 % Н2О — 27 % HNO3 — 7 % HF.
промывка в 15 %-ной HNO3):
а — лист толщиной 2 мм, АТ1Н, поперечное направление; б — плита толщиной
20 мм, ATI, поперечное направление; в — профиль, толщина стенки 4 мм, попе-
речное направление; г —поковка толщиной до 100 мм, поперечное направление
В процессе искусственного старения в сплаве 1201 про-
исходит распад твердого раствора, сопровождающийся
увеличением удельного объема сплава. Вследствие этого
линейные размеры деталей увеличиваются на 0,1—0,12%.
По этой причине детали следует укладывать в печи ста-
рения в термофиксирующих приспособлениях свободно,
чтобы ничто не затрудняло увеличение их линейных раз-
меров.
1-й режим применяют для неправленых и ненагартован-
ных после закалки полуфабрикатов и деталей, 2-й режим
используют для правленых полуфабрикатов и деталей с
остаточной деформацией после закалки (листы, плиты —
183
Таблица VI.7. Режимы искусственного старения полуфабрикатов
из сплава 1201
Вид полуфабри- ката 1-й режим 2-й режим 3-й режим
t, °C т, ч t, °C т, ч Л °C т, ч
Листы .... 185—195 20—36 175—185 18—20 165—175 16—24
Плиты . 185—195 20—36 175—185 18—20 175—185 16—18
Профили . . . Поковки и 185—195 20—36 185—195 18—20 — —
штамповки 185—195 22—30 175—185 18—20 — —
1,5—3 %, профили—1—3 %, поковки, штамповки — 1 —
5 %). 3-й режим применяют для нагартованных на 7—
10 % после закалки полуфабрикатов и деталей (листы,
плиты).
Время между закалкой и искусственным старением, а
также между закалкой и последующей холодной деформа-
цией не ограничено.
Указанные режимы искусственного старения обеспечи-
вают удовлетворительную коррозионную стойкость мате-
риала под напряжением и удовлетворительную сопротив-
ляемость материала расслаивающей коррозии.
Структура термически обработанного материала состо-
ит в основном из твердого раствора а меди в алюминии и
избыточной фазы C11AI2 (рис. VI.10) [17, 19].
Механические свойства полуфабрикатов
Минимальные прочностные характеристики имеют полу-
фабрикаты в закаленном и искусственно состаренном сос-
тоянии (огв^360 МПа). Полуфабрикаты, нагартованные
после закалки на 7—10 %, имеют максимальные (ов^
^450 МПа) прочностные характеристики (табл. VI.8).
Полуфабрикаты или детали, подвергшиеся после закалки
правке (1,0—5 %), имеет средние прочностные характерис-
тики (об^410н-430 МПа в зависимости от полуфабриката
и степени холодной деформации при правке).
Свойства материала при растяжении несколько ниже со-
ответствующих свойств при сжатии. Механические свойст;
ва материала при повышенных температурах указывают, на
то, что сплав является жаропрочным.
Так, прочностные характеристики металла при кратко-
временных (20 мин) нагревах при 150 °C составляют в ос-
новном 80—90 % от свойств материала при комнатной тем-
пературе (табл. VI.9). Временное сопротивление нетепло-
184
прочного материала, например сплава АМгб, при 150 °C
составляет 70—75 % от ов при 20 °C.
Длительный (до 100 ч) нагрев металла при температу-
ре до 150 СС практически не изменяет свойств материала.
При нагревах выше 150 °C прочностные характеристики
снижаются (табл. VI.10).
При низких температурах полуфабрикаты (табл. VI.11)
имеют повышенные прочностные характеристики, а также
Рис. VI. 11. Выносливость
листов толщиной 2 мм из
.сплава 1201АТ1 (I) и
1201AT1H (2) по сравнению
со сплавом АК4—1T1 (3) и
Д16АТ (4) при значениях
=400 (/), 420 (2), 430 (3)
и 450 МПа (4). f=0,17 Гц
при <j=200 МПа, f=40 Гц
при 0=160 МПа. (По дан-
ным Воробьева А. 3., Колга-
новой 3. Н. и авторов)
повышенную пластичность. Полуфабрикаты из сплава 1201
могут надежно работать при температурах вплоть до
—269 °C [16].
Сплав 1201 имеет достаточно высокие значения пт-у
(табл. VI.12), вязкости разрушения (табл. VI.13) и уста-
лостную прочность, близкую к усталостной прочности спла-
вов Д16Т и АК4—1 (рис. VI.11, значения о даны в кгс/мм2).
Технологическая пластичность х
Благодаря оптимальному сочетанию прочности и пластич-
ности сплав 1201 легко подвергается ротационной раскат-
ке. Из полуфабрикатов сплава можно изготавливать трубы
различных размеров. Технология изготовления трубных за-
готовок, разработанная совместно с Л. А. Раковым, позво-
ляет получать трубы точных размеров. Кроме того, авторы
совместно с Ф. П. Вербовым разработали технологию изго-
товтения бесшовных оболочек путем ротационной раскат-
ки сварных трубных заготовок.
К недостаткам сплава относится пониженная общая
коррозионная стойкость. Коррозионная стойкость под нап-
ряжением и сопротивляемость расслаивающей коррозии
удовл етвор ител ьные.
Свариваемость
При исследовании свариваемости сплава были изучены
сопротивляемость материала образованию кристаллизаци-
185
~ Таблица V1.8. Типичные механические свойства полуфабрикатов из сплава 1201 при комнатной температуре (по-
перечное направление)
Вид полуфабриката Состояние материала Е, ГПа ав °о,2 апц би. % НВ псж пц сж °0,2
МПа МПа
Листы толщиной до 10 мм Закаленное, ис- кусственно соста- ренное 71 380—400 260—280 240 12—14 100— 200 260 290
Закаленное, прав- леное, искусствен- но состаренное 410—430 320—330 240—250 10—12 — 280 340
Закаленное, на- гартованное, ис- кусственно соста- ренное 430—450 340—360 270—280 8—10 — 290 360
Плиты толщиной 40 мм Закаленное, прав- ление, искусствен- но состаренное 72 430—450 320—340 280—290 7—8 125— 130 300 380
Плиты*1 толщиной 60—85 мм Закаленное, прав- леное, искусствен- но состаренное 72 420—480 320—370 260—290 6—9 (7-Ю) — 300 903
Профили*2 4 X 40 X Х40 мм Закаленное, прав- леное, искусствен- но состаренное 72 410—430 310—330 — 8—10 — — —
Профили*1 Ю0Х Х200 мм Закаленное, прав- леное, искусствен- но состаренное 72 410—440 320—370 — (6-10) — — —
Прутки *2 диамет- ром 130 мм Закаленное, искус- ственно состарен- ное 72 360—380 260—280 220 8—12 — — —
Поковки* массой до 100 кг Закаленное, ис- кусственно соста- ренное 72 380- 400 260—280 7—10 — — —
Примечание. Относительное удлинение, приведенное в скобках, соответствует /=5,65/^, в остальных случаях Z-11,3F /
•' По данным 3. Н. Арчаковой, Л. II. КириллоЬой, Ю. А. Курносова; для плит толщиной 60-85 мм ф= 14-22 %. *2 Образцы M>ipe-
| . заны в продольном направлении.
GO
Таблица VI.9. Механические свойства полуфабрикатов при повышенных температурах
Таблица VI. 10. Влияние продолжительности нагрева
на механические свойства листов * при комнатной температуре
и температурах нагрева
Режим нагрева Комнатная температура Температура нагрева
°C т, ч ов, МПа %,2’ МПа 610, % <тв> МПа с»0 9, МПа бю, %
20 430 345 8,0 —
150 0,5 425 340 9,5 345 280 12,0
100 420 340 9,5 330 280 14,0
200 0,5 425 335 9,5 270 230 12,5
100 370 270 9,5 240 19,5 17,0
250 0,5 375 270 10,0 190 170 18,0
100 315 210 10,0 175 150 20,0
1000 290 205 11,5 180 155 22,0
300 0,5 320 205 10,5 — .— —
100 275 170 11,0 130 по 18,5
* Листы толщиной 2 мм в закаленном, нагартованном на 7—10 % и искусст-
венно состаренном состоянии.
онных трещин при сварке, пластичность сварных соедине-
ний, а также его прочностные характеристики.
Таблица VI.И. Типичные механические свойства полуфабрикатов
из сплава 1201 при низких температурах в поперечном направлении
Вид полуфабриката ^исп’ °C ов, МПа с»0 2> МПа 61,?, % Ф. %
Листы толщиной 2,0 мм; 20 420—440 320—350 8—10 -
ATI, АТ1Н —70 430—450 340—360 9—11 —
— 196 500—530 390—400 12—13 —
—253 600—630 430—450 16—18 —
Плиты толщиной 20 мм, 20 440 345 8,0 15,5
Т1 — 196 545 380 9,5 17,5
—253 645 430 12,0 18,0
Плиты толщиной 40 мм, 20 435 325 7,5 9,0
Т1 —70 470 345 8,0 10,0
— 196 545 415 9,0 10,0
Профили с толщиной 20 420—430 300—320 8—9 —
полки 4 мм, Т1* —196 510—520 390—420 10—13 —
—253 640—650 430—450 12—15 —
Поковки массой до 100 кг, 20 390—400 260—280 8—10 —
Т1 (без правки) — 196 480—490 300—310 12—14 —
* Свойства в продольном направлении.
188
189
Таблица VI.12. Работа разрушения образцов с заранее нанесенной
трещиной
Вид полуфабриката Состояние материала ат у, Дж/см2
Листы ТОЛЩИНОЙ 10 мм Т1 9,5
Т1Н 6,0
Плиты толщиной 40 мм Т1 9,5
Плиты толщиной 60—85 мм Т1 9,5
Профили * с толщиной полки 4 мм Т1 16,5
Профили сечением 100X200 мм Т1 8,7
Поковки массой до 100 кг ТI (без правки) 9,5
* Направление вырезки образца продольное, в остальных случаях — попереч-
ное.
Результаты испытаний материала по крестовой пробе и
пробе МВТУ показали повышенную сопротивляемость его
образованию кристаллизационных трещин при сварке:
Марка основного металла Марка присадочной проволоки Состояние основного металла К*. % А, мм/мин
1201 СВ1201 Закаленное, нагартован- ное, искусственно соста- 3 13
АМгб свАМгб ренное Отожженное 8 8
* По зоне сплавления. К=0 по шву.
Таблица VI. 13. Вязкость разрушения плит и профилей из сплава
1201 в закаленном, правленом и искусственно состаренном состояниях
Вид полуфабриката Направление вырезки образца 1/2 , МПа • м ' 1с
Плиты толщиной 40—50 мм дп 32—35
пд 28—33
вд 21—24
Плиты толщиной 80 мм ДП 34—44,5
пд 31—38
вд 23—25
Профили сечением 100x200 мм дп 28—37,5
пд 24—33
вд 24—29,5
190
Коэффициент трещинообразования по крестовой пробе
О—3 %. Критическая скорость деформации, при которой
появляется первая трещина в сварном соединении, состав-
ляет ~12,6 мм/мин (у сплава АМгб А = 8 мм/мин).
При одноосном нагружении сварные соединения (лист
толщиной 2 мм) имеют высокие значения <тв и угла гиба
(близок углу гиба основного металла):
Марка сплава Испытываемый материал с>в, МПа а, %
1201Т1Н Основной металл 436 63
Сварное соединение с усиле- 310 —
нием
Сварное соединение без усиле- 266 78
ния и проплава
Металл шва 240 —
АМгб Сварное соединение с усиле- 300 —
нием
Сварное соединение без усиле- 260 90
НИЯ
Значение ударной вязкости с надрезом по шву и около-
шовной зоне оставляет 15 и 8 Дж/см>2.
Прочностные характеристики сварных соединений (ар-
гонно-дуговая сварка неплавящимся электродом), получен-
ные при одноосном и двухосном растяжении, близки.
Временное сопротивление сварного соединения с усиле-
нием составляет 0,7 от ав металла (лист толщиной 2,0 мм).
Разрушение происходит по зоне сплавления.
Снятие усиления и проплава снижает прочность сварно-
го соединения с 300 до 250 МПа (разрушение происходит
по наплавленному металлу).
Таблица VI.14. Свойства сварных соединений сплава 1201
при одноосном растяжении
Основной металл Присадочная проволока ft*, мм ов, МПа Угол гиба, град
1201пч 1201пч 2 295/255 98
6 260/265 49
1201 1201 2 315/265 78
6 255/275 43
Примечание. В числителе приведены значения ов для сварного соеди-
нения с усилением, в знаменателе — для сварного соединения без усиления и
проплава .
* Толщина свариваемого материала.
191
Аналогичная закономерность механических свойств по-
лучена при испытании сварных образцов (листовой мате-
риал толщиной 6 мм, табл. VI. 14).
При двухосном растяжении пластичность основного ме-
талла и сварного соединения (лист толщиной 2 мм, двухос-
ное растяжение) сравнительно высокая и близка к пластич-
ности сплава АМгбН с 20 % нагартовки (данные отмечены
звездочкой):
Материал ав- а , i ек’ Нк. * ск’ нь„ 1 К'
МПа МПа % ММ см* % ММ см3
Основной ме- талл . . . . Сварное соеди- нение с усиле- 370 470 28 25,5 130 27 24 117
нием .... 330 — 4,5 10 57 4,5 16 95
Примечание. Нк — высота вспучивания полусферы; VK — объем полу-
сферы при двухосном растяжении; е— пластичность материала при двухосном
растяжении.
При двухосном растяжении значения условных напря-
жений ниже, чем при одноосном. Независимо от содержа-
ния железа и кремния коэффициент трещинообразования
при сварке (по крестовой пробе) имеет нулевое значение.
Критическая скорость деформации А в обоих случаях вы-
сокая (13—14 мм/мин). Однако наилучшие результаты по-
лучены при сварке основного металла с присадочной прово-
локой св1201, содержащей до 0,15 % Fe, до 0,08 % Si
(табл. VI.15).
Пластичность сварных соединений практически не за-
висит от чистоты исходных материалов — основного ме-
талла и присадочной проволоки (табл. VI.16). Это уста-
Таблица VI.15. Сопротивляемость трещинообразованию при сварке
сплава 1201 с различным содержанием * примесей железа и кремния
Основной металл Присадочная проволока К**, %, по шву А, мм/мин
1201 1201 3 12,6
1201пч 1201пч 0 16,4
1201 1201пч 0 24
1201пч 1201 5 11,2
* В сплаве 1201 содержится 0.15—0,2 % Fe, 0,1—0,15 % Si, в сплаве 1201пч со-
держится до 0,05 % железа и кремния каждого. ** По зоне сплавления К=0.
192
Таблица VI.16. Свойства сварных соединений сплава 1201
с различным содержанием примесей железа и кремния (одноосное
растяжение)
Основной металл Присадочная проволока ов, МПа Угол гиба, град
1201 1201 310/265 78
1201пч 1201пч 295/255 98
1201 1201пч 320/290 90
1201пч 1201 315/290 93
Примечание. В числителе приведены значения ов для сварного соеди-
нения с усилением, в знаменателе — для сварного соединения без усиления и
проплава.
новлено при испытании материала на угол загиба, а также
на деформационную способность материала (сварных сое-
динений) при двухосном растяжении (табл. VI.17). Вре-
менное сопротивление сварного соединения также мало за-
висит от чистоты листового материала и присадочной про-
Таб лица VI.17. Свойства сварных соединений сплава 1201
с различным содержанием примесей железа и кремния (двухосное
растяжение)
Основной металл Присадочная проволока Нк. мм Ук, см3 К, %
по шву по зоне сплавления
1201 1201 10 57 4,7 7,5
1201пч 1201пч 10 60 3,6 7,5
1201 1201пч 9,6 60 2,7 8,2
1201пч 1201 9,1 63 2,8 6,6
волоки, наблюдается лишь некоторая тенденция к
снижению Ов (на 10—20 МПа) в случае изготовления по-
луфабриката из сплава с сотыми долями процента железа
и кремния.
Влияние подварок на свойства сварных соединений
Свойства сварных соединений в зависимости от количест-
ва повторных нагревов (подварок) исследованы на листо-
вом материале в термически обработанном состоянии
(1201АТ1Н).
13—834
193
Исходным материалом служили сварные образцы, вы-
полненные автоматической аргонно-дуговой сваркой непла-
вящимся электродом.
Подварки осуществлялись ручным способом после ме-
ханической зачистки усиления и проплава шва до уровня
основного металла. Устранение дефектов методом под-
варок приводит к снижению механических свойств:
Число подварок ................
OgB» МПа.....................
Угол гиба, град................
0 12 3
315 255 210 200
78 82 78 64
Временное сопротивление сварного соединения умень-
шается на 40 % после двух подварок по сравнению с дан-
ными, полученными при испытании сварных образцов в ис-
ходном состоянии. Пластичность (угол гиба) также умень-
шается с увеличением количества подварок.
По этим причинам для разных сварных конструкций
строго оговаривается допустимое количество подварок.
Общая коррозионная стойкость сварных соединений по-
ниженная, как и у основного металла. Коррозионная стой-
кость под напряжением удовлетворительная.
Материал можно применять в различных отраслях на-
родного хозяйства в сварных и несварных конструкциях в
широком интервале температур.
3. Сплав 01205*
Высокопрочный свариваемый алюминиевый сплав
01205 системы А1—Си—Мп с небольшими добавками кад-
мия и циркония обладает повышенными по сравнению со
сплавами 1201 и АМгб механическими свойствами. Его
плотность 2,85 г/см3. Химический состав сплава следующий,
% (по массе): Си 5,8—6,8; Мп 0,3—0,8; Ti 0,02—0,1;
Cd 0,1—0,2; Zr 0,08—0,15; Mg 0,02; Fe^0,3; Si^0,3;
Zn<c0,l; SnsC0,05.
Возможность повышения механических свойств сплавов
систем А1—Си и А!—Си—Мп с помощью малых добавок
кадмия, олова и индия была установлена в работах оте-
чественных и зарубежных исследователей [20—26]. Она ос-
нована на открытом Нокком в 30-х годах дополнительном
эффекте упрочнения сплавов системы А1—Си при искус-
Авторы: Э. 3. Непомнящая, О. А. Романова.
194
ственном старении в результате введения добавок кадмия,
индия и олова.
Благодаря действию малых добавок кадмия в указан-
ных системах основная упрочняющая фаза 6' образуется в
виде пластинок, более тонких, чем в сплавах без кадмия,
т. е. кадмий служит стабилизатором роста фазы 6'. Стаби-
лизация этих тонких выделений, по мнению авторов рабо-
ты [27], происходит благодаря сегрегации атомов кадмия
у поверхности раздела фазы 0' и матрицы.
Рис. VI. 12. Структура сплавов типа Д20 (а) и 01205 (б) в закаленном и искусст-
венно состаренном состояниях (190 °C, 10 ч); оксидные реплики. Х21000 (а);
Х24500 (б) (В. С. Сандлер и авторы)
Электронно-микроскопическое исследование листов из
сплавов типа Д20 и 01205 в закаленном и искусственно
состаренном состоянии обнаруживает существенное разли-
чие в их структуре (рис. VI. 12,а, б). В обоих сплавах ста-
рение при 190 °C, 10 ч приводит к распаду по зерну с обра-
зованием однородно распределенных частиц O'-фазы, имею-
щих пластинчатую форму и образующих видманштеттову
структуру с тремя преимущественными осями ориентиров-
ки. На границах зерен в обоих сплавах наблюдаются ред-
кие отдельно отстоящие выделения компактной формы, ко-
торыми в состаренных сплавах системы А1—Си, как прави-
ло, являются частицы стабильной 6-фазы (СиА12). Обедне-
ние границ зерен медью, локализованной в частицах фазы
6, приводит к образованию приграничной зоны, свободной
от выделений. Однако при сравнении структур сплавов, по-
казанных на рис. VI. 10, а, б, наблюдается значительная
разница в размерах частиц б'-фазы, их количества, а также
в размерах зоны, свободной от выделений. Введение кад-
13*
195
Рнс. VI.13. Изменение механических свойств сплава 01205 в зависимости от вре-
мени и температуры старения, °C:
/ — 20; 2—70;, 3—125; 4—150; 5—165; 6—175; 7—195; 6—220; 9 — 250
мия в сплав типа Д20 вызывает существенное измельчение
выделений б'-фазы. Так, длина частиц б'-фазы в сплаве ти-
па Д20 составляет 40—200 нм, а в сплаве с добавкой кад-
196
мия 10—80 нм. Средняя ширина зоны, свободной от выде-
лений, в сплаве типа Д20 равна 150 нм, а в сплаве с
добавкой кадмия 70 нм.
На рис. VI. 13 представлены кинетические кривые изме-
нения ов, оо,2, 6 и отношения 00,2/ов после старения при 20—
250СС. При 20 °C старение сплава 01205 протекает очень
медленно. Отношение о0;2/сув сплава 01205, состаренного
при 20 °C в течение одного года, равно 0,61, что характер-
но для зонной стадии старения [28, 29]. Повышение темпе-
ратуры нагрева приводит к увеличению скорости измене-
ния прочностных и пластических характеристик сплава.
Так, при 70 °C заметное увеличение ов и 00,2 наблюдается
после старения в течение 48 ч. Прочностные характеристи-
ки и относительное удлинение сплава, состаренного при
этой температуре в течение одного года, по абсолютным
значениям соответствуют свойствам сплава Д16 в естест-
венно состаренном состоянии (ов=440 МПа; о0,2 —
= 280МПа; 6 = 2%). При этом отношение Оо.г/Ив, равное
0,64, остается на уровне, отвечающем зонной стадии ста-
рения.
Процессы старения при температурах выше 125 °C ха-
рактеризуются наличием максимума на кривых зависимо-
сти механических свойств от температуры и продолжитель-
ности старения. Максимальные свойства сплава достига-
ются после старения в интервале 165—175 °C в течение
6—24 ч.
Кинетика распада пересыщенного твердого раствора
сплава 01205 в интервале 150—250 °C характеризуется на-
личием разупрочняющей стадии, наступающей после до-
стижения максимальных значений свойств. Кривые отно-
шения 00,2/ов в интервале 125—165 °C имеют два харак-
терных участка: начальному участку соответствует пологий
подъем кривой сг0>2/ств==/: (т) до значений, равных 0,6; при
увеличении продолжительности старения наблюдается рез-
кий подъем этой кривой до значений, равных 0,85. В соот-
ветствии с принятой классификацией стадий старения по
этому показателю [28, 29], область перехода от первого
участка кривой ко второму следует рассматривать как гра-
ницу между зонной и фазовой стадиями. По мере повыше-
ния температуры старения эта граница смещается в сторо-
ну меньших выдержек и становится все менее выраженной.
При 175 °C и выше по механическим характеристикам ее
установить практически невозможно.
Для уточнения температурно-временных областей ста-
рения, а также для установления степени корреляции меж-
197
ду различными методами изучения кинетики распада пере-
сыщенного твердого раствора в интервале 125—220 °C ис-
пользованы рентгеноструктурный, дилатометрический и ре-
зистометрический методы.
На рис. VI. 14 представлено относительное изменение
параметра кристаллической решетки (аСт—«зак)/азак (где
«ст — параметр решетки твердого раствора после старения;
«зак — параметр решетки твердого раствора после закалки)
Рис. VI.14. Относительное
изменение периода кристал-
лической решетки сплава
01205 в зависимости от вре-
мени т и температуры ста-
рения, °C:
/— 125; 2 — 175; 3 — 195;
4 — 220
сплава в зависимости от температуры и времени старения.
В исследованном интервале температур в сплаве 01205 на-
блюдаются три стадии старения — зонная, фазовая и
коагуляционная. Зонное старение (первый участок кривой
Дбс/а=/(т)) вызывает уменьшение параметра решетки на
0,02—0,03 %. Согласно данным о степени обогащения зон
легирующим компонентом до состава фазы выделения
[30—32] и о влиянии легирования на параметр решетки
твердого раствора [33, 34], уменьшение объема на зонной
стадии старения является типичным для сплавов систем
А1—Си, Al—Zn, А1—Mg. при 125 °C продолжительность зон-
ной стадии старения составляет 48 ч. По мере повышения
температуры старения продолжительность этой стадии со-
кращается.
Распад пересыщенного твердого раствора с выделением
метастабильных (6" и б') фаз, богатых медью, сопровожда-
ется резким и значительным увеличением параметра кри-
сталлической решетки [34]. Этому процессу соответствует
второй участок кривой ka/a=f(%). Переход от зонной ста-
дии старения к фазовой характеризуется изменением знака
приращения параметра кристаллической решетки. Ско-
рость протекания фазового старения, как и зонного, су-
щественно зависит от температуры.
Третий участок кинетических кривых An/n=f(T)—за-
198
медление и прекращение возрастания параметра решетки—•
соответствует завершению распада твердого раствора и на-
чалу разупрочняющей (коагуляционной) стадии старения.
Характер относительного изменения полуширины
(ЛЬ/Ь) дифракционной линии (331) сплава 01205 в зависи-
мости от температуры старения аналогичен относительному
изменению параметра решетки (рис. VI. 15). Первый учас-
ток этой кривой, соответствующий уменьшению параметра
Рис. VI. 15. Относнтепьное
изменение полуширины рент-
геновской дифракционной
линии (331) сплава 01205 в
зависимости от времени и
температуры старения, °C:
7—125; 2—175; 3—195;
4—220
решетки твердого раствора, характеризуется уменьшением
\b/b. Второй участок определяется резким увеличением
Д&/6, что может быть связано с ростом концентрационной
неоднородности твердого раствора при его распаде. Срав-
нение результатов, приведенных на рис. VI. 14 и VI. 15, по-
казывает, что максимум уширения дифракционной линии
соответствует увеличению параметра решетки на 50 % от
общего эффекта, т. е. распаду половины объема твердого
раствора. Другим фактором, определяющим максимум
\b/b, являются микроискажения, обусловленные, по-види-
мому, выделением О'-фазы, когерентно связанной с твердым
раствором. Частичный разрыв когерентности при переходе
0"-фазы в О'-фазу приводит к снижению микроискажений
решетки — интенсивному уменьшению относительного из-
менения полуширины дифракционной линии. Третий учас-
ток кривых Д&/6=/(т) характеризуется постепенным
уменьшением &Ь/ЬУ которое является типичным для про-
цесса рассасывания структурных микроискажений.
Результаты, полученные дилатометрическим методом,
согласуются с данными рентгеноструктурного анализа
(рис. VI. 16). Зонная стадия старения сплава 01205 сопро-
вождается общим уменьшением объема, а интенсивный
распад пересыщенного твердого раствора с выделением уп-
199
рочняющих метастабильных фаз — увеличением объема.
Однако, в отличие от рентгеновского, дилатометрическим
методом не обнаруживается зонная стадия старения при
температурах выше 175 °C. Это связано с тем, что при ука-
занных температурах продолжительность зонного старения
соизмерима с временем прогрева образца до заданной тем-
пературы.
Особо следует рассмотреть характер изменения элек-
тросопротивления на различных стадиях старения сплава
Рис. VI. 16. Относительное
изменение длины образца
сплава 01205 в зависимости
от времени и температуры
старения °C
2—125; 2—175; 3—195;
4 — 220
Минуты Часы
01205 (рис. VI. 17). В этом сплаве не обнаружен максимум
электросопротивления, характерный для начальных стадий
зонного старения двойных сплавов А1—Си, А1—Zn, Al—Ag
[18—20]. Зонная стадия старения сплава, как и распад пе-
ресыщенного твердого раствора с выделением упрочняю-
щих метастабильных фаз и их коагуляции, сопровождается
уменьшением электросопротивления, что может быть свя-
зано с ростом зон ГП, которые достигают критических раз-
меров при нагреве под закалку или при коротких выдерж-
ках старения.
При испытании на коррозию под напряжением (КПП)
долговечность состаренных образцов сплава 01205 зависит
от температуры и продолжительности старения (рис. VI 18).
Минимальная долговечность зафиксирована у материала,
состаренного при 165 °C, 8 ч и при 190 °C, 1 ч. Эти резуль-
таты хорошо согласуются с данными рентгеноструктурного
исследования, как это видно на рис. VI. 19, построенном по
данным рис. VI. 15 и VI. 18. При этом наименьшая коррози-
онная стойкость сплава соответствует максимальному уши-
200
рению дифракционной линии, т.е. максимальной концентра-
ционной неоднородности твердого раствора и наибольшим
микроискажениям решетки на стадии фазового старения.
Наиболее высокое сопротивление коррозионному растрес-
киванию при КПН обеспечивается в температурно-времен-
ном интервале, соответствующем переходу от фазового ста-
рения к коагуляционному, и на стадии коагуляционного
старения.
Рис. VI. 17. Изменение удельного электросопротивления сплава 01205 в зависимо-
сти от времени и температуры старения, СС:
1 — 20; 2 — 70; 3—125; 4—175; 5—195; 6 — 220
Рис. VI.18. Долговечность образцов сплава 01205 при испытании на коррозию под
напряжением в зависимости от времени старения т при 190 (/) и 165 °C (2)
Рис. VI. 19. Максимальные значения полуширины рентгеновской дифракционной'
линии (331) (/) и минимальные значения долговечности при коррозии под напря-
жением (2) в зависимости от температуры и длительности старения сплава 01205
201
По совокупности результатов исследования описанными
выше методами построена диаграмма температурно-вре-
менных областей старения сплава 01205 (рис. VL20). Ди-
аграмма имеет три области старения: зонную (/), фазовую
(//) и коагуляционную (///). Результаты, полученные раз-
личными методами, находятся в хорошем согласии. Анало-
Рис. VI.20. Температурно-
временные области старения
сплава 01205:
/ — зонная стадия; II— фа-
зовое старение; /// — коагу-
ляционное старение; штрихо-
выми линиями показаны
границы областей для прав-
леного материала, сплош-
ными линиями — для не-
правленого материала
гичные исследования (в сокращенном объеме) были про-
ведены также на правленых в закаленном состоянии листах
сплава (остаточная деформация до 2,5%)- Установлено,
что холодная пластическая деформация значительно уско-
ряет процессы распада пересыщенного твердого раствора
и коагуляции: для правленого материала границы темпера-
турно-временных областей старения смещаются в сторону
меньших выдержек.
Особенность сплавов системы А1—Си—Мп с добавками
кадмия или олова (или при совместном легировании этими
металлами) по сравнению с двойными сплавами А1—Си
или тройными сплавами А1—Си—Мп без указанных доба-
вок проявляется в их поведении при холодной деформации,
производимой непосредственно после закалки.
В сплавах А1—Си без добавок холодная деформация
после закалки существенно повышает прочностные свойст-
ва материала, особенно предел текучести, в искусственно
состаренном состоянии. В сплавах А1—Си с указанными
выше добавками холодная деформация в закаленном со-
стоянии снижает прочностные свойства при последующем
искусственном старении тем больше, чем выше степень де-
формации.
Фактически холодная деформация после закалки унич-
202
тожает стабилизирующее влияние атомов кадмия в процес-
се роста О'-фазы. В этом случае прочностные свойства спла-
ва снижаются на 40—70 МПа по сравнению со свойствами
сплава, не подвергавшегося деформации после закалки
[26].
Электронно-микроскопическое исследование, проведен-
ное авторами совместно с Н. С. Герчиковой, показало, что
кратковременное предварительное старение при 160 °C, 2 ч
перед правкой приводит к образованию зон ГП1 по зерну
и к гетерогенному зарождению О'-фазы на закалочных дис-
локациях. Следовательно, в процессе предварительного ста-
рения происходит закрепление дислокаций частицами, что
снижает подвижность дислокаций при последующей холод-
ной деформации. Очевидно, гомогенно распределенные по
зерну зоны ГП1, сформировавшиеся в процессе предстаре-
ния, служат зародышами для последующих стадий распа-
да. По-видимому, вследствие этого после окончательного
старения при 165 °C, 24—36 ч в структуре обнаруживаются
мелкодисперсные, равномерно распределенные частицы
О'-фазы в виде тонких пластинок диаметром 10—70 нм
(рис. VI.21, в). Сравнение структуры листа, закаленного и
состаренного при 190 °C, 10 ч без деформации после закал-
ки (рис. VI. 21, а), и образца, обработанного по режиму
Таблица VI. 18. Свойства сплавов АМгб, 1201 и 01205
при различных температурах испытания
Марка сплава Вид полуфабриката, состояние *исп’ °C °в' МПа °0.2’ МПа 6. %
АМгб Листы всех размеров отожжен- 200 190 120 43,0
ные 150 250 130 37,0
20 320 170 24,0
—70 350 175 25,0
— 196 460 185 26,0
1201 Листы толщиной 2,0 мм, зака- 200 290 230 13,0
ленные, нагартованные на 7 % 150 335 265 12,0
и искусственно состаренные 20 420 330 10,0
—70 435 345 11,0
— 196 520 390 13,5
253 650 430 18,0
01205 Листы толщиной 2,0 мм, зака- 200 300 235 12,0
ленные и искусственно соста- 150 360 290 13,0
ренные (без правки) 20 460 370 9,0
—70 495 390 9,5
— 196 550 430 12,0
—253 670 510 15,0
203
Рис. VI.21. Структура образцов из
листа толщиной 2,0 мм сплава
01205; оксидные реплики (данные
В. С. Сандлера и авторов):
а — закалка, старение при 190 °C,
10 ч. Х29750; б — закалка, растяж-
ка на 2 %, старение при 190 °C,
10 ч. Х27000; в — закалка, предва-
рительное старение при 160 °C, 2 ч,
растяжка на 2 %, окончательное
старение при 165 °C, 24 ч. Х21000
двухступенчатого старения (с предстарением при 160 °C,
2 ч, правкой и окончательным старением при 165 °C, 24 ч),
показывает большое сходство между ними. Это свидетель-
ствует о прямой связи структуры со свойствами: прочност-
ные свойства этих образцов, обработанных по разным ре-
жимам, очень близки. В образце, подвергнутом холодной
деформации непосредственно после закалки, выделения
б'-фазы имеют вид крупных штрихов; зона, свободная от
выделений, гораздо шире, чем в образцах, не подвергав-
шихся нагартовке или деформированных после предвари-
тельного старения (рис. VI.21, б).
Сравнительные свойства сплавов АМгб, 1201 и 01205
при испытаниях на кратковременное растяжение приведе-
ны в табл. VI. 18. Преимущество сплава 01205 обнаружива-
ется после длительных нагревов при повышенных темпера-
турах. Так, уровень восстановленной прочности после вы-
держки в течение 100 ч при температурах вплоть до 200 °C
у листов сплава 01205 выше, чем у листов из сплавов 1201
и АК4—1 (табл. VI. 19).
204
Таблица VI. 19. Влияние продолжительности нагрева
на механические свойства листов толщиной 2 мм из сплавов 01205, 1201
и АК4—1 при комнатной и повышенных температурах
Сплав Состояние листов Режим нагрева Испытания при комнатной темпе- ратуре (восста- новленная проч- ность) Испытания при температуре выдержки
t, °C т, ч V МПа °0,2’ МПа б, % св’ МПа %,2- МПа б. %
01205 Закаленные и ис- 20 — 460 380 9,0
кусственно соста- 175 0,5 460 400 9,0 370 — 11,0
ренные 100 450 370 8,0 350 — 11,0
200 0,5 460 390 9,0 330 — 11,0
100 410 300 8,0 280 — 13,0
250 0,5 410 300 9,0 230 — 17,0
100 340 220 11,0 190 — 14,0
1201 Закаленные, на- 20 — 420 345 9,0 — — —
гартованные на 150 0,5 425 340 9,5 350 290 12,0
7 %, искусственно 100 420 340 9,5 330 280 14,0
состаренные 200 0,5 425 335 10,0 275 235 13,0
100 370 270 9,0 240 200 16,5
250 0,5 375 270 9,5 190 170 19,0
100 315 210 12,0 175 150 —
АК4-1 Закаленные и ис- 20 — 400 320 6,0 — — —
кусственно соста- 150 0,5 410 350 9,0 360 310 11,5
ренные 100 410 350 7,0 365 310 11,0
175 0,5 410 350 9,0 350 280 17,5
100 400 345 5,5 330 280 13,5
200 0,5 405 350 7,5 320 260 16,0
100 380 325 6,0 285 240 15,0
Наиболее выгодно использовать сплав 01205 для изго-
товления деталей большой толщины, не подвергающихся
деформации после закалки (поковки, штамповки). Сравни-
тельные характеристики поковок и штамповок из сплавов
АМгб, АК4—1, 1201 и 01205 приведены в табл. VI.20.
Свойства сварных соединений (ААрДЭС) из листов
сплава 01205 при различных температурах приведены ниже:
*исп' °C осв, МПа осв/0осн в в / в
—253 —196 20 150 200 250 420—450 0,6 370—390 0,7 300—320 0,7 260—290 0,75 240—270 0,85 180—220 0,95
205
Таблица VI.20. Свойства поковок и штамповок из сплавов АМгб,
1201, 01205
Сплав Состояние поковок Масса, кг Направ- ление вырезки образцов °в« МПа °0,2' МПа 6. %
АМгб Отожженные 60—2500 д 290 120 11
п 290 120 11
в 290 — 11
1201 Закаленные и искусствен- До 100 д 405 280 6
но состаренные п 385 260 4
в 370 245 2
01205 Закаленные и искусствен- До 100 д 430 340 6
но состаренные п 420 320 4
в 410 310 2
Угол гиба при 20 °C составляет для основного материа-
ла 90—100 °C, для сварного соединения 60—70 °C.
При старении по установленным режимам полуфабри-
каты из сплава 01205 и сварные соединения не склонны к
коррозионному растрескиванию под напряжением и меж-
кристаллитной коррозии. Длительные эксплуатационные
нагревы при 70—175 °C до 1000 ч не ухудшают коррозион-
ную стойкость основного металла и сварных соединений.
Сварные соединения сплава 01205 не склонны к замедлен-
ному разрушению под напряжением как в исходном состоя-
нии, так и после длительных нагревов при 70—175 °C.
Таблица VI.21. Коэффициент штампуемости листов толщиной
2,0 мм сплава 01205
Состояние материала °В’ МПа ао,2‘ МПа б, %* ^выт ^стб выд Гибка rmin
Отожженное . . . 170 70 25 1,80— 1,85 1,75— 1,80 20—22 0,5— 0.8S**
Закалка, предста- рение и правка . . 400 220 20 1,65— 1,70 1,40 12—14 1,8— 2,OS
Полностью термо- обработанное . . 460 380 9 1,45— 1.50 1,15— 1,20 10—11 4,5 S
1/2
* Zo=ll,3f . ** 5=толщина материала.
206
По характеристикам ползучести и длительной прочно-
сти за 100 ч при температурах до 150 °C сплав 01205 бли-
зок и сплавам 1201 и АК4—1Т1. При более длительных вы-
держках преимущество имеет сплав АК4—1Т1
По характеристикам технологической пластичности в
отожженном состоянии сплав 01205 близок к сплаву Д16М.
Коэффициенты штампуемости и механические свойства лис
тов в различных состояниях приведены в табл. VI.21.
Глава VII. ВЫСОКОПРОЧНЫЕ,
ЖАРОПРОЧНЫЕ И КОНСТРУКЦИОННЫЕ СПЛАВЫ
АЛЮМИНИЯ С ЛИТИЕМ
1. Сплав ВАД23*
Легирование алюминиевых сплавов литием приводит к су-
щественному снижению плотности и повышению прочности,
жаропрочности и модуля упругости. Введение лития совме-
стно с кадмием в сплавы системы А1—Си—Мп вызывает
дополнительное повышение их прочностных характеристик.
Изучение таких композиций привело к созданию сплава
ВАД23, высокая прочность которого при комнатной тем-
пературе сочетается с высокой жаропрочностью при тем-
пературах до 225 °C. Плотность сплава ВАД23 на 3—5 %
ниже, а модуль упругости на 5—8 % выше, чем сплавов
типа Д16 и В95.
Сплав ВАД23 относится к системе А1—Си—Li. В равно-
весии с алюминиевым твердым раствором в тройной си-
стеме А1—Си—Li находятся следующие интерметалличес-
кие соединения [1, 2]: 1) 6—СиА12 — тетрагональная
структура («=0,606 нм; с=0,489 нм); 2) Тв—LiCu4A7>5
(54,9 %**Cu и 1,5 % Li) структура типа CaF2 кубическая
(«=0,582554-0,58328 нм); 3) 7\—Li3CuAl6 (52,8 % Си и
5,4% Li), гексагональная структура (« = 0,497; с =
=0,935 нм); 4) Т2—Li3CuAl5 (26,9 % Си и 8,8 % Li);
5) 6 — AlLi, кубическая структура («=0,637 нм); 6) R —
Li3CuAl5, кубическая структура (« = 1,392 нм)***.
Значительное возрастание эффекта старения тройных
сплавов системы А1—Си—Li, содержащих около 4,5 % Си
* Авторы: И. Н. Фридляндер, В. С. Сандлер, 3. Н. Арчакова.
** Везде приведены проценты по массе
*** По данным Е. Е. Черкашина и др.
207
и 1 % Li, от введения серебра, кадмия или индия (1; 0,1;
0,05 % соответственно) наблюдали Барон, Харди и др. Ис-
следование избыточных фаз, проведенное Силкок [3], по-
казало, что кадмий в сплаве ВАД23, по-видимому, не обра-
зует интерметаллических соединений. Находясь преимуще-
ственно в твердом растворе при температуре закалки, этот
элемент при последующем искусственном старении способ-
ствует интенсивному упрочнению сплавов [3—5]. Марга-
Рис. VII. 1. Влияние лития из
механические свойства сплавов
системы А1—Си—Li с 3 % Си
(I) и 6% Си (2)
О 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0
Li,%fпо массе)
Рис. VII.2. Распределение фазовых об-
ластей в системе Al—Си—Li при 500 °C
(сплошные линии) и 350 °C (штрихо-
вые)
нец, по данным металлографического анализа, в сплавах
системы А1—Си—Li—Cd не образует соединений ни с лити-
ем [6], ни с кадмием [7]. Обнаружены соединения с алю-
минием, медью и иногда с железом и кремнием.
Введение 0,5 % Li в двойные сплавы А1—Си не приво-
дит к дополнительному упрочнению этих сплавов, и наблю-
даемое повышение прочности после искусственного старе-
ния в сплавах с 3—6 % Си практически такое же, как и в
двойных сплавах без лития (~170 МПа) (рис. VII. 1) [8].
Однако относительное удлинение значительно ниже у спла-
вов с литием, чем без него.
Увеличение содержания лития от 0,5 до 2,0 % в сплаве
с 3,0 % Си приводит к упрочнению на 200 МПа, а в сплаве
с 6 % Си — на 70 МПа. Относительное удлинение с увели-
чением концентрации лития до 1—2 % снижается в 2—
3 раза.
Исследованные тройные сплавы с 0,5 % Li расположены
при 350°C в двухфазной области (А1+Тв) (рис. VII.2).
После старения при 165 °C в течение 16 ч у таких сплавов
208
наблюдается одна упрочняющая фаза 6 в количествах,
примерно таких же, как и у сплавов без лития, чем, по-ви-
димому, и можно объяснить их равнопрочность (рис. VII.3).
Сплавы с 1 % Li расположены в области (А1-}-Тв 4~Ti)
и после указанного выше режима старения у таких сплавов,
кроме б'-фазы, выделяется фаза Ть образованием которой
главным образом и можно объяснить наблюдаемые изме-
нения прочности и пластичности. Сплавы с 2—2,5 % Li на-
ходятся в областях (А14-Т1) или (Ai+Ti+T2) и обладают
Рис. VII.3. Выделения, об-
разующиеся в сплавах сис-
темы А1—Си—Li, после ста-
рения при 165 °C, 16 ч [3]
О 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0
Li, % (попассе)
максимальной прочностью. Снижение прочности сплавов с
3 % Li и более, по-видимому, вызвано переходом в область
(Al-J-Тг+б).
Четверные сплавы системы А1—Си, легированные
0,7 % Мп, 1,4 % Li (первая группа) и 0,7 % Мп, 0,1 % Cd
(вторая группа), исследовали в свежезакаленном, естест-
венно состаренном (7 сут) и искусственно состаренном
(190 ° С, 16 ч) состояниях.
Прочность сплавов первой группы растет с повышени-
ем содержания меди в результате увеличения эффекта за-
калки. Максимальное значение оъ в сплавах с 6 % Си со-
ставляет 535 МПа при удлинении 5,0%.
Сплавы второй группы расположены в фазовой области
А1+0 (см. рис. VII.2). Эффект закалки этих сплавов также
растет с повышением содержания меди от 2 до 6 % (от 35
до 120 МПа), а пластичность при этом снижается на 8—
10%. Упрочнение после естественного старения слабое
(8—15 МПа), относительное удлинение сохраняет высокие
значения (25—33 %). Эффект искусственного старения уве-
личивается до 170 МПа с возрастанием содержания меди
до 6 %. Относительное удлинение при этом снижается при-
мерно в 2,5 раза (6=10%). Закономерности изменения
14—834
209
механических свойств от содержания меди в сплавах
А1—Си—Мп—Cd аналогичны изменению механических
свойств двойных сплавов А1—Си [9]. Максимальная проч-
ность этих сплавов с ~6 % Си составляет 470 МПа.
Совместное влияние добавок лития (0,7—2,8%) и кад-
мия (0,1 %) на эффекты термической обработки сплавов
системы А1—Си—Мп изучали на сплавах, содержащих
0,6 % Мп и 2—6 % Си (рис. VII.4).
Эффект закалки сплавов, расположенных в области
твердого раствора, растет по мере увеличения концентра-
ции в твердом растворе как лития, так и меди (рис.
VII.5,а). Максимальный эффект закалки (140—170 ЛШа)
имеют гетерогенные сплавы с 6 % Си и 0,7—1,4 % Li.
С увеличением содержания меди от 2 до 4 % у закаленных
сплавов с одним и тем же содержанием лития, расположен-
ных в области твердого раствора, несколько растут как
прочность, так и пластичность. При дальнейшем увеличении
концентрации меди (переход в гетерогенную область)
Рис. VII.4. Влияние меди и лития на ов, МПа (цифры на рисунке) сплавов сис-
темы А1—Си—Li—Cd—Мп:
а — отжиг; б — закалка; в — естественное старение; г — искусственное старение
210
Рис. VII.5. Влияние меди и ли-
тия на эффекты термической
обработки сплавов системы
А1—Си—Li—Cd—Мп:
а — закалка; б — естественное
старение; в — искусственное ста-
рение
прочность несколько увеличивается, а удлинение не меня-
ется.
Прочность сплавов в закаленном состоянии с постоян-
ным содержанием меди с изменением концентрации лития
от 0 до 2,8 % меняется по кривой с небольшим максиму-
мом как у гомогенных, так и гетерогенных сплавов С уве-
личением концентрации меди максимум прочности сдвига-
ется в сторону меньших содержаний лития (см. рис. 4,6).
Пластичность сплавов при всех содержаниях меди снижа-
ется при введении уже 0,7 % Li. Однако все исследованные
сплавы, содержащие до 2,1 % Li, имеют относительное уд-
линение более 20 %.
У всех исследованных сплавов системы А!—Си—Li—
Мп—Cd эффект естественного старения (7 сут) незначи-
тельный, до 50 МПа по ов (см. рис. VII.5,б). Пластичность
естественно состаренных сплавов практически такая же,
как свежезакаленных. Эффект искусственного старения
сплавов1, расположенных при температуре закалки в одно-
фазной области, растет с увеличением содержания как ме-
ди, так и лития (см. рис. VII.5,e). С переходом в гетероген-
ную область этот эффект не меняется или снижается. Мак-
1 Все сплавы старили при 165 °C, 16 ч.
14*
211
симум упрочнения обнаружен у сплавов с 4—6 % Си и 1—
1,4% Li (250 МПа).
В состаренных при 165—170 °C сплавах системы с
А1—Си—Li с добавками кадмия и марганца, содержащих
0,8—1,5 % Li и 4—6 % Си, по данным Силкок (рис. VIII.3)
[3] и авторов, кроме выделений 6' по плоскостям {100}дь
обнаружена пластинчатая фаза Ti по плоскостям {11 1}ai.
Промежуточной структуры, предшествующей образованию
Ti, не обнаружено. Нами показано, что с изменением фазо-
вого состава сплава от (сс-фб') до (а-фб'-фТ1) меняется
морфология распада от преимущественного выделения
б'-фазы по зерну и появления отдельных компактных час-
тиц по границам, к выделению по зерну фаз Ti и б' и обра-
зованию пластинчатых частиц Ti по большей части больше-
угловых границ. Выделение Т в в процессе старения при
165—266 °C не наблюдалось. Некоторое изменение формы
рефлексов б' (хвосты, асимметрия) на рентгенограммах мо-
нокристаллов ряда сплавов А1—Си—Li—Cd оценивается
как тенденция к переходу от б'-фазы к фазе Тв [3]. Выде-
ление названо 6 g. Повышение прочностных свойств при уве-
личении содержания лития от 6,3 до 1,5 % в тройных и бо-
лее сложных сплавах с 4—5 % Си, по-видимому, объясня-
ется увеличением количества и некоторым измельчением
частиц б', возможными упругими искажениями матрицы,
вызванными тенденцией к переходу б' в Тв , и образовани-
ем Ть
Введение в сплавы системы А1—Си—Мп—Cd с 2 % Си
до 2,1 % Li приводит к непрерывному росту прочности.
Особенно заметно (на 176 МПа) повышается прочность в
случае добавки 6,7 % Li, но удлинение при этом снижается
примерно в 2 раза. Введение 6,7—2,8 % Li в сплавы с бо-
лее высоким содержанием меди (4—6,5 %) также вызывает
повышение прочности. Максимальную прочность имеют
сплавы с содержанием лития 1,6—2,6 %. Относительное уд-
линение по мере увеличения концентрации лития непрерыв-
но снижается.
Испытания при 125—256 °C показали, что максимум
ив при всех температурах и выдержках наблюдается при
тех же концентрациях лития и меди, что и при 26 °C в ис-
кусственно состаренном состоянии. Аналогичные законо-
мерности были получены и при исследовании длительной
прочности этих сплавов [4, 5].
Сплавы системы А1—Си—Li—Мп—Cd при содержании
4—6 % Си и 6,7—1,4 % Li сочетают высокую прочность при
212
комнатной температуре с высокой жаропрочностью. Общая
коррозионная стойкость этих сплавов не зависит от содер-
жания меди в пределах 4—6 % и лития в интервале 0—
2 %• Сплавы, состаренные при 165°С, 16 ч, не склонны к
коррозии под напряжением и межкристаллитной коррозии.
Введение марганца в А1—Си—Li—Cd сплавы 1 при всех
состояниях термообработки, кроме отожженного, приводит
к одновременному росту прочности и пластичности (см.
рис. VII.4). Максимум прочности в искусственно состарен-
ном состоянии достигается при содержании марганца 0,8—
1,0 %, в свежезакаленном и естественно состаренном при
1,2—1,5%. Максимум пластичности достигается во всех
трех состояниях при концентрации марганца 0,3—0,6%.
Закономерности изменения механических свойств при 20 °C
сплавов этой системы с различным содержанием марганца
близки к закономерностям изменения свойств сплавов типа
Д20 системы А1—Си—Мп [10].
Как и во многих алюминиевых сплавах, при литье спла-
вов системы А1—Си—Li—Мп—Cd марганец образует пере-
сыщенные твердые растворы. Распад твердого раствора
при гомогенизации, нагревах под закалку или перед дефор-
мацией и в процессе деформации приводит к появлению
мелких марганцовистых фаз размером в десятые доли мик-
рометра. Наличие марганца в сплаве тормозит рекристал-
лизацию. Поэтому полуфабрикаты сплавов с марганцем бо-
лее мелкозернистые.
Добавка 0,2—1,5 % Мп в сплавы системы А1—Си—Li—
Cd практически не влияет на жаропрочность при кратко-
временных испытаниях. Однако длительная прочность при
200 ° С резко возрастает от введения 0,7—0,8 % Мп, что свя-
зано, вероятно, не только с изменением величины зерна, но
и с увеличением гетерогенизации структуры за счет обра-
зования дисперсных марганцовистых частиц.
Добавки 0,05—0,20 % Cd в сплавы А1—Си—Li, как и в
сплавы А1—Си—Мп* *, резко повышают прочность за счет
возрастания эффекта искусственного старения, несколько
снижают пластичность сплава (см. рис. VII.5). Заметно
снижается эффект естественного старения. Это объясняет-
ся тем, что кадмий уменьшает размеры и увеличивает ко-
личество выделений при искусственном старении и замедля-
ет образование зон ГП при естественном старении [3]. Вве-
дение 0,08—0,3 % Cd в сплавы системы А1—Си—Li—Мп
1 Средний сотав сплавов, %: Си 5,2; Li 1,2; Cd 0,15.
* Средний состав сплавов, %: Си 5,2; Li 1,2; Мп 0,6.
213
повышает их жаропрочность, причем чем ниже температу-
ра испытания, тем выше эффект от добавки кадмия [11].
Введение до 0,3 % Ti в сплавы системы А1—Си—Li—
Мп—Cd не влияет на механические свойства сплавов при
комнатной и повышенных температурах при кратковремен-
ном растяжении, но вызывает заметное повышение дли-
тельной прочности сплавов; максимум достигается при
0,1—0,2 % Ti. Наличие железа и кремния в сплавах этой
системы как отдельное, так и совместное в количествах бо-
лее 0,3 % каждого вызывает снижение прочностных харак-
теристик при комнатной и повышенных температурах [11].
Химический состав сплава ВАД23 по стандарту уста-
новлен в следующих пределах, %: основные компоненты
Си 4,8—5,8; Li 0,9—1,4; Мп 0,4—0,8; Cd 0,1—0,25; примеси
(не более) —Ti 0,15; Fe 0,3; Si 0,3; Zn 0,1; Mg 0,05.
Сплав закаливают от 520±5°С в воде (температура пе-
режога выше 530°C). Выдержку при нагреве под закалку
прессованных полуфабрикатов следует сокращать в 1,5—
2 раза по сравнению с инструкцией для серийных сплавов,
чтобы избежать рекристаллизации и роста зерна. Следует
иметь в виду, что изделия с тонкими элементами при на-
греве могут окисляться. Это приводит к снижению как
прочности, так и пластичности. Время переноса из печи в
закалочный бак не должно превышать 40 с. Повышение тем-
пературы закалочной воды до 70 °C не влияет на механи-
ческие и коррозионные свойства сплава. Закалка в более
горячую воду или жидкий азот снижает и прочность, и пла-
стичность сплава.
Сплав обладает небольшим эффектом естественного ста-
рения. Влияние длительности вылеживания при комнатной
температуре на механические свойства плакированных лис-
тов показано ниже:
ав, МПа ад 2, МПа в, %
Отожженное состояние . . . 220 100 20
Естественно состаренное в те- чение: 2 ч 330 140 20
2 мес 360 180 18
1 года . 370 230 17
7 лет 380 250 15
Искусственно состаренное при 160 °C, 10 ч 540 490 5
Кинетика старения различных полуфабрикатов сплава
ВАД23 практически одинакова (рис. VII.6).
При 100°С процессы упрочнения сплава протекают очень
медленно. За 120 ч прочность повышается до 500 МПа, а
214
580
Рис. VII.6. Влияние режимов искусственного старения на механические свойства
сплава ВАД23. Температура старения, °C:
1 — 100; 2 — 130; 3 — 150; 4 — 160; 5 — 170; 6 — 180; 7 — 200
текучесть до 360 МПа и не достигают своих максимумов;
пластичность практически не меняется и остается на высо-
ком уровне (6 = 16-4-20 %). Отношение сг0,2/сге также прак-
тически не меняется и равно 0,71—0,72. При этой темпера-
туре в исследованном интервале времени в сплаве, по-ви-
димому, преобладает зонная стадия старения.
При 130—140 °C процесы упрочнения несколько ускоря-
ются, за 120 ч прочность повышается до 540—600 МПа, а
текучесть — до 510 МПа. Отношение Оо,2/ав^0,7 при вы-
держках до 12 ч; при более длительных выдержках (18—
30 ч) 00,2/ов=0,734-74; дальнейшее увеличение выдержки
приводит к более резкому увеличению отношения Оо.з/пв,
и после 120 ч оно достигает значений 0,9—0,93. У полуфаб-
215
рикатов, состаренных по режиму 140 °C, 18—30 ч, наблю-
дается склонность к коррозии под напряжением. Пластич-
ность сплавов при длительности старения до 30 ч высокая
(6=144-20 %; тр=30 %) и практически не меняется с уве-
личением выдержки Сплавы в этом состоянии также име-
ют высокие значения работы разрушения образцов с тре-
щиной при ударном изгибе (ат.у= 124-15 Дж/см2).
После старения более 30 ч характеристики пластично-
сти резко (в 1,5—2 раза) снижаются. Электросопротивле-
ние при 140 °C в процессе выдержки до 12 ч несколько рас-
тет, при увеличении длительности старения до 30 ч снижа-
ется до первоначального уровня и не меняется с дальнейшим
повышением выдержки до 96 ч. Сопоставляя получен-
ные данные с общими закономерностями изменения свойств
при старении алюминиевых сплавов [12], можно сделать
вывод, что при 130—140 °C и длительности выдержки до
12 ч проходят преимущественно процессы зонной стадии
старения при выдержках 14—30 ч — смешанной, а при бо-
лее длительных выдержках — главным образом фазовой.
После максимальной исследованной выдержки 120 ч не до-
стигается максимума прочности.
При более высоких температурах (150—200°C) процес-
сы упрочнения сплава еще больше ускоряются; на кинети-
ческих кривых старения появляются максимумы (см. рис.
VII.6). С повышением температуры время до достижения
максимальной прочности сокращается. Максимум ав по
времени соответствует максимуму 00,2; минимум пластично-
сти при каждой температуре достигается за более корот-
кое время, чем максимум прочности. Чем выше температу-
ра старения, тем ниже максимальные значения прочност-
ных свойств сплава и отношение Оо,2/ов; минимальные
значения пластичности при всех температурах старения
близки.
После нагрева при 220 °C в течение 0,5—1 ч наблюда-
ется только разупрочнение.
Таким образом, старение при 160 °C проходит через
зонную стадию за короткий промежуток времени (1 ч), а
при 170 °C и выше еще быстрее, и при исследованных вы-
держках эта стадия не наблюдается. Стадии старения прес-
сованных полуфабрикатов сплава ВАД23 представлены в
виде схемы на рис. VI 1.7.
Фазовое старение сплава ВАД23 вызывает однородный
распад твердого раствора с образованием пластинчатых
выделений 07 и Ti диаметром 60—90 нм при максимуме
Ов (рис. VII.8). По большинству границ имеются выделения
216
в виде пунктиров. У границ образуется зона, обедненная
легирующими компонентами и потому свободная от выде-
лений. Повышение температуры старения от 160 до 200 °C,
а также наложение дополнительных длительных нагревов
приводят к укрупнению частиц, уменьшению их числа в еди-
нице объема и расширению свободной зоны. Это облегчает
релаксацию напряжений и приводит к некоторому повыше-
нию пластичности при снижении прочности.
Рис. VII.7. Температурно-временные
области старения сплава ВЛД23:
1 — зонное старение; 2 — смешан-
ное; 3 — фазовое
Рис. VI 1.8. Микроструктура листа
сплава ВАД23 после старения при
160 СС, 16 ч. Х30000
В зависимости от условий работы изделия из сплава
ВАД23 рекомендуется применять три режима старения.
Первый режим (140 °C, 18—24 ч) обеспечивает повышенную
пластичность и предназначен для изделий, работающих
при комнатной температуре. Второй режим (160сС, 10—
16 ч) обеспечивает максимальные характеристики прочно-
сти при несколько пониженной пластичности и рекоменду-
ется для изделий, кратковременно работающих при повы-
шенных температурах.
Третий режим (200—220 °C, 6—15 ч) приводит к отно-
сительной стабилизации структуры и свойств сплава и ре-
комендуется для изделий, длительно работающих при по-
вышенных температурах. Механические свойства состарен-
ных полуфабрикатов приведены в табл. VII. 1.
Длительные нагревы (до 5000 ч при 50 °C) прессован-
ных полуфабрикатов, состаренных при 140°C в течение
18 ч, не приводят к снижению пластичности сплава. Проч-
217
Таблица VII.1. Механические свойства полуфабрикатов сплава
ВАД23 при комнатной температуре после различных режимов старения
Вид полуфабриката Режим старения ов, МПа °0.2’ МПа б, %
1, °C т, ч
Профили прессован- 140 18 480—520 360—420 8—12
ные тонкие * 160 10 520—600 450—550 4—8
200 7 490—520 400—450 5—7
Профили прессован- 140 18 500—570 400—480 10—15
ные крупногабарнт- 160 10 580—660 540—600 5—9
ные * 200 7 490—570 420—570 7—9
Листы неплакиро- 140 18 480—520 370—440 10—15
ванные ** 160 10 550—600 480—530 3—6
200 7 490—520 400—450 4—7
Продольное направление. ** Поперечное направление.
постные характеристики возрастают на 40—50 МПа. На-
гревы при 70 °C до 1000 ч дают те же результаты, а более
продолжительные (3000 и 5000 ч) снижают относительное
удлинение примерно в два раза.
Для изделий, работающих при повышенных температу-
рах, важно учитывать влияние эксплуатационных нагревов
на механические свойства материала.
Экспериментальные данные показали, что как восста-
новленная прочность, так и прочность при 125 °C прессо-
ванных полуфабрикатов из сплава ВАД23, обработанных
по двум режимам старения (160сС, 10 ч и 200 °C, 7 ч),
практически не меняются после нагрева при 125 °C в тече-
ние 20 000 ч (рис. VII.9). По прочностным характеристикам
преимущество имеют профили, состаренные при 160 СС.
Однако их относительное удлинение и работа разрушения
образцов с трещиной в интервале 1000—10 000 ч снижают-
ся. У профилей, состаренных при 200 °C, снижения пластич-
ности не наблюдается.
Нагревы при более высоких температурах (150—200 СС)
приводят к некоторому разупрочнению.
Необходимо отметить менее интенсивное снижение
прочности после нагревов полуфабрикатов, состаренных по
режиму: 200 °C, 7—10 ч. Временное сопротивление таких
профилей после нагрева 1000 ч при 150 и 175 °C снижается
на 2—4 и 15 %, а полуфабрикатов, состаренных по режиму
160 °C, 10 ч, на 8 и 28 % соответственно.
218
Прессованные полуфабрикаты из сплава ВАД23 отли-
чаются высокой длительной прочностью и сопротивлением
ползучести. Неплакированные листы по жаропрочности
близки к прессованным полуфабрикатам. Однако плакиро-
ванные листы имеют более низкие характеристики жаро-
прочности как при кратковременных, так и при длитель-
ных испытаниях.
Коррозионная стойкость неплакированных полуфабри-
катов сплава ВАД23 такая же, как у неплакированных по-
Рис VII.9. Влияние длительных нагревов при 125 (/), 150 (2), 175 (3), 195 (4) и
225 °C (5) на механические свойства тонких профилей (старение при 160 °C, 10 ч):
а — испытание при 20 °C; б — испытание при температуре нагрева
луфабрикатов сплава Д16. Анодирование с нанесением ла-
кокрасочных покрытий надежно защищает сплав от корро-
зии.
Сплав ВАД23 хорошо деформируется в горячем состоя-
нии. Из него могут быть получены все виды прессованных,
катаных и кованых полуфабрикатов.
Характеристики деформации в отожженном и закален-
ном состояниях сплава ВАД23 мало отличаются друг от
друга. В отожженном состоянии сплав по свойствам близок
к сплаву Д16М. Так как сплав мало упрочняется при ком-
натной температуре, то высокая технологичность сохраня-
ется длительное время после закалки. Перерыв между за-
калкой и искусственным старением не влияет на свойства
после полной термической обработки. Сплав, состаренный
по режиму 140 °C, 18 ч, обладает гораздо большей пластич-
ностью, чем после старения при 160 и 200 °C. Он удовлетво-
рительно сваривается точечной и роликовой сваркой.
219
2. Сплав 1420*
Алюминиевый деформируемый термически ' упрочняемый
сплав 1420 относится к системе А1—Mg—Li. Введение маг-
ния и лития в алюминий позволило получить материал с
пониженным на 11 % по сравнению со сплавом Д16 удель-
ным весом и повышенным на 4 % модулем упругости. По
удельной прочности при комнатной температуре сплав 1420
превосходит сплав Д16Т, а по коррозионной стойкости бли-
зок к сплаву АМгбМ. Из него изготавливают прессованные
и катаные полуфабрикаты.
Сплавы системы А1—Mg—Li подробно изучены
Ф. И. Шамраем в 1952 г. [13]. Он установил, что легиро-
вание литием сплавов системы А1—Mg мало влияет на их
механические свойства и не приводит к появлению эффек-
тов термической обработки. Автор пришел к выводу о бес-
перспективности разработки новых промышленных компо-
зиций на этой основе.
В результате исследования серии двойных А1—Li и не-
скольких тройных А1—Mg—Li сплавов с низким содержа-
нием магния, проведенного в 1959 г. [14], было обнаружено
заметное упрочнение при искусственном старении. Однако
прочностные свойства этих сплавов даже после термооб-
работки оставались весьма низкими.
В 1965 г. И. Н. Фридляндером, В. Ф. Шамраем и
Н. В. Ширяевой [15] была найдена большая концентраци-
онная область сплавов системы А1—Mg—Li, характеризую-
щихся значительным эффектом упрочнения после искус-
ственного старения и достаточно высокими прочностными
свойствами. Однако тройные сплавы имели низкую корро-
зионную стойкость. Повышение коррозионной стойкости бы-
ло достигнуто дополнительным введением марганца, цир-
кония и кремния. Это привело к созданию промышленного
сплава 1420, запатентованного в ряде стран.
В равновесии с алюминиевым твердым раствором в систе-
ме А1—Mg—Li [13, 15, 16] находятся следующие фазы:
Mg2Al3(p) кубическая (а=0,282 нм); Mgi7AI12(y) кубиче-
ская типа а-Мп (а = 1,052 нм); MgLiAl2(S) кубическая
(ц=2,02 нм); AILi(6) кубическая, В 32 (а=0,637 нм).
В работе [15] фазовая область (cc~LMgi7Ali2) не рассмат-
ривалась (при исследованных температурах и концентра-
циях).
* Авторы: И. Н. Фридляндер, Н. В. Ширяева, В. С. Сандлер.
220
Фигуративная область сплава 1420 по концентрации
магния и лития на изотермических разрезах диаграммы
А1—Mg—Li при температурах закалки и старения нахо-
дится в фазовых областях, где с твердым раствором могут
сосуществовать фазы S и Mgi7Al]2. Фазовый состав спла-
вов системы А1—Mg—Li сильно влияет на их механические
свойства (табл. VII. 2, рис. VII.10). Сплавы, которые при
А1 2 14 6 в
Li, % (по массе)
Li, % (по массе ’
Рис. VII.10. Распределение фазовых областей при 440 °C, временное сопротивле-
ние (а), эффекты старения (б) Дав прессованных прутков из сплавов системы
А1—Mg—Li после закалки от 450 °C в воду, на воздухе (в скобках) и старения
при 170 °C, 16 ч
температуре закалки расположены в областях, прилегаю-
щих к стороне AI—Mg (области а и сс+Р), не упрочняются
термической обработкой и имеют временное сопротивление
не больше, чем у сплавов типа магналий.
Сплавы, при температуре закалки расположенные в об-
ластях (сс4~б) и («+*$), термически упрочняются и имеют
прочность порядка 450 МПа. Эффект термической обработ-
ки составляет 100—130 МПа.
Упрочнение в процессе старения при 50—200 °C двойных
малолегированных сплавов алюминия с литием [3, 14],
тройных сплавов, содержащих 5—6 % Mg и более 1,6 %
Li [17, 18], определяется выделением сферических частиц
б'-фазы размером в несколько десятков нанометров. Эта
сверхструктура типа Cu3Au на базе г ц. к. решетки алю-
миния примерного состава Al3Li обнаружена как промежу-
точная структура в состаренном сплаве А1—2,2 % Li. Сни-
жение эффектов термообработки с уменьшением содержа-
ния лития в тройных сплавах системы объясняется
отсутствием или меньшей интенсивностью выделения
б'-фазы.
221
222
Таблица VI 1.2 Механические свойства сплавов системы А1—Mg—Li
Содержание элемента,
% (по массе)
Mg Li
6,52 —
6,67 0,50
6,73 0,75
6,67 1,00
6,48 1,45
6,76 2,30
5,70 —
5,82 0,30
5,70 0,50
6,06 0,74
5,76 0,99
Фаза Отожженное состояние Г ор ячепрессованное состояние Свежезакаленное состояние после охлаждения
°в МПа ао,г’ МПа 6. % °В’ МПа °0,2- МПа 6, % на воздухе в воде
°В’ МПа %.2’ МПа 6. % %’ МПа %. 2’ МПа 6. %
а 321 140 36,9 327 153 37,0 — — — 325 134 37,7
а 328 141 27,1 325 154 31,3 — — — 331 152 31,0
а 300 140 20,8 320 172 15,7 — — — 300 153 —
300 145 23,2 300 169 10,5 — — — 285 158 —
a-|-S 371 175 22,4 408 232 21,0 357 162 30,0 360 154 30,6
a-FS 367 190 15,2 425 290 14,1 438 231 16,3 392 174 29,6
а 296 130 33,0 293 129 37,3 — — — 292 ПО 38,1
а 299 136 37,6 302 132 36,0 — — — 302 124 34,1
а 305 137 33,2 339 180 24,0 — — — 305 126 36,2
а 310 140 29,1 404 135 31,7 — — — 307 128 32,8
а 318 131 34,6 310 137 31,0 — — — 307 127 33,5
5,76 1,46 a-F<S 333 142 30,6 346 162 30,0 331 145 33,4 332 142 30,8
5,76 1,95 oc-FS 363 150 21,3 349 153 29,1 343 151 29,6 343 144 29,4
5,70 2,13 a-FS 336 170 19,0 383 190 23,5 426 228 18,4 368 167 27,3
5,90 2,96 a-FS 298 180 14,0 350 196 15,7 420 240 9,2 350 174 16,0
4,60 — а 244 97 34,6 253 96 34,0 — — — 251 9,2 33,7
4,65 0,50 а 260 112 32,4 277 126 32,3 — — — 264 103 35,4
4,90 0,98 а 289 124 30,7 287 132 29,3 — — — 278 108 32,5
4,60 1,49 а 288 121 29,8 289 129 25,2 — — — 288 117 26,9
4,85 1,86 a+S 313 130 25,9 315 134 26,0 300 119 27,3 306 117 28,4
4,42 2,26 ct-FS 320 132 16,5 362 174 24,7 363 172 25,9 332 129 31,5
4,86 2,73 oc-FS 300 125 12,6 357 195 16,7 376 207 15,1 285 125 26,8
1,66 0,53 а 159 54 29,3 301 96 23,8 — — — 163 56 30,4
3,44 1,07 а 240 93 32,4 260 109 28,0 — — — 247 89 28,7
1,66 3,64 a-F6 258 143 13,1 310 205 9,6 297 153 17,9 290 168 11,9
ьэ
Продолжение
Искусственно состаренное состояние после закалки Эффект термической обработки после охлаждения
на воздухе в воде на воздухе в воде
ов, МПа %,2' МПа б. % ав, МПа °0>2- МПа б, % ав, МПа %,2’ МПЭ ав, МПа оо г, МПа
325 141 37,2 323 141 36,1 2 1 0 1
335 154 28,1 327 151 27,3 4 14 6 10
314 151 — — — — 6 11 — —
315 150 — — — — 15 5 — —
401 240 19,6 408 240 18,6 31 70 38 70
473 298 14,4 420 300 10,2 112 108 61 ПО
297 133 38,6 290 136 39,4 0 3 —7 6
303 131 35,5 300 131 37,0 7 —5 4 —5
305 135 33,3 303 135 35,4 —4 —2 —6 2
316 143 29,8 317 132 35,3 1 3 2 —8
310 133 31,6 312 136 32,1 0 2 2 1
15—834
375 215 24,0 378 220 21,7 37 53 40 78
430 270 14,3 433 265 17,1 67 120 70 115
445 295 14,1 450 300 16,6 112 125 117 130
436 305 9,9 430 328 6,6 140 125 134 148
251 98 32,6 247 95 34,6 3 1 — 1 —2
266 115 32,9 257 101 36,8 2 3 —7 —9
285 31,1 116 272 107 34,5 5 —8 —8 —17
285 122 26,2 287 113 27,0 —4 1 —2 —*8
394 240 26,8 393 245 15,7 —76 ПО 75 115
450 263 13,0 440 277 10,8 127 131 117 145
417 260 10,0 430 288 7,6 117 135 130 163
160 53 28,7 160 53 29,2 1 — 1 1 —1
246 98 32,1 243 93 31,7 6 5 3 0
417 275 4,6 393 270 5,7 159 132 135 127
Таблица VII.3. Механические свойства прессованных полос
из сплавов системы А1—Mg—Li, закаленных от 450 °C и состаренных
при 170 °C, 16 ч
Содержание элемента, % (по массе) ов> МПа О0,2, МПа б, %
Mg LI прочие
5,7 2,13 450/445 300/295 16,6/14,1
5,87 2,15 Мп 0,7 523/525 390/400 6,0/5,1
5,64 2,16 Zr 0,7 517/520 380/377 9,3/8,0
5,52 2,13 Ti 0,12 480/472 310/300 12,0/13,0
5,55 2,12 Мп 0,65, Ti 0,17 535/500 380/380 8,0/9,5
Примечание. Данные в числителе получены для закалки в воду, в зна-
менателе — на воздухе.
Естественным старением сплавы системы AI—Mg—Li
не упрочняются. Коррозионная стойкость сплавов, распо-
ложенных в области (сс-}-5), после закалки и искусствен-
ного старения очень низкая: потери прочности сплавов пос-
ле испытаний! в течение 3 мес в 3 %-ном растворе NaCl с
добавкой 0,1 % Н2О2 после закалки в воду и искусственно-
го старения до 25 %, а коррозионное разрушение под
напряжением наступает через 8—15 сут.
Добавки марганца, циркония и титана увеличивают проч-
ностные характеристики листов и прессованных полуфабри-
катов из сплава А1—Mg—Li, а также улучшают их корро-
зионную стойкость (табл. VII.3, VII.4). Добавки марганца
Таблица VII.4. Коррозионная стойкость прессованных полос
из сплавов системы А1—Mg—Li, закаленных от 450 °C и состаренных
при 170 °C, 16 ч
Содержание элемента, % Потери*, % т**, сут
Mg Li прочие °в б
5,7 2,13 95,8/24,0 14/20
5,87 2,15 Мп 0,7 10/0 25/0 87/>90
5,64 2,16 Zr 0,17 0/0 0/0 70/>90
5,52 2,13 Ti 0,12 1,6/0 43/35 72/>90
Примечание,
менателе—на воздухе.
Данные в числителе получены для закалки в воду, в зна-
* Испытание в 3 %-ном растворе NaCl+0,1 % НаОа.
** Среднее время до разрушения. Испытание на склонность к коррозии под
напряжением (напряжение О,9о0.а) проводили в 3 %-ном растворе NaCl при пери о»
дическом погружении.
226
и циркония повышают механические свойства полуфабри-
катов в значительно большей степени, чем титан.
Введение марганца (0,4—0,8 %) в сплав А1—5,5 % Mg—
2 % Li приводит к образованию избыточных марганцовис-
тых интерметаллидов сложного состава. С помощью элек-
тронного микроскопа обнаруживаются однородно распре-
деленные марганцовистые фазы размером 0,1—0,2 мкм. Они
образуются в результате распада твердого раствора, пере-
сыщенного марганцем после кристаллизации слитков.
Подобно другим алюминиевым сплавам, введение
0,15 % Zr в тройной сплав, близкий по составу к описанно-
му выше, также приводит к образованию в слитках пересы-
щенного твердого раствора. В результате его распада при
технологических нагревах образуются дисперсные выделе-
ния метастабильной фазы ZrAl3 размером до 30 нм преи-
мущественно сферической формы с решеткой сверхструкту-
ры типа CuAu. Кроме того, в слитках и полуфабрикатах
сплава после закалки от 450 °C в отличие от композиций с
марганцем наблюдаются неоднородно распределенные час-
тицы, по-видимому, равновесных соединений алюминия с
магнием и литием округлой формы размером 0,1—0,3 мкм.
Их присутствие обусловливает характерный для сплавов,
содержащих ~2 % Li и ~5,5 % Mg, серый фон травленых
микрошлифов.
Введение марганца, циркония, а также хрома (до
0,15 %), каждого в отдельности или в сочетании, тормозит
рекристаллизацию. Прочностные свойства полуфабрикатов
при этом существенно повышаются, а относительное удли-
нение падает. Значительно улучшается коррозионная стой-
кость. Природа упрочнения в процессе термической обра-
ботки таких сложнолегированных композиций 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 показыва-
ют, что при одном и том же содержании лития изменение
концентрации магния очень незначительно влияет на ме-
ханические свойства полуфабрикатов сплавов системы А1—
Mg—Li—Zr в искусственно состаренном состоянии. Увели-
чение содержания лития от 1,5 до 2,4 % резко изменяет ме-
ханические свойства: ов и оо,2 возрастают на 100—140 МПа,
6 снижается на 12 % (табл. VII.5).
Исследование влияния лития и магния на коррозионную
стойкость показало, что сплавы А1—Mg—Li—Zr при со-
держании до 1,8 % Li имеют низкое сопротивление корро-
зии под напряжением. При содержании лития 1,9 % и вы-
15*
227
Таблица VII.5. Механические свойства прессованных полос
из сплавов системы А1—Mg—Li—Zr, закаленных от 450 °C
и состаренных при 170 °C, 16 ч
Содержание,, % (по массе) Закалка в воду Закалка на воздухе
Ги С ге С g п МПа
Mg Li Zr 2 д ь б, % д ь ь*
5,05 1,61 0,11 420 240 15,0 435 236 15,6
5,05 1,94 0,10 532 354 6,0 552 374 6,1
5,04 2,26 0,12 558 420 4,5 557 410 4,0
5,91 1,58 0,11 436 260 14,8 449 250 15,3
5,95 1,83 0,10 556 385 4,8 569 377 4,5
5,95 1,9 0,11 579 395 3,8 573 390 4,3
ше сплавы не склонны к коррозионному растрескиванию.
Добавки магния в пределах 5,0—6,0 % не влияют на стой-
кость к коррозии под напряжением (табл. VII.6).
При изготовлении алюминиевых сплавов неизбежны со-
путствующие примеси железа, кремния и натрия, сущест-
венно влияющие на технологические, прочностные и корро-
зионные свойства материалов. Результаты исследования
показали, что железо в количестве до 0,7 % не меняет ме-
ханические свойства, не ухудшает коррозию под напряже-
нием, но сильно снижает коррозионную стойкость. Кремний
в количестве до 0,3 % не влияет на ав сплавов системы
А1—Li—Mg—Zr, увеличивает предел текучести на 40 МПа
и снижает относительное удлинение на 5%. Для получе-
ния удовлетворительной коррозионной стойкости сплавы
А1—Li—Mg—Zr должны содержать не ниже 0,1 % Si.
Таблица VI 1.6. Стойкость к коррозии под напряжением
прессованных полос из сплавов системы А1—Mg—Li—Zr
Содержание, % (по массе) гср’ разруше- ния, сут Содержание, % (по массе) тср, до разруше- ния, сут
Mg Li Zr Mg Li Zr
5,05 1,61 0,11 16/5 5,95 1,83 0,10 45/10
5,04 2,26 0,12 >90/80 5,95 1,9 0,11 >90/75
5,91 1,58 0,11 8/1 5,98 2,31 0,10 >90/>90
Примечание. Коррозионные испытания проводили в 3 %-ном растворе
NaCl при периодическом погружении (закалка от 450 °C и старение при 170 °C,
16 ч). В числителе приведены данные для закалки на воздухе, в знаменателе —
в воду.
228
Рис. VI1.11. Изменение ме-
ханических свойств профи-
лей из сплава 1420 в процес-
се старения при температу-
ре. °C:
/ — 70; 2—120; <3—140; 4 —
170; 5—190; 6 — 250; 7 — 300
Исследование влияния натрия в пределах 0,005 и 0,01 %
в интервале 20—475 °C на свойства сплава, содержащего
5 %Mg, 1,9 % Li, 0,11 % Zr, показало, что этот элемент рез-
ко снижает относительное удлинение и временное сопротив-
ление сплава. Очевидно, в данном случае натрий действует
как в сплавах системы А1—Mg, в которых он также крайне
неблагоприятно влияет на пластичность в интервале темпе-
ратур деформации. Присутствие натрия в сплавах с лити-
ем вызывает их охрупчивание: во время закалки появляют-
ся трещины, сплавы не имеют эффекта термической обра-
ботки.
На основе проведенных исследований был установлен
оптимальный химический состав сплава 1420, %: А1—осно-
ва; Mg 5,0—6,0; Li 1,9—2,3; Zr 0,09—0,15; Si 0,1-03; при-
меси, не более: Fe 0,3; Ti 0,1; Мп 0,3; х\та 0,005 [12, 19—21]
Изменение механических свойств сплава 1420 в процес-
229
Рис. VI1.12. Темнопольная микрофотография (а) и электронограмма (б) листа
сплава 1420 с цирконием, состаренного при 170 °C, 1000 ч. Х25000
се старения при комнатной температуре не было обнаруже-
но. При 50—160 °C кривых прочностных свойств монотонно
повышаются при увеличении времени выдержки до 100 ч,
а при 180—300 °C после максимума наступает разупрочне-
ние (рис. VII. 11).
Относительное удлинение падает соответственно увели-
чению прочностных свойств. Старение при 170 °C в течение
8—24 ч приводит к получению максимальных прочностных
свойств, а при 120 °C в течение 12—48 ч — к получению по-
вышенной пластичности при некотором снижении прочно-
сти.
Упрочнение сплава, по-видимому, связано с увеличени-
ем количества и размеров (до определенного предела) час-
тиц б'-фазы (рис. VIII.12). Так, через 16 ч старения диа-
метр частиц составляет 5—15 нм, а через 100 ч старения
10—30 нм. При распаде твердого раствора, помимо б'-фа-
зы, образуются и растут пограничные выделения и компакт-
ные ограненные частицы, по-видимому, равновесной фа-
зы или фаз. Эти последние образуются и растут в первую
очередь на большеугловых и межфазных границах (рис.
VII.13). Разупрочнение при старении связано с укрупнени-
ем и главным образом с растворением б'-фазы, которое про-
исходит из-за обеднения твердого раствора при интенсив-
ном образовании и росте стабильных выделений, содержа-
щих литий. В процессе старения происходит монотонное
снижение электросопротивления (рис. VII.14).
Сплав 1420 имеет повышенный модуль упругости 75 ГПа.
Известно, что модуль упругости сплавов изменяется обыч-
но приблизительно аддитивно в зависимости от величины
230
модуля упругости компонентов и их содержания в сплаве.
Величины модулей упругости алюминия, магния и лития
соответственно равны 71,43 и 50 ГПа. У алюминиевомагни-
евых сплавов модуль упругости понижается до 69 ГПа.
У сплавов же системы AI—Mg—Li, несмотря на крайне
Рис. VH.13. Микроструктура листа
сплава 1420 с цирконием, закаленного
от 450 °C в воду и состаренного при
170 °C, 100 ч (оксидная реплика).
X10000
Рис. VII.14. Изменение электро-
сопротивления прессованного
профиля из сплава 1420, зака-
ленного от 450 °C в воду, в про-
цессе старения при температу-
рах, °C:
1 — 70; 2 — 90; 3 — 120; 4 — 140;
5— 170
низкую соответствующую характеристику лития, модуль
упругости значительно выше; следовательно, эти сплавы
имеют аномально высокий модуль упругости.
Типичные механические свойства полуфабрикатов из
сплава 1420, изготовленных в промышленных условиях,
приведены в табл. VII.7 и VII.8.
Таблица VII.7. Типичные механические свойства полуфабрикатов,
закаленных на воздухе и состаренных при 120 °C, 24—12 ч
Полуфабрикат апц’ МПа ^0’2» МПа %’ МПа б. % °т.у’ Дж/см2
Штампованная вафельная па- нель * (полотно, продольное направление) 230 280 450 12 8—9
Прессованный профиль . . . 220 310 470 10 3—5
Лист (поперечное направление) 200 270 440 10 2-4
* ан = 12-=-14 Дж/сма.
231
Таблица VI 1.8. Чувствительность к концентрации напряжения *
полуфабрикатов, закаленных на воздухе и состаренных при 120 °C, 24 ч
Полуфабрикат ов, МПа ав(сн = 2’6)’МПа
Штампованная вафель- ная панель (полотно) . . 420—445 340—370 0,82—0,84
Прессованный профиль (толщина полки 1,5— 3,0 мм) Лист толщиной 1,5— 475—495 430—440 0,89—0,90
2,0 мм 450 360—370 0,80—0,82
* Концентратор — отверстие диаметром 3 мм. отношение ширины рабочей час-
ти образца к диаметру отверстия Ыа=Ъ.
Листы из сплава 1420 толщиной 2,5 мм при испытании
на сжатие и смятие имеют следующие характеристики:
£сж=77 ГПа; сг-Пц=200 МПа; {j_0,2=285 МПа; о0,2 =
Рис. VII. 15. Кривые усталости (а) (чистый изгиб с вращением круглых образцов)
и статической выносливости (б) (плоские образцы с отверстием) прессованных
полуфабрикатов из сплава 1420 и других сплавов (по данным авторов и
С. И. Кишкиной с сотрудниками):
/ — сплав Д16 (ов=440 МПа); 2—сплав 1420 (ов =500 МПа); 3— ВАД23 (<7В =
=580 МПа); 4 — В95 (ов=600 МПа); 5 — сплав 1420, упрочненный вибронаклепом
=350 МПа. Вафельные панели при испытании на кручение
и срез имеют следующие свойства: G=28,5 ГПа; р=0,31;
Тпц= 130 МПа; тв=370 МПа; тср=270 МПа.
На рис. VII. 15 приведены кривые усталости и статичес-
кой выносливости полуфабрикатов сплава 1420.
Коррозионная стойкость полуфабрикатов сплава в со-
стоянии Т1 такая же, как сплава АМгбМ. В закаленном от-
носительно гомогенном материале антикоррозионные свой-
ства значительно выше. После старения в полуфабрикатах
232
с рекристаллизованной структурой развивается межкрис-
таллитная коррозия, часто типа расслаивания. Этот про-
цесс контролируется выделениями в виде пунктиров или
прослоек по границам. Уменьшение скорости закалки (на-
пример, закалка в горячих средах, на воздухе) тормозит
пограничный распад и повышает стойкость к коррозии под
напряжением. Полуфабрикаты с частично рекристаллизо-
ванной структурой подвержены межкристаллитной корро-
зии в меньшей степени, так как образования тонких пунк-
тирных выделений по субграницам не наблюдается.
Исследования технологических свойств сплава 1420 при
изготовлении деталей из листов и профилей показали, что
прессованные профили в закаленном состоянии характери-
зуются высокой технологичностью при гибке, подсечке,
малковке. Из профилей можно изготавливать довольно
сложные детали. Листы из сплава 1420 в закаленном со-
стоянии имеют пониженные по сравнению со сплавом Д16Т
технологические характеристики. Из листов сплава 1420
можно изготавливать детали с небольшой степенью дефор-
мации за один переход. Изготовление сложных деталей
штамповкой, обшивок двойной кривизны обтяжкой на прес-
се или выколоткой должно производиться в несколько пе-
реходов с применением межоперационных закалок. Для
получения максимальной пластичности рекомендуется про-
водить закалку в воду. При окончательной термической
обработке деталей из сплава 1420 для получения удовлет-
ворительной коррозионной стойкости обязательна закалка
на воздухе.
Применение сплава 1420 в конструкциях показало, что
равноценные изделия из сплава 1420 на 10—15 % легче,
чем из сплава Д16. Снижение массы изделия достигается в
результате понижения плотности сплава 1420 при сохране-
нии уровня прочности сплава Д16. Аналогичного снижения
массы конструкции при использовании высокопрочных
сплавов с повышенной плотностью достичь значительно
сложнее, так как существует ряд технологических и конст-
рукционных ограничений минимальной толщины деталей.
Кроме того, следует учитывать, что далеко не все элемен-
ты конструкции предельно нагружены.
Глава VIII. ВЫСОКОМОДУЛЬНЫЕ
АЛЮМИНИЕВОБЕРИЛЛИЕВЫЕ СПЛАВЫ1
Общая характеристика сплавов
Алюминиевобериллиевые сплавы обладают ценным комп-
лексом физических и механических свойств, наиболее важ-
ное из которых — высокий удельный модуль упругости [1
Модуль упругости — аддитивное свойство, приблизитель-
но определяемое среднеарифметической величиной моду-
лей упругости компонентов, входящих в состав сплавов.
Радикальным способом повышения модуля упругости алю-
миниевых сплавов (модуль упругости алюминия 7-1010Па)
является разработка композиций, содержащих большие ко-
личества бериллия — металла, характеризующегося легко-
стью (плотность 1,85 г/см3) и уникальным модулем упру-
гости (~3 - 10й Па).
В то же время сплавы на алюминиевобериллиевой осно-
ве лишены ряда отрицательных свойств, затрудняющих и
ограничивающих применение бериллия в конструкциях: они
имеют более высокую общую и технологическую пластич-
ность, их ударная вязкость в 10—15 раз выше, а чувстви-
тельность к надрезам более чем в три раза ниже, чем у
лучшего бериллия промышленного выпуска. Сплавы, содер-
жащие 70 % Be, превосходят бериллий по усталостной проч-
ности и релаксационной стойкости.
СССР имеет значительный приоритет перед зарубежны-
ми странами в разработке отечественных алюминиевоберил-
лиевых сплавов. Первые исследования сплавов системы
А1—Be были выполнены в 1946 г. одним из авторов насто-
ящего раздела. А в 50-х годах группой советских исследо-
вателей были разработаны сначала двойные, а затем и бо-
лее сложные отечественные алюминиевобериллиевые спла-
вы. Химический состав некоторых из них приведен ниже
(железо и кремний — примеси), % • * Е.
Марка сплава Be Mg Fe Si
АБМ1 28—32 4 2—5,5 0,2 о,1
АБМЗ 67—72 1,5—2,5 0,2 0,2
Примечание. Алюминий — остальное.
1 Авторы: И. Н. Фридляндер, А. В. Новоселова, К. П. Яценко,
Е. А. Кузнецова, В. М. Быков.
234
Фазовый состав
Особенность высокомодульных алюминиевобериллиевых
сплавов состоит в том, что в качестве их основы использу-
ется не твердый раствор, как в большинстве известных вы-
сокопрочных деформируемых алюминиевых сплавов, а ме-
ханическая смесь двух сильно различающихся между собой
фаз. Промышленные алюминиевобериллиевые сплавы, ко-
торые содержат 5—80 % Be, являются заэвтектическими,
так как эвтектическая точка в двойной системе А1—Be [2]
располагается вблизи алюминия и в зависимости от чисто-
ты исходных металлов и метода исследования соответст-
вует содержанию 0,5—1,15 % Be. Бериллий в алюминии
почти не растворим. Растворимость алюминия в бериллии,
по данным различных исследователей, колеблется в пре-
делах от 0,1 до 8 %. Наиболее вероятной можно считать ве-
личину, не превышающую 1 %. Имеются сведения, что
реакция при 646 °C носит не эвтектический, а перитектиче-’
скнй характер [3].
Заэвтектические сплавы алюминия с бериллием (более
1,15 % Be) имеют двухфазную структуру, состоящую из
первичных дендритов твердого раствора алюминия в берил-
лии (фаза Be) и эвтектики, не имеющей типичного эвтекти-
ческого строения и представляющей собой чистый алюми-
ний. Это объясняется тем, что бериллий в количестве
1,15 %, который должен был войти в эвтектику, выделяется
на первично кристаллизующихся дендритах бериллиевой
фазы. Наличие в структуре сплавов очень мягкой и мало-
прочной алюминиевой фазы служит причиной сравнитель-
но низких прочностных свойств этих сплавов.
В качестве добавок, одновременно улучшающих и проч-
ность, и пластичность алюминиевобериллиевых сплавов,
следует использовать элементы, растворяющиеся в алю-
минии, но не в бериллии и не образующие с бериллием со-
единений. Такими элементами могут быть магний и цинк.
Наиболее перспективными следует считать сплавы сис-
темы А1—Be—Mg (АБМ), располагающиеся в двухфазной
области [4]. Их структура состоит из первично кристалли-
зующейся бериллиевой фазы (Be) и упрочненного «аг
твердого раствора магния в алюминии. При переходе со-
става сплавов за пределы двухфазной области механичес-
кие свойства сплавов заметно ухудшаются, что объясняет-
ся появлением грубых выделений хрупкой фазы pAi-Mg-Be,
представляющей собой твердый раствор на основе р-фазы
системы Al—Mg. Именно поэтому с увеличением содержа-
235
ния магния в сплавах прочностные свойства и пластичность
вначале растут, а затем снижаются (рис. VIII. 1). При этом
максимумы на кривых изменения свойств находятся в пря-
мой зависимости от предельной растворимости магния в
«Агфазе.
Рис. VIII.1. Зависимость ов спла-
вов системы Al—Be—Mg от содер-
жания магния при содержании бе-
риллия, %:
1 — 10; 2 — 20; 3 — 30; 4 — 40; 5 —
60; 6 — 70
Рис. VIII.2. Количество магния,
вводимое в сплавы системы А1—
Be—Mg в зависимости от содержа-
ния бериллия
Закономерности изменения свойств в системе А1—Be—Mg
Оптимальное содержание магния в алюминиевобериллие-
вых сплавах зависит от содержания бериллия. Чем больше
бериллия, тем меньшее количество магния должно быть
введено в сплав. Наилучшее сочетание пластичности и проч-
ности получено в том случае, когда алюминиевая составля-
ющая представляет собой сплав типа АМгб, т. е. содержит
не более 8 % Mg. Так как магний практически не взаимо-
действует с бериллием, его содержание в сплавах в зависи-
мости от содержания бериллия можно рассчитать (рис.
VIII.2). По сравнению с предельной растворимостью маг-
ния его оптимальное содержание в сплавах несколько мень-
ше из-за неравновесных условий кристаллизации при отлив-
ке слитков.
Сравнительное изучение механических свойств сплавов
систем А1—Be—Mg и Al—Be (при оптимальной концент-
рации магния в алюминиевом твердом растворе) в зависи-
мости от содержания бериллия (рис. VII 1.3) показывает,
что в сплавах наряду с повышением прочности при увеличе-
236
Рис. VIII.3. Зависимость механических
свойств сплавов от содержания берил-
лия:
1 — сплавы системы Al—Be—Mg; 2 —
Al—Be
нии содержания бериллия происходит непрерывный рост
модуля упругости, который при содержании 70—80 % Be
достигает (224-25) • 1010 Па, плотность такого сплава рав-
на 2,0 г/см3. В результате сплавы на алюминиевобериллйе-
ной основе по величине модуля упругости превосходят луч-
шие алюминиевые сплавы более чем в 2—3 раза (в зависи-
мости от состава), одновременно выгодно отличаясь от них
низкой плотностью.
Анализ кривых на рис. VIII.3 показывает также, что при
одинаковых содержаниях бериллия прочность сплавов си-
стемы А1 — Be — Mg значи-
тельно выше, чем у двойных
сплавов системы А1 — Be.
Ов возрастает при 30 % Be с
200 МПа в двойном сплаве
до 500 МПа в тройном спла-
ве, а при 50 % Be — соот-
ветственно с 300 почти до
600 МПа. При этом сплавы
системы А1 — Be — Mg при
содержаниях до 70 %' Be
превосходят двойные спла-
вы не только по прочнос-
ти, но и по относительному
удлинению и модулю упру-
гости. Последний у тройных
сплавов на (1,5—3,0) • 1010
Па, выше, чем у двойных,
хотя вводимый в сплавы в
ограниченном количестве
магний имеет модуль упру-
гости даже ниже, чем алю-
миний (4,5-1010 Па).
Объяснение этих законо-
мерностей следует искать в
физических особенностях структурных составляющих спла-
вов, представляющих смесь двух весьма разнородных фаз в
случае двойного сплава, и уменьшения этой разнородности в
тройных сплавах. Кроме того, магний способствует значи-
тельному измельчению структурных составляющих как в
процессе кристаллизации, так и при последующей дефор-
мации слитков. Особенно хорошо это наблюдается при изу-
чении структуры листов (рис. VIII.4). Листы из алюминие
вобериллиевого сплава с магнием отличаются от листов из
двойного сплава более равномерной и тонкой структурой.
237
Таким образом, эффективное действие добавки магния,
одновременно повышающей прочность, относительное удли-
нение и модуль упругости, связано не только с непосредст-
венным упрочнением алюминиевой фазы, но и с уменьше-
нием разнородности свойств структурных составляющих, их
измельчением и более равномерным распределением меж-
ду собой.
Изучение свойств сплавов (см. рис. VIII.3) также пока-
зывает, что оЕ тройных сплавов непрерывно повышается
Рис. VIII.4. Микроструктура листа толщиной 1,0 мм из сплавов с 30 % Бе (а)
и 30 % Be и 5 % Mg (б)
при увеличении содержания бериллия приблизительно до
70%, относительное удлинение при этом также сохраняет-
ся на достаточно высоком уровне (около 10 %). При даль-
нейшем повышении содержания бериллия прочность пони-
жается при одновременном резком снижении пластично-
сти. Поэтому сплавы системы А1—Be—Mg при содержа-
нии более 70—75 % Be не представляют особого интереса
для практического применения. Резкое снижение относи-
тельного удлинения в этих сплавах объясняется тем, что
количество алюминиевой фазы в структуре сплава уже не-
достаточно, и она перестает оказывать пластифицирующее
действие, как это происходит в сплавах, богатых этой фа-
зой. Сплавы с малым количеством алюминия подобны бе-
риллию, содержащему некоторое количество легкоплавкой
составляющей, ухудшающей его свойства, особенно при
температурах свыше 500—600 °C. В этом случае, очевидно,
предпочтительно применять чистый бериллий.
Структура сплавов АБМ близка структуре композици-
238
онных материалов, армированных сравнительно короткими
волокнами или чешуйками бериллия.
Механические свойства сплавов системы А1—Be—Mg
определяются не только процентным содержанием компонен-
та, но также формой и размерами структурных составля-
ющих. В литом состоянии сплавы АБМ имеют сравнитель-
но низкую прочность и пластичность. С увеличением степе-
ни деформации при всех видах обработки (прессование,
ковка, прокатка и т. д.) в результате измельчения и измене-
ния формы частиц бериллиевой составляющей и уменьше-
Рис. VIII.5. Зависимость
механических свойств листа
из сплава с 30 % Бе и 3 %
Mg от степени деформации
(отожженное состояние)
Изменение направления
Рис. VIII.6. Схема измене-
ния прочности листов в про-
цессе прокатки их с кантов-
кой в долевом (/) и попе-
речном (2) направлениях
ния расстояния между ними происходит одновременное
повышение прочности и пластичности материала (рис.
VIII.5). В общем случае, чем ниже температура деформи-
рования и выше степень деформации, тем большую проч-
ность полуфабрикатов можно получить в отожженном со-
стоянии.
Сплавы АБМ в значительной степени склонны к ани-
зотропии свойств из-за наличия ориентированной структу-
ры. Так, на прессованной полосе сплава АБМ1 (30 % Be)
сечением 30X50 мм (коэффициент вытяжки 5) различие в
прочности образцов в долевом и поперечном направлениях
к направлению прессования достигает 100 МПа.
В то же время листы из сплавов АБМ могут быть полу-
чены с равными свойствами в долевом и поперечном направ-
лениях при условии соблюдения равенства деформации в
двух взаимно перпендикулярных направлениях (VIII 6).
239
Влияние нагревов на структуру и свойства сплавов
Алюминиевобериллиевые сплавы не упрочняются термиче- ской обработкой. Предварительно отожженные при 400—
450 С полуфабрикаты сохраняют свою прочность после
длительного воздействия температуры. Ниже приведены
механические свойства при 20 °C листа сплава АБМ1: толщиной 0,7 мм
Режим нагрева*, °C Без нагрева 100 200 250
Ов, МПа .... 475 476 474 470
б, % 21 24 18 14
* Длительность нагрева 100 ч.
Некоторое снижение относительного удлинения после
нагрева в интервале 200—250 °C связано с распадом твер-
дого раствора алюминия.
Изучение структуры сплава АБМ1 (30 % Be; 5 % Mg)
после закалки при 420 °C и последующего старения при
100, 125, 200, 250, 325, 400 и 450 °C показало, что структура
закаленного в воде сплава представляет собой сравнитель-
но равномерную смесь двух фаз — алюминиевого твердого
раствора и частиц бериллиевой фазы.
Металлографическое и электронно-микроскопическое ис-
следование1 (метод окисных реплик) показало, что распад
алюминиевого твердого раствора в процессе нагрева проис-
ходит так же, как и в сплавах системы А1—Mg. После на-
грева в течение 48 ч при 100 °C появляются выделения в
виде пунктиров или отдельных точек по некоторым грани-
цам зерен (рис. VIII.7, а). С увеличением времени нагрева
до 240 ч распад усиливается, выпадают 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 электронно-микроско-
пическим исследованиям фазового состава состаренных
алюминиевых сплавов АМгб (6,4 % Mg, 0,6 % Мп) [5, 6] и
сплавов, содержащих 9 и 11 % Mg, а также данным рабо-
ты [7] по сплавам алюминия с 8—10 % Mg, можно предпо-
лагать, что в изученном материале тонкие пластинчатые
выделения представляют собой, по-видимому, метастабиль-
ную р'-фазу, а компактные частицы — p-фазу (Al3Mg2).
После старения при 250 °C в течение 1 ч все границы деко-
1 Выполнено В. С. Сандлером.
240
рируются тонкими пластин-
чатыми частицами. Старе-
ние в течение 6 ч вызывает
интенсивный распад по зер-
ну и по границам с образо-
ванием сравнительно круп-
ных ограненных частиц
(рис. VIIL7, б). Погранич-
ные выделения в виде
сплошных тонких линий
утолщаются, появляются
вытянутые ограненные вы-
деления на границах. На-
грев в течение более 48 ч
при 250 °C вызывает появ-
ление компактных частиц,
которые распределяются
равномерно по границам и
по зерну (рис. VIII.7, в).
Обобщение результатов
Рис. VIII.7. Микроструктура сплава,
содержащего 30 % Be и 5 % Mg после
старения по режимам:
а—100°C, 48 ч. X13500; б — 250°C, .
6 ч. Х8400; в —250 °C, 48 ч. Х8400
Рис. VI 11.8. Диаграмма распада твер-
дого раствора алюминиевобериллиево-
го сплава с 30 % Be и 5 % Mg:
1 — нет распада; 2 — распад по грани-
це зерна; 3 — распад по границе и
зерну; 4 — равномерный распад
металлографического анализа
позволило построить диаграмму распада твердого раство-
ра в исследованном сплаве (рис. VIII.8). Алюминиевый
твердый раствор содержит 8 % Mg.
16—834
241
Некоторое отличие диаграммы от диаграмм, получен-
ных в работе [7], объясняется, по-видимому, большей чув-
ствительностью электронно-микроскопического метода по
сравнению с рентгеноструктурным фазовым анализом, при-
мененным в этой работе.
Распад алюминиевого твердого раствора не оказывает
существенного влияния на прочностные свойства алюминие-
вобериллиевых сплавов. Не было обнаружено и влияния
характера распада алюминиевого твердого раствора на
коррозионную стойкость сплавов АБМ. Практически спла-
вы системы А1—Be—Mg не склонны ни к коррозии под на-
пряжением, ни к межкристаллитной коррозии.
Механические свойства сплавов
Изучение механических свойств сплавов системы Al—Be—
Mg при повышенных температурах показывает, что сплав
АБМЗ (70 % Be) сохраняет достаточную прочность до
400 °C (ов=200 МПа). Сплав
Рис. VIII.9. Зависимость механических
свойств сплавов от температуры испы-
тания:
1 — сплав с 30 % Be, 5 % Mg; 2 —
сплав с 70 % Be и 2 % Mg
Рис. VIII. 10. Релаксационная стойкость
сплава АБМЗ (/) и бериллия (2) (по
данным И. Н. Шканова и др.)
что характерно для сплавов с гетерогенной структурой, у
которых отсутствует диффузионное взаимодействие.
Сплавы АБМ характеризуются высоким сопротивлени-
ем усталостным нагрузкам. По усталостной прочности спла-
вы, содержащие более 20—30 % Be (АБМ1, АБМЗ), пре-
восходят сплав Д16Т, а сплав АБМЗ (70 % Be превосходит
242
бериллий1. Так, предел усталости сплава АБМЗ на базе
2-106 циклов на гладких образцах составляет 270 МПа.
Релаксационная стойкость этого сплава также оказывается
несколько выше, чем у бериллия (рис. VIII.10).
Сплавы АБМ благодаря
гетерогенной структуре хо-
рошо сопротивляются раз-
витию трещины. Так, сплав
АБМ1 по сопротивлению ро-
сту трещины при усталост-
ных нагрузках не уступает
сплаву Д16Т (рис. VIII.11).
Алюминиевобериллиевые
сплавы имеют относительно
небольшую чувствитель-
ность к надрезам, сравни-
мую с этой характеристикой
у стандартных алюминие-
вых: сплавов.
Отношение сгв надрезан-
ного образца к сгв гладкого
образца в сплавах, содер-
жащих 20—70 % Be, колеб-
лется в пределах 0,9—1,2,
тогда как у чистого берил-
лия, характеризующегося
очень высокой чувствитель-
ностью к надрезам, это от-
ношение не превышает 0,3.
dl/dN, мм/лцаклы
Рис. VIII.11. Зависимость скорости
роста трещины от коэффициента ин-
тенсивности для сплавов Д16Т (I) и
АБМ1 (2). Лист толщиной 0,7 мм (по
данным И. Н. Шканова и др.)
Технологические свойства сплавов
Сплавы АБМ с содержанием бериллия 20—30 % в подогре-
том состоянии хорошо деформируются при обработке дав-
лением [8]. Из сплава АВМ1 объемной и листовой штам-
повкой были получены детали практически любой формы.
При условии подогрева заготовок и оснастки до 300—400 °C
можно изготовлять сложные детали методом вытяжки, от-
бортовки и гибки. Сложные штампованные детали следует
изготавливать с применением межоперационных отжигов
при 400 °C.
1 Исследования усталостной прочности и релаксационной стойкости
выполнены в КАИ под руководством Д. Я. Брагина и И. Н. Шканова.
16*
243
Алюминиевобериллиевые сплавы удовлетворительно
свариваются аргонно-дуговой автоматической сваркой.
Прочность сварных соединений в зависимости от условий
сварки, состава присадочной проволоки и вида сваривае-
мого полуфабриката составляет 0,7—0,9 от прочности ос-
новного материала. Пластичность сварного соединения, вы-
полненного из листа сплава АБМ1, не хуже пластичности
основного материала. Сплав АБМ1 можно сваривать с
другими алюминиевыми сплавами, например, со сплавом
АМгб [9, 10].
Детали из сплава АБМ1 можно соединять клепкой.
Штамповка гнезд под головки потайных заклепок в холод-
ном состоянии нежелательна из-за возникновения трещин
по кромкам отверстий.
Механическая обработка сплавов системы А1—Be—Mg
производится так же, как обработка промышленных алю-
миниевых сплавов.
Техника безопасности
Процессы плавки, литья, сварки, а также механической
обработки сплавов АБМ следует проводить в специальных
помещениях, оборудованных с учетом требований сани-
тарных правил и инструкций при работе с бериллием и его
сплавами. Ряд процессов, не вызывающих загрязнения воз-
душной среды (прокатка, прессование, термообработка
сплавов с содержанием до 70 % Be), можно осуществлять
в общих цеховых помещениях на обычном оборудовании.
В компактном виде (заготовки, полуфабрикаты, дета-
ли конструкций) сплавы системы А1—Be—Mg токсически-
ми свойствами не обладают.
Глава IX. ВТОРИЧНЫЕ
АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ 1
Общая характеристика сплавов
Алюминиевые деформируемые сплавы на основе вторично-
го сырья или, как их принято называть, вторичные алюми-
ниевые сплавы, предназначены для использования низко-
1 Авторы: С. Н. Ананьин, Г. Е. Гольдбухт.
244
Таблица IX. 1. Химический состав вторичных алюминиевых
деформируемых сплавов (ГОСТ 1131—76)
Марка Легирующий компонент, % (по массе)
Си Mg Мп Si Zn
ВД1 2,0—5,0 0,4—1,6 0,3—0,8 —
АКМ 1,2—2,6 0,8—1,4 0,2—0,8 0,8—2,2 —
В95—2 1,0—3,0 1,0—2,8 0,2—0,8 — 2,0—6,5
АКМц 1,4—3,0 1,2—2,5 0,1—0,7 0,8—1,6 3,5—6,0
В95—1 1,0—3,0 0,6—2,6 0,2—0,8 —- 0,8—2,0
АММ до 1, 6*4 1,8—4,2 0,1—0,8 0,2—1,7 —
Продолжение
Марка Примесь, не более. % (по массе)
Fe SI Ni Zn Сг Ti
ВД1 1,0 1,0 0,2 0,7 -- 0,20*!
АКМ i.o — 0,1 1,0 0,20 0,20
В95—2 0,9 0,9 0,2 — 0,25 0,15*2
АКМц 1,0 — 0,2 — 0,25 0,15*3
В95—1 1,0 1,5 0,2 — 0,25 0,20*2
АММ 1,0 — 0,2 <1,5 0,25 0,20*2
Примечания: 1. Сумма прочих примесей не более 0,2 %; каждой не бо-
лее 0,05 %. 2. Химический состав сплава АММ приведен по техническим условиям.
** Сумма титана, хрома, циркония. *2 Сумма титана и циркония. *s Сумма ти-
тана и циркония, из них 0,1 % Zr. *4 В сплавах АММ—1 — до 0i,5 %, АММ—2 — от
0,51 до 1,60 % Си.
сортных некондиционных отходов и лома, а также избыточ-
ных отходов, вовлечение которых в оборот при производст-
ве первичных сплавов невозможно или экономически неце-
лесообразно [1].
Вторичные алюминиевые сплавы подразделяются на три
группы на основе следующих систем:
1) Al—Си—Mg—Мп (Si) — ВД1 и АКМ;
2) Al—Zn—Mg—Си (Si)—В95-2; АКМц и В95—1;
3) Al—Mg(Cu)— АММ— 1 и АММ—2.
Химический состав сплавов приведен в табл. IX.1. Во
вторичных сплавах допускается повышенное содержание
типичных для первичных сплавов примесей (железа, крем-
ния, цинка в сплавах типа дуралюмин, меди, кремния в
сплавах типа В95 или АМг); их используют в качестве ле-
гирующих компонентов. Кроме того, во вторичных сплавах
могут присутствовать нерегламентируемые ГОСТом приме-
си свинца, олова, сурьмы, лития, кадмия и др.
245
Все сплавы, кроме вторичного магналия с низким содер-
жанием меди (до 0,5 %), упрочняются термической обра-
боткой и относятся к конструкционным сплавам средней
прочности [1—6].
Вторичные алюминиевые сплавы могут использовать в
виде листов толщиной от 0,8 до 10,5 мм (ГОСТ 21631—76);
лент толщиной от 0,8 до 10,5 мм (ГОСТ 13726—78); про-
филей прессованных с площадью сечения до 200 см2 (ГОСТ
8617—81); прутков диаметром от 5 до 160 мм (ГОСТ
21488—76, изменение № 1 и 2); труб прессованных (ГОСТ
18482—78) и сварных (ГОСТ 23697—79).
Фазовый состав
В сплавах ВД1 и АКМ основной упрочняющей фазой, как и
в первичных сплавах, является фаза СпА12(0); количест-
во S-фазы Al2CuMg увеличивается с ростом содержания
магния. В сплаве АКМ значительное влияние на упрочнение
при искусственном старении оказывает фаза Mg2Si. Во
всех вторичных сплавах большой процент по сравнению с
первичными составляют нерастворимые фазы, содержа-
щие марганец, железо, кремний: AlFeMnSi; Al6(FeMn);
FeAl3 и др. В сплавах В95—2, АКМц количество упрочня-
ющих фаз т] (MgZn2), Т (AlMgZnCu) и S — меньше, чем в
в первичных сплавах, а благодаря повышенному содержа-
нию кремния — существенно выше содержание фазы Mg2Si.
В сплаве АКМц возможно выделение частиц кремния. Сплав
В95—1 занимает промежуточное положение между сплава-
ми ВД1 и В95—2 и соответственно упрочнение достигается
благодаря комплексному действию фаз-упрочнителей: S, 0,
i] и частично Т. Упрочняемый при термической обработке
вторичный магналий (АММ—2) содержит фазы-упрочни-
тели S, Mg2Si, а также p-фазу (Al3Mg2); возможно появ-
ление фазы т] (MgZn2).
Механические свойства
Механические свойства вторичных алюминиевых сплавов
близки к свойствам первичных сплавов Д1 и АК6. Гаран-
тируемые пределы механических свойств по ранее указан-
ным ГОСТам на 20—60 МПа ниже, чем у первичных спла-
вов [3—6]. Кривые распределения механических свойств
листов и прутков приведены на рис. IX. 1 и IX.2 в отожжен-
ном или в закаленном и естественно состаренном состоя-
ниях. Типичные механические свойства профилей и труб
246
Рис. IX.1. Распределение механических свойств листов из вторичных алюминие-
вых сплавов в отожженном (а), закаленном и естественно состаренном (б) сос-
тояниях:
1 — ВД1; 2—АКМ; 3 — АММ; 4 — В95— 2
из вторичных алюминиевых сплавов даны в табл. IX.2.
Характеристики выносливости полуфабрикатов из вторич-
ных алюминиевых сплавов находятся на уровне характе-
ристик выносливости сплавов Д1 и АК6 (табл. IX.3).
247
Таблица IX2. Типичные механические свойства профилей и труб
из вторичных сплавов в закаленном и естественно состаренном
состояниях
Марка сплава Вид полуфабриката <тв, МПа в, %
ВД1 Профили с толщиной 15 мм стенки до 380 280 17
Трубы прессованные с стенки более 5 мм толщиной 440 280 16
Трубы сварные с толщиной стенки 1—3 мм 400 260 17
АКМ Профили с толщиной 10 мм стенки до 360 240 18
В95—2, АКМц Профили с толщиной 10 мм Трубы стенки до 380 400 260 260 16 14
АММ Профили с толщиной 10 мм стенки до 340 220 19
Рис. IX.2. Распределение меха-
нических свойств прутков из
вторичных алюминиевых спла-
вов в закаленном и естественно
состаренном (АКМ, АКМц) и
горячепрессованном, естественно
состаренном (В95—2) состояни-
1 — АКМ; 2 — АКМц; 3 — BS5—2
Таблица IX.3. Предел выносливости сплавов на основе вторичного
алюминия
Сплав Вид полуфабриката О J на базе 2-Ю7 циклов» МПа
ВД1, В95—2 Листы толщиной 1,5—2 мм 80—100
АКМ, АММ, В95—1 То же ЬО—80
ВД1- 1 Прутки диаметром 18—25 мм 120—160
АКМ, АММ То же 100—140
В95—2, АКМц » » 130—180
248
Термическая обработка
Режимы закалки и искусственного одноступенчатого ста-
рения вторичных сплавов приведены в табл. IX.4. Сплавы
применяются преимущественно в закаленном и естественно
состаренном состояних, так как при искусственном старе-
нии снижается пластичность и в ряде случаев коррозионная
стойкость. Кинетические кривые естественного старения
сплавов приведены на рис. IX.3. Режимы отжига сплавов
ВД1, АКМ, АММ—2 такие же, как и для сплава Д1; спла-
вов В95—2, В95—1, АКМц — как для сплава В95; АММ —
1—как для сплава АМгЗ.
Рис. IX.3. Кинетика естественного старения вторичных алюминиевых сплавов:
1 — B95—2; 2 — АКМц; 3 — АКМ; 4 — ВД1; 5 —АММ
249
Таблица IX.4. Режимы термической обработки вторичных
алюминиевых сплавов
Сплав 1, °C Т старения*, ч
закалки старения
ВД1, АКМ, АКМц, В95—1 490—500 150—165 8—16
В95—2 480—490 130—150 12—24
АММ—2 505—515 160—170 10—16
* При естественном старении в течение 7—30 сут.
Коррозионная стойкость
Вторичные сплавы обладают удовлетворительной коррози-
онной стойкостью, такой же, как сплавы Д1 и Д16, а сплав
АММ превосходит эти сплавы по коррозионной стойкости.
Наиболее высокой коррозионной стойкостью вторичные
сплавы обладают в закаленном и естественно состаренном
состояниях. Имеется большой опыт эксплуатации сплавов
в отожженном и нагартованном состояниях. Накоплен
двадцатилетний положительный опыт эксплуатации плаки-
рованных технологической плакировкой листов сплавов
ВД1, В95—2 в средах нефтехимического производства,
содержащих сероводород, аммиак, сернистый газ, углеводо-
роды, пары серной кислоты, окиси углерода. Потери меха-
нических свойств деталей за два года эксплуатации в этих
средах не превышают 10—20 %.
Технологические свойства
Из сплавов на основе вторичного сырья отливают круглые
диаметром от 120 до 450 мм и плоские размером до 300Х
1300 (1700) мм слитки с охлаждением поверхности водой;
последние, кроме сплавов В95—2 и АКМц [7]. Плоские
слитки больших размеров из этих сплавов могут быть полу-
чены при охлаждении поверхности воздухом. Скорости
литья слитков на 10—20 % ниже, чем для первичных спла-
вов. Режимы прокатки и прессования такие же, как для
сплавов Д1, Д16. Скорости истечения при прессовании
сплавов В95—2 и АКМц ниже на 10—15 % по сравнению со
сплавом Д1, а сплавов ВД1, АКМ, АММ — на уровне Д1
или несколько выше.
По способности к холодной деформации — операциям гиб-
ки, вытяжки, выдавки и отбортовки — полуфабрикаты из
вторичных сплавов также близки к сплаву Д1 [2]. Имеется
250
опыт профилирования тонких листов из сплавов ВД1,
ВД5—2, АКМ на профилегибочном стане.
Применение
Листы в отожженном состоянии применяются для изготов-
ления деталей тепловой изоляции и нефтехимии, обшивки
автобусов, корпусов приборов, стиральных машин, деталей
велосипедов и других изделий. Прутки применяются для из-
готовления деталей ткацких станков, бытовой техники; свар-
ные трубы—для спортинвентаря и раскладной мебели
(столы, стулья, кровати). Прессованные трубы служат для
изготовления деталей ткацких станков, бурильных труб;
профили — для контейнеров, стеллажей и других изделий.
Часть вторая. ПОРОШКОВЫЕ
И ГРАНУЛИРУЕМЫЕ СПЛАВЫ
И КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ
Глава X. ЖАРОПРОЧНЫЕ СПЛАВЫ
1. Алюминий, упрочненный частицами
окиси алюминия (САП) 1
САП — алюминий, упрочненный частицами окиси алю-
миния (спеченая алюминиевая пудра). Способ получения
САПов был открыт Цеерледером [1, 2] и Р. Ирманом [3]
Он заключается в холодном, а затем в горячем брикетиро-
вании тонкого окисленного алюминиевого порошка (пудры)
и последующей деформации (ковка, прессование, прокат-
ка) горячепрессованных брикетов.
В настоящее время в СССР находят применение несколь-
ко марок САП, различающихся по содержанию окиси алю-
миния (табл. Х.1).
Таблица Х.1. Химический состав алюминиевой пудры для спекания
Марка материала Марка пудры Состав, %, не более (влага 0,1 %) Насыпная плотность, г/см* Содержание магнитной фракции г/100 кг
AlgOg Fe жировые добавки
САП-1 АПС-1А 6—8 0,20 0,25 0,9 0,7
АПС-1Б 6—8 0,25 0,25 1,0 1
САП-2 АПС-2 9—12 0,25 0,30 1,0 2
САП-3 АПС-3 13—17 0,25 0,30 1,0 3
Для изготовления САПа выпускаются четыре сорта пуд-
ры АПС (алюминиевая пудра для спекания), которую по-
лучают из алюминия А6, содержащего по ГОСТ 11069—74
примеси до 0,25 % Fe и 0,2 % Si.
Получение пудры
Пудру АПС получают размолом в шаровой мельнице по-
рошка, приготовленного распылением жидкого алюминия в
атмосфере азота с регулируемым содержанием кислорода
[4, 5, с. 231; 6, с. 198].
1 Авторы: И. Н. Фридляндер, М. Г. Степанова, Б. И. Матвеев.
252
Исследование зависимости степени дегазации пудры и
холоднопрессованных брикетов от температуры нагрева и
кинетики газовыделения показало, что при нагреве мате-
риала до 700 °C имеются два температурных участка интен-
сивного газовыделения: при 370—420 и 580—620°C (рис.
Х.1 и Х.2) Первый максимум газовыделения связан с раз-
ложением стеариновой кислоты, второй — гидроокиси алю-
миния с отделением двух молекул воды, при взаимодейст-
Рнс. Х.1. Зависимость объема газа V,
выделяющегося при экстракции (/ э=
=750 °C) из пудры АПС, от содержа-
ния окиси алюминия (И. Н. Фридлян-
дер, Н. И. Колобнев, М. Г. Степанова):
1 — суммарный объем газа; 2 — объем
газа из-за разложения адсорбированной
и кристаллизационной воды; 3 — объем
газа из-за разложения стеариновой
кислоты; 4 — остаточное количество
стеариновой кислоты в пудре
Рис. Х.2. Зависимость степени
дегазации (7) и кинетики газо-
выделения (2) от температуры
нагрева (И. Н. Фридляндер,
Н. И. Колобнев, М. Г. Степано-
ва)
вии которых с алюминием выделяется водород [7; 8, с. 352;
9, с. 28]. Нагрев пудры влияет на свойства брикета и гото-
вых полуфабрикатов.
В результате нагрева пудры при 600—680 °C пластич-
ность брикета резко возрастает (относительное удлинение
повышается с 0,2 до 5%), прочность несколько уменьша-
ется, содержание газов, жиров снижается, концентрация
окиси алюминия, плотность и электропроводность брике-
тов возрастают [6, с. 231].
Брикетирование пудры и производство полуфабрикатов
Брикетирование может быть холодным (при комнатной
температуре) или горячим. Холодное брикетирование мож-
но осуществлять на гидростатических установках при дав-
лении до 1,5-108 Па [10].
253
При производстве полуфабрикатов из сплава САП, для
которого применяется пудра марки АПС с дисперсностью
частиц от 5 до 500 мкм, сквозная пористость холодных бри-
кетов, необходимая для дегазации, достигается при давле-
нии в гидростате 108—2-108 Па. Холодные брикеты, имею-
щие малую прочность и плотность, следует подвергать
горячему уплотнению на гидравлических прессах при темпе-
ратурах до 620°C и давлении до 700 МПа.
Заготовки, полученные на гидравлическом прессе непо-
средственно нагретых порошков, спеченные при температу-
ре до 620 °C и давлении до 700 МПа, характеризуются вы-
сокими механическими свойствами.
Из САПа изготавливают листы, прессованные полуфаб-
рикаты, поковки, штамповки, трубы, проволоку, фольгу.
Штамповки можно получить непосредственно из брикета,
исключая операцию прессования прутка [6, с. 249].
Структура и свойства САПа
После холодного брикетирования структура выявляется в
виде сот из окиси алюминия, заполненных алюминием (свое-
го рода каркасная структура) (рис. Х.З, а). Прочность
такого материала невелика, и он рассыпается при обработ-
ке его резанием, но сравнительно хорошо выдерживает на-
грузки при температурах, значительно превышающих точку
плавления алюминия [6, с. 181]. По мере нагревов и дефор-
маций каркас дробится, и при достаточно большой степени
деформации структура САПа представляет собой алюми-
ниевую матрицу с включенными в нее более или менее рав-
номерно распределенными чешуйками окиси алюминия
Рис. Х.З. Микроструктура холоднопрессованного брикета (а) и прессованной по-
лосы из САП’а (б). Х340
254
[5, с. 16] (рис. Х.З, б). При увеличении содержания окиси
алюминия прочность и предел текучести САПов растут, до-
стигают максимума и снижаются, удлинение и электропро-
водность уменьшаются непрерывно, твердость непрерывно
возрастает (рис. Х.4) [11]. Изменение прочности, по дан-
ным И. Н. Фридляндера [6], может быть описано эмпириче-
ской формулой огв=ОвА1 +Cim—С2т2, где obai —прочность
Рис. Х.4. Зависимость свойств САПа от содержания оки-
си алюминия [11]
чистого алюминия; т—содержание окиси; С\ и С2— коэф-
фициенты. На восходящем участке кривой прочности мо-
жет быть построена зависимость прочности от обратного
расстояния между частицами окиси алюминия [5, с. 13]
(рис. Х.5). В ряде работ в этом случае получается прямая
пропорциональная зависимость.
Расстояние между частицами окиси в полуфабрикатах
из САПа примерно соответствует толщине первичных по-
рошинок в пудре АПС.
При увеличении содержания окиси алюминия свыше
25 % прочность снижается, материал становится более хруп-
ким.
По соотношению оо.гМв САП близок к стареющим алю-
миниевым сплавам в фазовой стадии старения (табл. Х.2).
255
По данным И. Н. Фридляндера [6, с. 181], подобно ста-
реющим алюминиевым сплавам в фазовой стадии старе-
ния упрочнение САПов объясняется, по-видимому, сопро-
тивлением частиц окиси алюминия движению дислокаций,
огибающих вокруг них дислокационные петли.
Вместе с тем между частицами метастабильных фаз, об-
разовавшихся в структуре стареющих алюминиевых спла-
Рис. Х.5. Зависимость времен-
ного сопротивления САП а от
обратного расстояния между ча-
стицами окиси 1/d [6] при 20
(/), 300 (2) и 500 °C (3)
частицы окиси алюминия
вов при фазовом старении, и ча-
стицами окиси алюминия в
САПе имеется огромное разли-
чие.
До тех пор пока частицы ме-
тастабильных фаз сохраняют от-
носительную устойчивость, ста-
реющие алюминиевые деформи-
руемые сплавы характеризуются
сравнительно высокой прочно-
стью в определенном температур-
но-временном интервале. Когда
при дальнейшем повышении тем-
пературы начинается процесс
коагуляции, прочность старею-
щих алюминиевых деформируе-
мых сплавов катастрофически
снижается.
Совсем по-иному ведут себя
в САПе. Кислород не растворяет-
ся в алюминии. Поэтому и растворение в твердой алюми-
ниевой матрице имеющихся частиц окиси алюминия, изме-
нение их формы и размеров (коагуляция в результате диф-
Таблица Х.2. Механические свойства сплавов Д16, АДЗЗ и САП
Сплав, полуфабрикат ^о»2» МПа ов, МПа 6. %
Д16, лист * 290/400 440/450 0,66/0,89 19/6
АДЗЗ, профиль * 110/230 180/260 0,61/0,89 15/6
САП-1 (7%А12О3), пру- ток 250 300 0,83 9
САП-2 (10 % А120з), пру- ток 300 350 0,86 7
САП-3 (13 % Al-A), пру- ток 320 400 0,80 5
* Числитель относится к зонному старению, знаменатель — к фазовому.
256
фузионных процессов через алюминиевую матрицу) можно
практически исключить. Именно отсутствие диффузионно-
го взаимодействия между частицами через алюминиевую
матрицу является причиной исключительно высокой терми-
ческой стойкости САПов; в этом отношении они близки к
сплавам алюминия с бериллием.
Точка плавления САПа принимается равной температу-
ре плавления алюминия (658°C). Хотя изделия из САПа
сохраняют неизменность формы и выше этой температуры,
это объясняется не повышением температуры плавки ме-
талла, а действием сил поверхностного натяжения; брикет
после холодного прессования, в определенной степени со-
хранивший скелетообразную структуру из окисных пленок,
оказывает большее сопротивление нагрузкам при сжатии
при температуре выше точки плавления алюминия, чем хо-
рошо продеформированные полуфабрикаты из САПа.
Высокая жаропрочность дала основание для так назы-
ваемой каркасной теории САПа. Согласно этой теории, жа-
ропрочность полуфабрикатов САПа объясняется наличием
непрерывного каркаса (скелета) из окиси алюминия, кото-
рому не опасен нагрев до 500—600 °C любой длительности.
Однако, как указывает И. Н. Фридляндер, каркасная тео-
рия не выдерживает критики по ряду причин:
1) прямая изменения прочности САПов с повышением
температуры стремится практически к нулю в точке плав-
ления алюминия, а не окиси алюминия (2050°C);
2) при содержании 15—20 % окиси алюминия прутки из
САПа имеют прочность порядка 400—500 МПа, прочность
пространственного скелета из окиси алюминия должна со-
ставлять при этом 4000—4500 МПа, что маловероятно;
прочность при комнатной температуре холоднопрессованно-
го брикета из САПа значительно ниже, чем прочность де-
формированных полуфабрикатов, у которых каркас дол-
жен быть явно разрушен и, следовательно, менее прочен;
3) хотя длительные нагревы при повышенных темпера-
турах мало изменяют прочность САПов, тем не менее на-
блюдается некоторое снижение прочности и очень заметно
повышение пластичности, особенно холоднокатаных листов,
существенно улучшается их штампуемость, что, по всей ве-
роятности, связано со снятием нагартовки матрицы.
Длительная прочность САПа существенно снижается с
увеличением времени выдержки даже при таких сравни-
тельно низких (для скелета из окиси алюминия) темпера-
турах, как 300—400 °C. Указанные причины не согласуются
с каркасной теорией, хотя в брикетах каркасный скелет
17—834
257
-196 -73 20100 300 500 t,°C
Рис. X.6. Температурная зависи-
мость механических свойств САПа
и стареющих алюминиевых сплавов:
1 — САП— 1; 2 —САП—4; 3— Д16Т;
4 — В95; сплошные линии — ов ,
штриховые — £; штрихпунктир-
ные — 6
играет, очевидно, определенную роль в упрочнении мате-
риала.
Представляет интерес температурная зависимость отно-
сительного удлинения САПов и стареющих алюминиевых
сплавов (рис. Х.6). У САПа повышение температуры от
температуры жидкого водорода до точки плавления алю-
миния вызывает монотонное снижение относительного уд-
линения, у стареющих алюми-
ниевых сплавов при повышении
температуры выше комнатной
оно возрастает. Следует, одна-
ко, обратить внимание на то,
что у стареющих алюминие-
вых сплавов с понижением
температуры ниже комнатной
вплоть до температуры жидко-
го водорода удлинение также
повышается.
Авторы работы [12] на ос-
нове рентгеновских исследова-
ний (анализ полюсных фигур
и расчет областей когерентно-
го рассеяния) утверждают, что
структурные изменения на ли-
стах из САП-1 (7,5'%А12Оз)
при степени деформации
7^70 % происходят при нагре-
ч: протекает первичная рекри-
ве на 300 °C в течение 100
сталлизация, увеличивается размер областей когерентного
рассеяния и происходит их переориентировка по сравне-
нию с исходным (деформированным) состоянием. Собира-
тельная рекристаллизация не происходит (новые зерна раз-
мером 1—10 мкм не образуются).
В листах САП-2 (~10% А12О3) укрупнение областей
рассеяния происходит при />420 °C [13].
Сопоставляя данные работ [8, 13], можно сделать вывод,
что структурные изменения при нагреве САПа происходят
при более высоких температурах по мере увеличения со-
держания окиси алюминия и, следовательно, уменьшения
расстояния между окисными частицами.
Механические свойства САПов
Свойства полуфабрикатов из САПов зависят не только от
содержания окиси алюминия, но и от вида полуфабрика-
тов и режима брикетов (или пудры).
258
Таблица Х.З. Типичные механические свойства полуфабрикатов
из САПа в долевом направлении
Марка, полуфабрикат t, °C ов, МПА оь,2, МПа 6. % Ф, %
САП-1 (6—9%), 20 300 210 10 20
профиль 100 260 200 10 —
250 180 140 8 28
350 120 100 13 50
500 60 55 3 30
САП-2 (9—13%), 20 350 280 7 10
профиль 250 210 160 7 12
350 130 120 8 21
500 85 60 1,5 15
САП-3 (13—18 %), 0 250 400 240 300 210 4 5 ——
прутки, полосы 350 180 150 6 —
500 90 70 2
По данным М. Г. Степановой и др. [14], недостаточная
деформация материала приводит к получению слоистого
излома и в конечном итоге к большому разбросу прочно-
стных характеристик. В случае мелкозернистого излома
при одном и том же содержании окиси алюминия ов повы-
шается на 30—50 МПа и практически отсутствует анизо-
тропия свойств. Типичные механические свойства полуфаб-
рикатов приведены в табл. Х.З.
Временное сопротивление при комнатной температуре
холоднокатаных листов на 30—50 МПа выше, чем прессо-
ванных прутков при том же содержании Л12О3, однако от-
носительное удлинение при этом вдвое ниже. При 350—
500 °C сув листов на 30—50 МПа ниже, чем прессованных
полуфабрикатов.
При комнатной температуре холоднокатаные листы име-
ют анизотропию свойств, причем ов образцов, вырезанных
вдоль прокатки, на 20—30 МПа ниже, чем образцов, выре-
занных в поперечном направлении. При 300—500 °C по-
добной анизотропии свойств не наблюдается. Анизотропия
свойств у горячекатаного листа практически отсутствует.
Свойства листов из САП-1 в зависимости от степени де-
формации при холодной прокатке, по данным В. Г. Ковриж-
ных и др., приведены на рис. Х.7.
Длительные (до 20000 ч) нагревы до 350 °C не влияют
на свойства полуфабрикатов из САПов. Аналогичные на-
17*
259
Рис. Х.7. Зависимость механических свойств листов из материала САП—1 от сте-
пени деформации при холодной прокатке вдоль (/) и поперек прокатки [21] (//)
при температуре, °C:
1 — 20; 2 — 100; 3 — 200; 4 — 300; 5 — 400; 6 — 500
Рис. Х.8. Зависимость свойств
полуфабрикатов при комнатной
температуре от температуры
нагрева.
1 — холоднокатаный лист из
САП—1; 2—прессованный пру-
ток из САП—1; 3—прессован-
ный пруток из САП—3. Выдерж-
ка при температуре отжига 24
(/) и 100 ч (2, 3)
гревы до 500 °C не влияют на структуру и свойства прессо-
ванных полуфабрикатов, так как они не подвергались на-
клепу (рис. Х.8).
Предел текучести прессованных полос из САПа при
сжатии на 20—30 МПа выше, чем при растяжении.
260
Таблица Х.4. Пределы длительной прочности и ползучести САПов»
МПа
Марка, полуфабрикат 5icn’ °C °100 •Чооо °0,2/100 °Ь, 2/1000
САП-1, прессованные 200 по 100 100 90
профили, полосы 250 100 80 70 65
350 70 60 60 40
500 40 30 30 —
САП-2, пруток 250 ПО - — 100 —
350 80 — 70 —
500 45 — 35 —
Для листов из САП-1 предел выносливости на базе
2-Ю7 циклов при пульсирующем растяжении и 20°C глад-
ких образцов, вырезанных в продольном направлении, со-
ставляет 80 МПа, а образцов с отверстием (сс=2,3)
60 МПа. Предел выносливости образцов, вырезанных в по-
перечном направлении, ниже, чем в продольном, и состав-
ляет для гладких образцов 60, а для образцов с отверсти-
ем 50 МПа.
Пределы ползучести и длительной прочности прессован-
ных полуфабрикатов САПов приведены в табл. Х.4. Мате-
риал САП сохраняет прочность после нагревов в течение
нескольких секунд до 900 °C. Циклический нагрев до 400°С
снижает предел прочности САПа всего на 20—30 МПа
(табл. Х.5).
Способность материала к торможению начавшегося раз-
рушения оценивалась работой разрушения образца с тре-
Та блица Х.5. Механические свойства листов из САП-1 после
циклической термообработки (Ю. А. Бабин !)
f °C цикла* N, циклы ов, МПа а0,2’ МПа 6, %
20 320 255 5,7
350 100 296 253 5,7
1000 296 249 6,2
500 100 266 206 8,2
1000 244 204 3,2
600 100 259 200 9,8
1000 195 180 2,4
1 Бабин Ю. А. Исследование термической стабильности САПа в условиях изго-
товления и эксплуатации листовых материалов: Автореф. канд. дис. М., 1969.
261
Таблица Х.6. Влияние длительных нагревов на свойства продольных
образцов из САПов при комнатной температуре
Марка полуфабриката *нагр’ с г*, ч ов, МПа aQ 2> МПа 6. %
САП-1, пруток — 310 230 9
250 20 000 300 220 12
САП-1, лист толщи- — — 330 280 5
ной 1,5 мм 250 5 000 325 270 5
10 000 325 260 5
450 24 290 240 8
550 3 280 240 8
24 280 230 8
630 3 260 220 9
щиной при ударном изгибе ат.у, по величине разрушающе-
го напряжения о и критической длине трещины Д/к при
однократном растяжении образца шириной 200 мм с цент-
ральной трещиной 12 мм, а также по числу циклов при пов-
торном нагружении такого же образца с максимальным на-
пряжением цикла НО МПа [6, с. 208].
Работа разрушения образцов с трещиной пт.у при удар-
ном изгибе листа САП-1 близка к величине пт.у для спла-
ва АК4-1 и выше величины ат.у для сплава Д16Т1. Разру-
шающее напряжение о и вязкость излома Gc при растяже-
нии широких образцов (200 мм) с центральной трещиной
(12 мм) из САПов выше, чем из сплава Д16Т1, и ниже,
чем из сплава АД4-1.
При повышении температуры испытания до 175 °C ве-
личина работы разрушения образцов с трещиной при удар-
ном изгибе несколько снижается, а при дальнейшем повы-
шении температуры испытания до 500 °C растет, несмотря
на резкое понижение временного сопротивления (см. табл.
Х.5). Очевидно, мельчайшие частицы окиси, имеющиеся в
САПе, препятствуют распространению трещины.
В табл. Х.6 приведено влияние длительности нагревов
на свойства образцов из САПов при комнатной темпера-
туре.
Коррозионная стойкость
Материал САП характеризуется высокой коррозионной
стойкостью, практически равной коррозионной стойкости
чистого алюминия, и не склонен к межкристаллитной кор-
262
Таблица Х.7. Коррозионная стойкость САП-1, чистого алюминия
и сплава Д16 (В. С. Комиссарова, М. Г. Степанова, И. Н. Фридляндер)
Коррозионная среда (время испытания) Марка сплава До кор- розии После коррозии Потери, % Потери массы, г/см8
ЩИ ,ай С, % ав, МПа в, % Й О CQ
NaCl+ 0,1 % А00 116 34 120 34,2 - - 0,0008
Н2О2 (2 мес) САП-1 398 9 397 8,8 — — 0,0011
Д16 510 16,8 435 6,7 15 60 0,1081
Естественная атмо- САП-1 328 15,3 320 15,3 2,0 — Нет
сфера (один год) Д16 510 16,8 442 13,4 13,4 20,9 0,00100
розии и коррозии под напряжением [6, с. 208, 223; 17]. По
снижению Ов и 6, а также по потере массы при полном по-
гружении в 3 %-ный раствор NaCl+0,1 % Н2О2 САП впол-
не сравним с чистым алюминием. Аналогичные результаты
получены при испытании в естественной атмосфере про-
мышленного района в течение года (табл. Х.7).
Неблагоприятное влияние на коррозионную стойкость
САПа оказывает механически примешанное железо, попа-
дающее в процессе размола алюминиевого порошка, так как
железо—активное катодное включение [6, с. 223]. Окись
алюминия тоже можно рассматривать как катодное вклю-
чение, но отличающееся незначительной активностью в
3 %-ном растворе NaCl.
САП не нуждается в дополнительной защите от корро-
зии, но для обеспечения удовлетворительной прочности
сварных соединений, выполненных точечной сваркой, САП
плакирует сплавами АД1 или АМц [15].
Т ехнологические свойства
При комнатной температуре из всех операций листовой
штамповки САП можно производить только гибкую с ради-
усом кривизны R =84-11 5, где S— толщина листа. При
нагреве до 420—470 °C штампуемость листов из САПа зна-
чительно повышается и достигает штампуемости листов из
алюминиевых сплавов АМц, АВ, Д16 и др. в холодном со-
стоянии. При указанных температурах из листов САПа
можно получить сложные детали путем гибки, вытяжки,
отбортовки и выдавки. На рис. Х.9 приведены сводная диа-
263
грамма штампуемости листов из САП-1 толщиной 1—1,5 мм.
Высокотемпературный (600—630 °C) отжиг листов поз-
воляет производить листовую штамповку при комнатной
температуре, что очень важно для промышленного изготов-
ления деталей из САПа. При этом показатели штампуе-
Рис. Х.9. Сводная диаграм-
ма штампуемости листов из
САП—1, S=l-rl,5 мм вдоль
(/) и поперек волокна (2)
(В. И. Давыдов); г min —
минимальный радиус гиба;
Квыд — коэффициент выдав-
ки; КОтб — коэффициент
отбортовки; КвЫт — коэф-
фициент вытяжки
мости листов из САП-1 приближаются к показателям штам-
пуемости серийных алюминиевых сплавов в отожженном и
закаленном состояниях.
Применение САПа
САП — один из наиболее жаропрочных алюминиевых
материалов для создания самых разнообразных конструк-
ций, работающих при температурах 250—500 °C и требую-
щих высокую коррозионную стойкость. САП может приме-
няться вместо нержавеющих сталей и титановых сплавов
для малонагруженных конструкций, работающих в интер-
вале 250—500 °C, что значительно снижает массу конст-
рукции.
Из САПа можно изготавливать лопатки для газовых
турбин, поршни форсированных двигателей, поршневые
штоки, шестерни и другие детали, работающие при 300—
500 °C [3].
Благодаря хорошей способности поглощать нейтроны,
высокой теплопроводности и коррозионной стойкости САП
нашел применение в атомных реакторах [10].
САП — чрезвычайно перспективный материал для судо-
строения и химического машиностроения. Трубы из САПа
можно успешно применять при бурении глубоких скважин
(когда температура в скважине достигает 300—400°C).
2. Сплав СПАК—4 системы Al—Си—Mg—А12О3*
В порошковом сплаве СПАК—4 впервые использован
комбинированный метод упрочнения алюминиевой матрицы
Авторы: И. Н. Фридляндер, Б. И Матвеев.
264
дисперсными частицами окисной фазы (А12О3), частицами
метастабильных фаз системы А1—Си—Mg и частицами
стабильной фазы Al9FeNi. Свойства этого сплава при крат-
ковременных испытаниях при температурах до 150—200 °C
определяются в основном упрочнением, происходящим в
результате распада пересыщенного твердого раствора ме-
ди и магния в алюминии. Мелкодисперсные частицы А12О3,
которые остаются стабильными при нагреве до температур,
в течение 500 ч на ав при 20 °C прутков, прутков, полученных из порош-
полученных из литого (/) и порошкового кового сплава СПАК—4 с оки-
(2) сплава аналогичного состава сью У литого сплава без
окиси (2, 4) при 250 (1, 2) и
300 °C (3, 4)
близких к точке плавления алюминия, повышают прочность
сплава при более высоких температурах. Прутки, получен-
ные из слитков аналогичного химического состава (без
окисной фазы), ведут себя по-другому. Вначале прочность
несколько повышается вследствие эффекта достаривания,
а затем непрерывно снижается вследствие коагуляции уп-
рочняющих фаз А1—Си—Mg. На рис. Х.10 сравниваются
результаты испытаний после нагрева в течение 500 ч в ин-
тервале температур 100—400 °C прутков, полученных из
порошкового и листового сплава.
Длительная прочность прутков из порошкового сплава
(рис. Х.11) СПАК—4 значительно выше длительной проч-
ности прутков из слитка аналогичного состава. Эффекты
закалки и естественного старения прутков порошкового
сплава СПАК—4 и прутков из слитка сплава АК.4—1 при-
мерно одинаковы. При искусственном старении прирост
прочности прутков, изготовленных из слитка, значительно
больше, чем из порошкового сплава. Тааким образом, дис-
персные частицы А12О3, присутствующие в порошковом спла-
ве, не влияют на образование зон Гинье—Престона,
265
вызывающих повышение прочности при естественном старе-
нии. При искусственном старении окись алюминия ускоря-
ет распад твердого раствора, снижая оптимальные темпе-
ратуры старения порошкового сплава по сравнению со
сплавом аналогичного химического состава, изготовленным
из слитка (рис. Х.12).
При исследовании прутков из сплава СПАК—4 под элек-
тронным микроскопом обнаружено, что в свежезакаленном
состоянии на фоне твердого раствора строчечно располо-
жены частицы окиси алюминия и нераствореннои фазы
AlgFeNi. В сплаве аналогично-
Рис. Х.12. Предел прочности
прутков, полученных из литого (/,
2) и порошкового сплава аналогич-
ного состава (3—5) при температу-
ре старения 160 (/, 4), 190 (2, 5) и
130 °C (3)
рис. Х.10), что обусловлено
го состава, изготовленного из
слитка, нерастворимая фаза
значительно крупнее, чем в
порошковом сплаве, что связа-
но с большей скоростью крис-
таллизации (104—105°С/с) в
процессе распыления сплава.
После старения как в порош-
ковом сплаве, так и в сплаве,
изготовленном традиционным
методом литья, из твердого
раствора выпадает упрочняю-
щая метастабильная фаза S в
виде мелких выделений. После
длительных нагревов (500 ч)
при 250 °C происходит резкое
снижение прочности в сплаве,
полученном методом литья (см.
коагуляцией упрочняющей фа-
зы. В порошковом сплаве при этих условиях обработки уп-
рочняющая фаза исчезает, эффект старения снимается, но
сохраняется упрочнение мелкодисперсными частицами
А12О3. Прочность порошкового сплава понижается до
300 МПа, тогда как у сплава аналогичного химического
состава, полученного методом литья, в котором отсутству-
ет упрочнение частицами окиси алюминия, прочность после
нагрева в течение 500 ч при 250°C падает до 200 МПа;
прочность порошкового сплава после нагрева при 350 °C
осталась такая же, как и после нагрева при 250 °C, а у
сплава, полученного из слитка, понизилась до 160 МПа.
На рис. Х.10 видно, что у порошкового сплава в интер-
вале 100—200°C прочность заметно ниже, чем у сплава,
полученного литьем и деформацией. Это объясняется тем,
что у порошковых сплавов, содержащих окисную фазу,
266
происходит ускорение всех диффузионных процессов —рас-
пада пересыщенного твердого раствора, коагуляции частиц
метастабильной фазы и превращения ее в стабильную, коа-
гуляции частиц стабильной фазы и ее растворения. В свя-
зи с этим прочность порошкового сплава, обусловленная
выпадением частиц S-фазы, снижается быстрее, чем у спла-
ва, полученного методом литья. Более высокая прочность
порошкового сплава при более высоких температурах обус-
ловлена частицами окиси алюминия.
Сплав СПАК—4 характеризуется высокой технологиче-
ской пластичностью и может деформироваться различны-
ми методами обработки давлением — прессованием, штам-
повкой, свободной ковкой и прокаткой. Пластическая де-
формация проводится в диапазоне 350—470 °C. В этом ин-
тервале температур допустимая деформация за один на-
грев в направлении оси составляет 70—80 %, а в перпенди-
кулярном к оси направлении 40—60 %.
Порошковый сплав СПАК—4 благодаря высоким проч-
ностным характеристикам при комнатной температуре и
высокой длительной прочности при 350° С (в 2—2,5 раза
выше, чем у сплава АК4—1), является наилучшим мате-
риалом для поршней, длительно работающих на форсиро-
ванных режимах. Действительно, для юбки поршня требу-
ется высокая прочность при умеренной температуре, а дни-
ще поршня должно обладать высокой жаропрочностью.
Этим требованиям полностью удовлетворяет материал
СПАК—4. На одном из двигателей применение поршней из
материала СПАК—4 вместо материала АК4—1 позволило
повысить ресурс работы поршней в 2—2,5 раза.
3. Сплавы с малорастворимыми добавками
системы AI—Сг—Zr*
Применение высоких скоростей охлаждения при крис-
таллизации алюминиевых сплавов позволяет значительно
снизить химическую неоднородность в полуфабрикатах и
ввести в сплав большее количество тугоплавких элементов,
которые в обычных условиях литья образуют грубые интср-
металлиды, т. е. сплавы приобретают новую структуру,
влияющую на свойства. Быстрая кристаллизация приводит
к сдвигу линии ликвидуса и образованию из жидкого со-
стояния пересыщенного твердого раствора у алюминиевых
сплавов, содержащих элементы переходных групп (Мп, Сг,
Авторы: И. Н. Фридляндер, М. Г. Степанова.
267
Ti, Zr, V, Mo, W), за счет закалки из жидкого состояния.
Это позволяет получать сплавы с уникальными свойствами
[17, 18].
Первым практическим применением быстрой кристал- -
лизации была отливка непрерывной тонкой листовой заго-
товки на охлаждаемую водой сетку. И. Н. Фридляндер и
В. И. Хольнова [19], отливая этим методом сплав А1—3,5 %
Мп, получили пересыщенный твердый раствор марганца в
алюминии, с низким температурным коэффициентом элек-
тросопротивления. Повышенная растворимость при быстрой
кристаллизации объяснялась закалкой из жидкого состоя-
ния или бездиффузионной кристаллизацией. И. Н. Фрид-
ляндер [20] показал, что алюминиевые сплавы, имеющие
узкий интервал кристаллизации вблизи точки плавления
алюминия или кристаллизующиеся по перитектической ре-
акции, склонны к закалке из жидкого состояния. Фалькен-
хаген и Гофман [21] по изменению периода решетки уста-
новили значительное пересыщение против максимальной
равновесной растворимости в сплавах А1—Мп, А1—Сг,
А]—Ti, Al—V и др., охлаждаемых со скоростью 25 000°С/с,
достигнутой при определенной конструкции кокиля (табл.
Х.8). Наибольшее пересыщение было получено Н. И. Ба-
ричем и его сотрудниками на пленках толщиной 40—
200 мкм, кристаллизующихся на медной подложке, охлаж-
даемой водой. В табл. Х.8 приведены результаты макси-
мального пересыщения по бинарным сплавам, полученным
в виде пленок. Скорость кристаллизации при этом состав-
ляла Ю5—106°С/с (по расчету).
Таблица Х.8. Максимальная растворимость и максимальное
пересыщение бинарных сплавов
Система Раствори- мость*, % (по массе) Максимальное пересыщение, % (по массе)
А1—Сг 0,77 5,5 [21]; 5,7 [22]
А1—Мп 1,82 13,5 [23]; 9,2 [21]
Al—W 0,22 1,9 [22]
А1—Мо 0,25 0,63 [21]; <1 [24]
Al—V 0,37 1,0 [21]; 1,4 [20]
Al—Fe 0,052 0,17 21]
Al—Zr 0,28 1,15 22]; 1,5 [25]
Al—Ti 0,15 0,32 21]; 0,35 [26]
Al—Ce 0,01 1,9 [25]
Al—Co 0,01 —
* В соответствии с диаграммой состояния.
268
Промышленными методами, обеспечивающими закал-
ку из жидкого состояния, до сих пор остаются распыление
с помощью форсунки (порошки) или какого-нибудь спе-
циального устройства (гранулы). Высокие скорости крис-
таллизации здесь достигаются за счет того, что малый объем
жидкого металла (диаметр частичек 10—500 мкм, гранул
1—3 мм) кристаллизуется при непосредственном контакте
с холодной водой (гранулы) или струей инертного газа
(порошки).
При получении порошков методом распыления не бы-
ло достигнуто тех максимальных пересыщений, которые на-
блюдались при получении тонких пленок (см. табл. Х.8),
однако получены более высокие значения пересыщения,
чем на гранулах, отлитых в воду [27]:
Система............................ А1 — Сг
Максимальное пересыщение
при иКр, °С/с:
(3<-4)*104 (порошок) . . 3,8
(5-4-10) -103 (гранулы диа-
метром 2 мм)............ 2,0
А1 —Мп
8,3
5,0
При достигнутых в промышленных условиях скоростях
охлаждения (103 —104 °С/с) сплавы А1—Сг, А1—Zr, Al—Мп
образуют пересыщенные из жидкого состояния твердые
растворы. В структуре частичек порошка сплава А1 —
2% Сг интерметаллиды не наблюдаются (рис. Х.13).
Степень пересыщения растет до определенного предела; при
содержании с 3 до 5 % Сг в структуре частичек наблюда-
ются, как пересыщенный твердый раствор, так и первичные
кристаллы СгА17. При содержании более 7 % (по массе)
фаза СгА17 присутствует только в виде первичных кристал-
лов, образующихся из жидкого расплава [28] (рис.
х.1з, а>.
Полученные пересыщенные твердые растворы неустой-
чивы и в процессе производства полуфабрикатов (порош-
ки, гранулы при прессовании полуфабрикатов нагреваются
до температуры 400—450 °C) распадаются с выделением
дисперсных вторичных интерметаллидов. Поэтому упрочне-
ние этих сплавов осуществляется за счет трех факторов:
а) образования пересыщенного твердого раствора; б) на-
личия в структуре дисперсных первичных выделений ин-
терметаллидов; в) появления вторичных выделений интер-
металлидов при распаде полученного пересыщенного твер-
дого раствора в процессе нагрева и деформации.
Установлено, что чем выше концентрация интерметалли-
дов, тем быстрее распадается твердый раствор при нагреве
сплава.
269
Рис. Х.13. Микроструктура частичек
а — А! — 2 % Сг. Х500;
при 600 °C, 24 ч. Х1500;
б —А1 —2% Сг. Х35000;
г — AI — 5 % Сг. 2X1500;
А1 — 8 % Fe. Х500
порошка сплавов:
в — А1 — 2 % Сг после нагрева
д — А1 — 10 % Сг. Х1500; е —
270
Рис. Х.14. Микроструктура сплава
А1 — 5 % Мп — 1.5 % Zr:
а — литой. Х200; б — холоднопрессован-
ный брикет. X1500; в — прессованный
пруток. X1500
Наибольшее пересыщение достигнуто на сплаве системы
А1—Сг (см. табл. Х.8). Это и наиболее термически устойчи-
вая система, так как хром из всех переходных металлов
имеет более низкий коэффициент диффузии в алюминии:
Легирующий компонент ... Со Ni Fe Мп Сг
-D-Ю13, см2/с............ 50 20 7 8 0,7
Н. И. Варич и его сотрудники [26] показали, что устой-
чивость сильно пересыщенного твердого раствора в сплаве
А!—Сг можно повысить введением третьего компонента —
циркония или таллия.
Грубых включений интерметаллидов, в отличие от
слитков, в структуре порошкового сплава А1—10 % Сг, а
также в структуре тройных сплавов А1—Мп—Zr, Al—Мп—
Сг, А1—Сг—Zr не наблюдается [30] (рис. Х.14). На проч-
271
Таблица Х.9. Свойства прессованных полос 10X40 мм
из порошковых сплавов в продольном направлении
Сплав 20 °C 400 °C
<тв, МПа °0,2’ МПа б. % <тв, МПа б, %
А1—1,5 % Сг 160 120 19,0 50 25,0
А1—1,5 % Сг—1,2 % Zr 267 234 22,3 79 31,5
Al—1,5 % Сг—1,2 % Zr- О.2 % V—0,2 % Ti 364 338 12,3 95 21,0
ность сплава А1 —10 % Сг влияет перегрев расплава перед
распылением [31].
Наиболее перспективной для практического примене-
ния оказалась система А1—Сг—Zr, причем небольшие до-
бавки ванадия и титана значительно повышают временное
сопротивление как при комнатной температуре, так и при
400 °C (табл. Х.9) [32].
Жаростойкий коррозионностойкий сплав системы
А1—Сг—Zr марки 01419 можно получать как из порошка,
так и из гранул [27]. Сплав характеризуется высокой тех-
нологичностью, из него можно получать все виды полуфаб-
рикатов (табл. Х.10). Длительные нагревы при 250—350°C
не влияют на свойства полуфабрикатов из этого сплава при
Таблица Х.10. Типичные свойства сплава системы А1—Сг—Zr
Полуфабрикат / °C *исп’ с ов, МПа %,2’ МПа б, % С100» МПа
Лист толщиной 0,8— 20 360 310 8 —
1,0 мм 200 250 200 18 —
300 150 120 25 40
400 80 — 45 —
Лист толщиной 2,5 мм 20 350 310 8 —
250 150 120 23 —
350 80 60 40 45
400 70 50 45 —
Пруток диаметром 20 320 260 16 —
140 мм 250 160 150 22 "•
350 120 ПО 20 45
400 80 60 25 —
Трубы размером 32— 20 310 266 11
50x1 мм 350 107 22 35
272
Рис. Х.15. Просечка и отбортовка отверстий на листе из сплава 01419
температурах выдержки. Листы из сплава 01419 сварива-
ются аргонно-дуговой сваркой присадочной проволокой
1557. Отношение ав сварного материала к ав основного ма-
териала составляет 0,8 при температурах испытания от
20 до 300 °C и сгв.св/ов.осн= 1 при 350—400 °C. Структу-
ра сварного шва плотная. Модельные емкости из листа
сплава 01419 толщиной 1 мм со швами, выполненными ав-
томатической и ручной аргонно-дуговой сваркой, испытан-
ные гидравлическим способом, не разрушались при давле-
нии до 3,5 МПа, а из листа толщиной 2 мм — при давлении
до 5,0 МПа.
Штампуемость порошкового сплава 01419 в холодном
состоянии сравнима со штампуемостыо сплава Д16М. Наг-
рев листов перед штамповкой до 350—400 °C повышает
способность к деформации и дает возможность получать
детали довольно сложной конфигурации (рис. Х.15).
Таблица Х.11. Свойства порошкового сплава А1—l,5%Ni—l,0%Ti
[16]
У °C ГИСП* ъ ов, МПа б> % Ошо. МПа °0,2/2000
20 340 (240) 6 .
200 240 8 140 90
220 — — — 70
250 220 12 100 60
Примечание. В скобках указано значение Од%
18—834
273
Порошковый сплав Al—1,5 % Ni—1,0% Ti обладает
высокой коррозионной стойкостью в паровоздушной среде
при 250 °C и может широко применяться в облегченных па-
ровоздушных системах [16]. Сплав характеризуется высо-
кой технологичностью и прочностью (табл. Х.11).
Другой перспективной системой следует считать систе-
му алюминия с железом. В эвтектическом сплаве А1—Fe
пересыщенный твердый раствор не образуется, но возника-
ющие при быстрой кристаллизации первичные кристаллы
Al3Fe имеют необычную форму разветвленных дендритов
(рис. Х.13, е). Это приводит к повышению ов при 20 °C со
110 до 330 МПа и при 250 °C до 220 МПа.
Разработка порошковых жаропрочных материалов зна-
чительно расширяет температурную область применения
алюминиевых сплавов.
4. Сплав системы А!—А14С3*
Алюминий и его сплавы, дисперсноупрочненные карби-
дом алюминия (А14С3), получают методом механического
легирования в процессе интенсивного перемешивания и по-
мола порошка с сажей в аттриторах. Аттритор представля-
ет собой вертикальную мельницу с водоохлаждаемым кор-
пусом, в который загружают шары и смесь исходных
порошков. Импеллер, который находится в мельнице, враща-
ется с высокими скоростями, при этом происходит внедре-
ние в порошок алюминия мелких частиц сажи. Одновре-
менно с этим процессом идет укрупнение частиц порошка
и снова размол. Полученную смесь порошков подвергают
технологической обработке, описанной в работах [61, 62].
По данным Ловшенко и Янгга [33], в табл. Х.12 приве-
дены свойства сплава системы А1—А14С3 в зависимости от
содержания углерода.
Таблица Х.12. Влияние содержания углерода на механические
свойства сплава системы А1—А14С3
Содержание углерода, % (по массе) ов, МПа. при t, °C fi, % при 20 °C ан, МДж/м2
20 400
1 265 ПО 5,1 0,31
2 325 130 3,4 0,34
3 430 150 2,3 0,25
* Авторы: И. Н. Фридляндер, Б. И. Матвеев, В. С. Сандлер, С. Г.
Алиева.
274
Сплав, содержащий 3 % С, имеет высокое значение
длительной прочности и ползучести. С увеличением содер-
жания углерода прочность при 20 и 400 °C возрастает, уд-
линение и ударная вязкость снижаются.
Метод механического легирования позволяет использо-
вать дешевые исходные продукты и дает возможность по-
лучать при правильном соблюдении технологии однород-
ные материалы.
Режимы термической обработки компактированных за-
готовок в указанных выше пределах практически не влияют
на прочность и относительное удлинение [34]. Наибольшее
влияние на изменение пластичности сплава оказывает сте-
пень деформации при прессовании прутков.
Ниже приведены данные, иллюстрирующие влияние ко-
эффициснта вытяжки А1 —3 °/о С: [35] на свойства сплава системы
Коэффициент вытяжки МПа б. % ан. МДж/мм2
6 421 3,7 0,29
9 421 6,4 0,30
16 445 8,0 0,38
36 424 7,2 0,35
Как видно из этих данных, коэффициент вытяжки при
прессовании должен быть не менее 16. В этом случае
сплав обладает достаточно высокими значениями относи-
тельного удлинения. Это, по-видимому, можно объяснить
Рис. Х.16. Микроструктура брикета без нагрева, окисная реплика. X18000
18*
275
более интенсивным дроблением окисной пленки, покрыва-
ющей частицы порошка.
Авторы совместно с В. Г. Горобцовым и А. А. Колесни-
ковым освоили технологию получения сплава системы
А1—А14С3 путем механического легирования, провели иссле-
дования условий перехода углерода в карбид алюминия,
изучили механические свойства и коррозионную стойкость,
Рис. X.17. Микроструктура брикета
после нагрева при 530 °C, 10 ч, оксид-
ная реплика. X18000
Рис. Х.18. Микроструктура прутка —
фольга. X18000
а также структуру сплава. Механические свойства сплава
системы А1 — 3 % С, полученные по различным технологи-
ческим режимам, приведены в табл. Х.13, в которой для
сравнения даны свойства сплава САП—2.
Из этой таблицы видно, что сплав системы А1 —3 % С
при 400 °C в 1,5 раза превосходит по прочности материал
САП—2 и обладает достаточно высокой прочностью при
20 °C; свойства сплава в значительной степени зависят от
режимов работы аттритора.
Коррозионная стойкость сплава системы А1 —2 % С при-
ведена ниже:
<ТВ, МПа °02' МПа <5. %
386/370 326/320 4/3
Примечание. В числителе приведены
данные в исходном состоянии, в знаменате-
ле — после коррозии.
Испытания на общую коррозию
ном погружении в 3 %-ный раствор
проводились при пол-
NaCl в течение трех
276
Таблица Х.13. Влияние технологии получения сплава системы
А!—3 % С на механические свойства
Сплав, режим обработки 20 °C 400 °C 450 °C
°в’ МПа °0,2’ МПа б % <?в, МПа б, % °В’ МПа б, %
А1—3 % С, 740 об/мин, 22 мин 400— 420 360— 380 4,4 — — — —
А1—3 % С, 740 об/ /мин, 22 мин + + 160 об/мин, 6 ч 500— 510 470 4,0 150 4,5 100 4,0
САП—2 (13 % А12О3) 320— 360 210— 250 6—8 80—100 —• — —
месяцев. Коррозионная стойкость сплава удовлетворитель-
ная.
Образцы сплава А1 —3 % С для электронно-микроско-
пического исследования методом оксидных реплик1 полиро-
вали в электролите хлорная кислота4-спирт (1:4) при
напряжении 20—30 В, 15 с. Фольги (диски диаметром
3 мм) получали струйным методом в электролите мета-
нол + азотная кислота (1:1) при напряжении ~ 70 В.
Рентгеновское и электронно-микроскопическое исследова-
ние [36] показало, что в порошке углерод находится в ви-
де сажи (рис. Х.16). При нагреве порошка (500 °C, 2 ч) са-
жа превращается в пластинчатые частицы карбида алюми-
ния размером до 700 мкм. Этот процесс начинается уже при
430 °C через 50 ч, при 450 °C через 24 ч и полностью завер-
шается при 480 °C через 10 ч, а при 530 °C через 1 ч.
В прутке, отпрессованном при 530 °C, обнаружен только
карбид алюминия (рис. Х.17, Х.18). Пруток имеет перекри-
сталлизованную структуру с субзерном размером до 1 мкм.
Глава XI. ВЫСОКОПРОЧНЫЕ
И СВАРИВАЕМЫЕ СПЛАВЫ
В этой главе приведены данные по высокопрочным спла-
вам системы А1—Zn—Mg—Си (ПВ 90) с временным сопро-
тивлением 700—800 МПа и свариваемым сплавам системы
1 Электронно-микроскопические исследования структуры были про-
ведены Курдюковой Т. Л.
277
Al—Mg—Мп с добавками Со и системы А1—Си—Мп, име-
ющими ов порядка 500 МПа.
1. Высокопрочный сплав ПВ90 системы Al—Zn—Mg—Си*
Высокопрочные деформируемые алюминиевые сплавы
(В95, В96ЦЗ, В96Ц1), нашедшие широкое применение в
различных отраслях промышленности, разработаны на ос-
нове системы А1—Zn—Mg—Си, наиболее перспективной для
обеспечения максимальной прочности [1]. Свойства этих
сплавов, как и всех стареющих сплавов, зависят от дис-
персности и равномерности распределения частиц упрочня-
ющих фаз. Один из наиболее эффективных способов полу-
чения высокой дисперсности и равномерного распределения
упрочняющих фаз — быстрая кристаллизация расплава,
которая может быть достигнута при использовании метода
распыления жидкого расплава. Закалка распыленных час-
тиц в воздухе (инертной среде или воде), обеспечивая по-
вышенную скорость охлаждения при кристаллизации, при-
водит к образованию аномально пересыщенных твердых
растворов тугоплавких малорастворимых легирующих эле-
ментов в матрице сплавов, измельчению частиц интерме-
таллических и избыточных фаз, уменьшению размеров ден-
дритной ячейки (дендритного параметра). Все это в конеч-
ном итоге способствует упрочнению сплавов.
Таким образом, легирование порошковых сплавов систе-
мы А1—Zn—Mg—Си переходными металлами (Мп, Сг, Zr,
Ti и др.) позволяет дополнительно повысить уровень их
прочности, который может достигать значений 750—
850 МПа [1, с. 273; 2—5]. Порошковые сплавы системы
А1—Zn—Mg—Си упрочняются термической обработкой
[1, 6]. Их особенностью является высокий эффект старе-
ния [7, 8]. Очевидно, распад пересыщенного твердого раст-
вора (основных легирующих элементов) в порошковых
сплавах успевает в значительной степени пройти в процес-
се охлаждения при закалке.
В сплавах с марганцем эффект закалки несколько вы-
ше, так как марганец ускоряет распад пересыщенных твер-
дых растворов. Марганец, хром и цирконий снижают про-
ка ливаемость сплавов [13]. Это особенно важно иметь в
виду при изготовлении крупногабаритных полуфабрикатов.
На прокаливаемость сплавов системы А1—Zn—Mg—Си
1 Авторы: И. Н. Фридляндер, Р. А. Кривенко, А. С. Соколов, В. М.
Федоров.
278
оказывает влияние суммарное содержание основных леги-
рующих элементов [12].
Для улучшения прокаливаемости целесообразно спла-
вы легировать кобальтом и ниобием и, кроме того, ограни-
чивать содержание цинка, меди, марганца, циркония и хро-
ма. Такие элементы-модификаторы, как цирконий, титан,
вольфрам, скандий, уменьшая вероятность образования
крупнозернистых структур, обычно оказывают положитель-
ное влияние на механические, технологические, антикорро-
зионные свойства, повышают термическую стабильность и
температуру рекристаллизации полуфабрикатов [5].
Порошковый метод высокоскоростной кристаллизации
значительно расширяет возможности управления структу-
рой и свойствами сплавов системы А1—Zn—Mg—Си. Путем
рационального комплексного легирования, подбора режи-
мов деформирования и термической обработки можно до-
биться получения полуфабрикатов с требуемым комплек-
сом свойств.
Удовлетворительным сочетанием высокой прочности и
достаточной пластичности обладают порошковые сплавы
состава, %: Zn 7—9; Mg 2—3; Си 1—2; Mn^l; Fe<Cl;
Zr=^0,3 либо Со=С1,5 и небольшие добавки других пере-
ходных металлов [9, 10].
Степень дегазации исходных порошков — решающий
фактор получения высоких показателей пластичности и вяз-
кости разрушения порошковых сплавов системы А1—Zn—
Mg—Си. Лучшая дегазация достигается вакуумировани-
ем. Вакуумирование порошков перед брикетированием по-
вышает относительное удлинение полуфабрикатов в 1,5—
2,0 раза, а значения ат.у—в 5—7 раз [7, 8].
Повышенный интерес к такого рода сплавам и интенсив-
но проводимые в последние годы работы по созданию, ис-
следованию и промышленному освоению сплавов системы
А1—Zn—Mg—Си, получаемых методом сверхскоростной
кристаллизации, говорит об их перспективности.
Отечественный промышленный порошковый сплав
ПВ90, созданный также на базе системы А1—Zn—Mg—Си,
превосходит по прочности все существующие серийные
алюминиевые сплавы. Структура полуфабрикатов мелко-
зернистая, однородная, с равномерным распределением вы-
сокодисперсных частиц интерметаллических фаз [9]. До-
полнительное легирование сплава ПВ90 переходными ме-
таллами, суммарное содержание которых превышает 2 %,
выполнено, исходя из принципов обеспечения структурной
стабильности при технологических нагревах, сочетания оп-
279
Таблица XI.1. Механические свойства полуфабрикатов* из сплава
Вид полуфабриката Т1
ств, МПа % 2’ МПа б, % Ф- % ан 10~5’ Дж/м2
Прутки диаметром до 70 мм 730—800 700—760 6—10 12—18 0,7—1,1
Прутки диаметром до 300 мм 700—770 650—710 5-8 10—14 0,6—0,8
Штамповки 710—780 620—640 4—6 10—12 0,6—0,8
Листы толщиной до 2,0 мм 680—720 590—640 9—12 2 0,6—0,9
* В таблице приведены свойства прутков в продольном
направлении, штампо
тимального уровня механических и коррозионных свойств,
хорошей прокаливаемости, пониженной анизотропии
свойств.
В табл. XL 1 приведены механические свойства полу-
фабрикатов различного сортамента из сплава ПВ90 в со-
стоянии после термической обработки по режимам Т1 и Т2.
Прессованные полосы из сплава ПВ90 обладают срав-
нительно малой анизотропией механических свойств. Так,
для полос размером 45Х120Х/ мм, полученных в промыш-
ленных условиях при коэффициенте вытяжки более 10,
анизотропия механических свойств в продольном и попереч-
ном направлениях практически отсутствует (табл. XI.2).
Для прутков коэффициент вытяжки должен быть не ме-
нее 20.
Сплав ПВ90, как все деформируемые сплавы системы
А1—Zn—Mg—Си, малочувствителен к концентрации на-
пряжений при осевом растяжении (табл. XI.3). Лишь при
Таблица XI.2. Механические свойства прессованных полос размером
45Х120Х/ из сплава ПВ90
Режим термообработки <тв, МПа а0 2’ МПа 6, %
Т1 730/730 710/700 8/8
Т2 680/680 580/580 12/12
Примечание. В числителе приведены данные для продольных образцов,
в знаменателе — для поперечных.
280
ПВ90 после термообработки по режимам Т1 и Т2
Т2
ст.у • 1О'“5’ дж/м2 (Тв, МПа go,2’ МПа 6. % Ф, % сн’ кДж/м2 ст.у’ кДж/м2
0,6—0,8 660—700 570—610 10—13 17—22 130—160 130—140
0,4—0,6 640—660 590—620 10—12 18—20 — —
0,5—0,6 650—680 600—620 10—12 16—21 120—160 80—90
0,35—0,45 600—620 540—580 12—14 — 90—160 80—100
вок — в хордовом, листов — в поперечном.
—70 °C на образцах с острым надрезом (г=0,1 мм) из
сплава ПВ90Т1 наблюдается незначительное понижение ов
(с 800 до 770 МПа) и уменьшение до 0,96 отношения сгв
образцов с надрезом к пв образцов без надреза. При пере-
косе образца чувствительность сплава к концентрации на-
пряжений значительно возрастает. Так, перекос в 2° приво-
дит к снижению прочности образцов с острым надрезом на
17—18%.
Сплаву ПВ90 свойственны повышенное сопротивление
срезу и малоцикловой усталости при повторно-статических
нагрузках, высокие значения предела усталости при кон-
сольном изгибе даже при наличии концентратора напряже-
ний (табл. XI.4).
Высокие прочностные и антифрикционные свойства по-
рошкового сплава ПВ90 сочетаются с высокой стабиль-
Таблица XI.3. Чувствительность к концентрации напряжений
при растяжении сплава ПВ90
*исп* °С Режим термообра- ботки о™, МПа (% МПа °>вЛ
20 Т1 750 860/770 1,14/1,03
Т2 620 730/730 1,18/1,18
—70 Т1 800 900/770 1,12/0,96
Т2 660 750/660 1,14/1,00
Примечание. В числителе приведены свойства образцов с надрезом при
Kf=2,6, в знаменателе — при Kf =4,0.
281
Таблица XI.4. Сопротивление срезу и усталостные характеристики»
сплава ПВ90
Режим термо- обработки ТСР’ МПа МЦУ плоского образца с центральным отверстием (Kt = 2,6) о_1 на базе 2 • 107 циклов, МПа. образцов
о, МПа N, никлы до разру- шения гладких с надрезом (К, = 2,2)
Т1 400 200 338 500* 220—230** 150—170**
Т2 365 180 160 84 770—93 650 250 700—365 000 320 150
* Образцы сняты без разрушения. ** Образцы закаливали в воде при 35 °C.
ностью размеров при значительно более низкой релаксаци-
онной стойкости, чем у высокопрочных алюминиевых спла-
вов, полученных традиционным методом деформирования
слитка (табл. XI.5). Исследование размерной стабильно-
сти сплава ПВ90, выполненное на пальчиковых образцах,
показало, что изменение их размеров в интервале темпера-
тур от комнатной до —60 °C практически не зависит от ре-
жима упрочняющей термической обработки и не превышает
1—2 мкм. Такая высокая стабильность размеров в сочета-
нии с пониженной релаксационной стойкостью сплава,
обусловленная его сильно измельченной однородной струк-
турой, удовлетворяет самым жестким требованиям преци-
зионного приборостроения [11].
Сопротивление общей коррозии и коррозии под напря-
жением сплава ПВ90Т1 и деформируемого сплава
В96ЦТ1 практически одинаково. Термическая обработка по
режиму Т2 существенно повышает стойкость сплава ПВ90
Таблица XI.5. Сравнительные показатели физико-механических
свойств сплавов ПВ90 и В95
Сплав ов, МПа НВ Износ*, мг/(см2 км) До** вн за 400 ч,%
ПВ90Т1 (порош- ковый) В95Т1 (из слитка) 780 600 215 165 0,10/0,05 0,35/0,10 6,0/5,0 22,0/20,5 2,3 1,1
* В числителе приведены значения свойств при трении без смазки, в знамена-
теле— со смазкой (масло ОКБ 122—5). ** Степень уменьшения внутренних напря-
жений в образцах после стабилизирующего отжига при 120 °C, 12 ч (400 ч — сред-
ний цикл изготовления деталей).
282
к коррозионному растрескиванию (образцы не разрушают-
ся после испытаний в течение 220 сут и более); при этом
сплав приобретает высокую стойкость к расслаивающей
коррозии. Сплав ПВ90 обладает удовлетворительной тех-
нологической пластичностью. Он легко обрабатывается
давлением в горячем состоянии. При 350 °C допустимая
степень деформации приготовленных в вакууме брикетов за
один переход составляет 60 %• На стандартном промыш-
ленном оборудовании из сплава могут быть изготовлены
полуфабрикаты различного сортамента методами прессо-
вания, штамповки и прокатки.
Температура рекристаллизации полуфабрикатов из
сплава ПВ90 вследствие высокого содержания переходных
металлов и наличия окисных включений превышает темпе-
ратуру рекристаллизации всех деформируемых высокопроч-
ных алюминиевых сплавов. Для горячедеформированных
полуфабрикатов температура окончания рекристаллизации
находится выше температуры равновесного солидуса
(483 °C). Для катаных полуфабрикатов при степени холод-
ной деформации более 50 % рекристаллизация полностью
проходит при температуре несколько ниже равновесного
солидуса. Наличие полигонизованной или частично рекри-
сталлизованной структуры способствует в определенной
мере получению повышенных значений усталостных харак-
теристик (см. табл. XI.4, XI.5) и характеристик вязкости
разрушения (см. табл. XI.1) полуфабрикатов из сплава
ПВ90.
Сплав ПВ90 хорошо обрабатывается резанием и поли-
руется. Это особенно важно для таких деталей, как опти-
ческие зеркала. При обработке резцами из сплава ТК5 по-
лучены детали с шероховатостью поверхности /?а = 0,324-
-4-0,25 мкм. Шлифованием и последующим полированием
чистоту поверхности можно значительно улучшить, а имен-
но изготовлять детали с шероховатостью поверхности
меньшей на порядок 7?о^0,032 мкм.
Благодаря указанному выше комплексу свойств высоко-
прочный сплав ПВ90 с высокой размерной стабильностью
является перспективным материалом для конструктивных
силовых элементов изделий (состоянии Т2), для зеркал,
узлов трения и других ответственных деталей высокоточ-
ных приборов (состоянии Т1).
283
2. Свариваемые сплавы системы А!—Mg—Мп*
В ряде работ [14, 15—17], посвященных изучению ки-
нетики распада твердого раствора в сплавах системы
А1—Сг—Мп, было обнаружено, что при быстром охлажде-
нии из жидкого состояния у сплавов с повышенным содер-
жанием хрома и марганца наблюдается значительное рас-
ширение области твердого раствора по сравнению с равно-
весной диаграммой состояния. При этом прочностные
свойства значительно повышаются.
Показано [16], что в этом случае получается устойчи-
вый метастабильный пересыщенный твердый раствор, рас-
падающийся при относительно высоких температурах. Так,
в сплаве с 0,73 % Мп, 1,7 % Сг распад твердого раствора
начинается в интервале 450—500 °C. Дополнительно повы-
сить механические свойства сплавов системы А1—Сг—Мп
можно введением в сплав магния, который образует с алю-
минием и хромом тройное соединение типа AI^AlgsCr (фа-
за £). Сплавы системы А1—Ali2Mg2Cr характеризуются вы-
сокой коррозионной стойкостью в 3 %-ном растворе NaClc
0,1 % Н2О2 при 20 °C [18]. Учитывая высокую коррозион-
ную стойкость сплавов системы А1—Ali2Mg2Cr, а также
возможность повышения механических свойств сплавов
системы А1—Сг—Мп за счет введения в твердый раствор
магния и повышения растворимости марганца и хрома из-
за склонности к пересыщению при больших скоростях кри-
сталлизации, методом порошковой металлургии были полу-
чены прессованные и холоднокатаные полуфабрикаты из
сплавов системы А1—Mg—Сг—Мп—А12О3.
Методом рентгеноструктурного анализа анодных осад-
ков, экстрагированных из образцов прессованной полосы,
обнаружено существование частиц фаз СгАЬ и
Ali2Mg2Cr(Мп). По данным электронно-микроскопического
анализа, предполагается также присутствие марганцовис-
тых фаз. Однако на рентгенограммах пульверизатора (по-
рошок с размерами частиц 50—200 мкм) и холоднопрессо-
ванных брикетов линии этих фаз отсутствовали. Следова-
тельно, эти фазы — результат распада твердого раствора
при нагревах и горячей деформации. Нагрев под горячее
прессование приводит к двум противоположным процес-
сам— растворению неравновесно выделившейся эвтектики
А1—Al3Mg2 и распаду пересыщенного твердого раствора
марганца и хрома, полученного при закалке из жидкого
1 Автор: Б. И. Матвеев.
284
Рис. XI. 1. Микроструктура горяче-
прессованных полос из сплавов
А1 — 5,9 % Mg — 2,04 % Мп (сплав
№ 1) (а), А1 —5,9% Mg —2,04%
Мп — 0,4 % Со (Ns 2) (б), А1 — 5,9 %
Mg — 1,0 % Сг — 0,55 % Мп (№ 3)
(е). Х400
состояния, что приводит к увеличению среднего периода
кристаллической решетки сс-твердого раствора до ая
0,4057 нм. При этом на рентгенограммах обнаруживают-
ся дополнительные линии, не принадлежащие матрице, а в
структуре можно наблюдать появление дисперсных час-
тиц— продуктов распада [1, с. 283].
При локальном рентгеноспектральном анализе образ-
цов, вырезанных из холоднопрессованных брикетов, обна-
ружено небольшое количество частиц, содержащих хром и
марганец и образующихся при кристаллизации.
Были изучены прессованные полуфабрикаты из сплавов
системы А1—Mg—Мп с добавками хрома и кобальта. Мик-
роструктура сплавов показана на рис. XI. 1.
Механические свойства (табл. XI.6) исследовали на по-
лосах 15X40 мм после прессования и отжига при 320 °C в
течение 45 мин с последующим охлаждением на воздухе.
285
Таблица XI.6. Механические свойства сплавов системы AI—Mg—Мп
Состав <тв, МПа °о.2’ МПа б, % ат.у’ МДж/м2 сн- МДж/м2
А1—5,9 % Mg— 466 312 17,8 0,09 0,25
— —
—2,04 % Мп 467 310 18,1 0,09 0,31
А1—5,9 % Mg— 495 350 14,0 0,07 0,19
— —
—2,04 % Мп— —0,4 % Со 477 345 9,7 0,07 0,24
А1—5,9 % Mg— 519 435 12,4 0,04 0,11
—
—1,0 % Сг— —0,55 % Мп 528 438 11,0 0,03 0,12
АМгб
350 180 18,0
Примечание. В числителе приведены значения, полученные после прес-
сования, в знаменателе— после отжига.
Полосы получали по следующей технологической схеме:
1) распыление порошков азотом через инжекторную фор-
сунку при 850 °C; 2) горячее брикетирование порошков при
430 °C; 3) горячее прессование полос при 380 °C.
Механические свойства порошковых сплавов превышают
свойства сплава АМгб (по ав на 120—170 МПа, по сто 2 на
130—250 МПа).
Высокие по сравнению со сплавом АМгб значения сгв и
о0,2 порошковых сплавов объясняются наличием дисперс-
ных частиц, сложных по составу и строению фаз, содержа-
щих хром, марганец и кобальт, а также присутствием этих
элементов в твердом растворе [19, 20].
3. Свариваемый сплав типа 1201 системы AI—Си—Мп*
Порошковый сплав типа 1201 по свойствам значительно
превосходит стандартный сплав 1201, полученный из слит-
ка. Частички порошка (размер их составляет 300 мкм и ме-
нее) благодаря высокой скорости охлаждения имеют вы-
сокодисперсную структуру. Это и обеспечивает высокие
свойства сплаву из порошка даже в исходном состоянии без
термообработки.
* Авторы: М. Г. Степанова, В. И. Валяева.
286
Таблица XI.7. Механические свойства прессованных полос
Режим прессования ств. МПа (То 2, МПа б. %
Из порошка (I) » » (II) Из слитка 296/440 280/510 375 235/344 202/375 250 14,5/10,2 15,0/12,0 6,0
Примечания: 1. Режим I — брикетирование — прессование: II — брикети-
рование— подпрессовка — прессование. 2. Закалка с 535 °C; в числителе—данные
для иетермообработаиных образцов, в знаменателе — для термообработаиных по
режиму: закалка с 535 °C, старение при 190 °C, 9 ч (полосы из порошка) и 20 ч
(полосы из слитка).
Свойства сплава зависят от технологии изготовления
полуфабрикатов. Полосы, отпрессованные из брикета без
подпрессовки в термообработанном состоянии, имеют сгв на
100, а о0,2 на 50 МПа ниже, чем полосы, полученные из до-
полнительно подпрессованного брикета (табл. XI.7).
Термическую обработку прессованных полуфабрикатов
проводили по режимам, применяемым для стандартного
сплава 1201*: закалка при температуре 535 °C, охлажде-
ние в воде и старение при 190 °C, 9 ч.
Максимальная прочность для стандартного сплава 1201
из слитка при температуре старения 180—190 °C достига-
ется за 18—20 ч [21], при этом отношение оо,2/сгв=0,84-
4-0,82. На порошковом сплаве оптимальные свойства до-
стигаются при старении 190 °C —9 ч. Увеличение длитель-
ности старения до 18 ч снижает как ов, так и оо,2- В табл.
XI.8 приведены механические свойства полос из слитка и
порошка, полученных по первому режиму прессования.
Таблица XI.8. Свойства прессованных полос размером 15X40 мм
из сплава 1201, полученных разными методами
Исходный материал Режим старения сгв, МПа Oq 2’ МПа б, %
Слиток 232/305 175/229 10,3/11,6
190 °C, 18 ч 409/410 305/315 19,3/15,9
Порошок — 254/276 179/206 18,1/20,0
190 °C, 18 ч 420/426 308/311 10,5/12,0
190 °C, 9 ч 440/440 339/334 10,0/11,3
Примечание. Закалка с 535 СС. В числителе приведены данные для стан-
дартного сплава без кобальта, в знаменателе — для сплава с кобальтом.
В работе принимала участие А. В. Габрусь.
287
Рис. XI.2. Микроструктура холодиопрессованного брикета из порошка сплава
типа 1201:
а — без отжига: б —отжиг при 400°C, 1 ч; в—отжиг при 550°C, 1 ч. Х200
Рис. XI.3. Микроструктура полосы, прессованной из слитка (а) и порошка (б)
Х200
288
Приведенные в табл. XI.8 свойства подтверждают, что
максимальная прочность на порошковых материалах до-
стигается после старения при 190 °C, 9 ч, т. е. процессы рас-
пада протекают быстрее, чем в сплаве из слитка, что со-
гласуется с полученными ранее данными [22, 23].
Для порошкового сплава типа 1201 были построены
кривые старения при 190 °C, которые также показывают
смещение максимальной прочности в сторону меньших вы-
держек. Отношение сго.г/сгв для порошкового сплава равно
0,76 после выдержки в течение 4—18 ч.
Сравнение механических свойств полос, полученных по
различным технологическим режимам, показало, что в ис-
ходном состоянии (без термической обработки) прочност-
ные свойства одинаковы, а относительное удлинение полос
из порошковых сплавов выше, чем полос, полученных из
слитка. После термообработки временное сопротивление и
предел текучести полос из порошка выше (сгв на 60, а о0,2
на 40 МПа), чем полос, полученных из слитка.
После старения по стандартному режиму (190 °C, 18 ч)
прочностные свойства полос из слитка и порошка практи-
чески одинаковы. При этом относительное удлинение полос
из слитка увеличивалось от 10,3 до 19,3 %, а полос из по-
рошка практически не изменилось по сравнению с исходным
(9,6 и 10,5 % соответственно).
Микроструктурный анализ холоднопрессованных брике-
тов из порошка сплава 1201 с кобальтом и без него прово-
дили после отжига при 350, 400, 450, 500, 550 °C. В струк-
туре неотожженного брикета хорошо видны дендриты, при-
чем чем меньше размер частиц порошка, тем мельче
дендриты (рис. Х1.2, а). Нагрев до 350 °C практически не
влияет на структуру брикета. Повышение температуры до
400 °C (рис. XI.2, б) приводит к исчезновению дендритной
структуры внутри частиц порошка и размытию границ меж-
ду ними. При 550 °C наблюдаются участки оплавления и
структура изменяется как при пережоге (рис. XL2, в).
Кобальт не оказывает существенного влияния на струк-
туру порошкового сплава 1201. Микроструктура порошко-
вого сплава (рис. XI.3) равномерная, составляющие ее
более дисперсны, чем у стандартного сплава. Следует от-
метить, что структура полос, полученных из слитка с ко-
бальтом, более мелкозернистая, чем структура полос, по-
лученных из слитка без кобальта. Этим, вероятно, и объяс-
няется повышение свойств в исходном состоянии.
19—834
Глава XII. СПЛАВЫ С НИЗКИМ
КОЭФФИЦИЕНТОМ ЛИНЕЙНОГО РАСШИРЕНИЯ
И ВЫСОКИМ МОДУЛЕМ УПРУГОСТИ
1. Сплавы с низким коэффициентом
линейного расширения системы А1—Si—Ni*
При обычных методах литья кремний, введенный в алюми-
ний в больших количествах (более 15 %), сильно ликвиру-
ет и образует грубые первичные выделения, которые
сильно охрупчивают сплав и снижают его механические
и технологические свойства. Несмотря на применение раз-
нообразных методов модифицирования для измельчения
грубой кремниевой составляющей, до настоящего времени
не удается приготовить традиционными методами высоко-
кремнистые сплавы, отвечающие по качеству и свойствам
всем необходимым требованиям.
Методы порошковой металлургии благодаря сверхвысо-
ким скоростям кристаллизации позволяют получить равно-
мерное тонкодисперсное распределение составляющих в
сплаве и тем самым привлекают все большее внимание ис-
следователей, работающих над созданием алюминиевых
сплавов с низким коэффициентом линейного расширения
[1].
Порошок сплава получают методом пульверизации жид-
кого расплава при высоких скоростях охлаждения, что
обеспечивает наибольшую дисперсность и равномерность
распределения составляющих в сплаве. Алюминиевые спла-
вы с низким коэффициентом линейного расширения распы-
ляют при высоких температурах (порядка 1000 °C), поэто-
му во избежание растворения деталей распылительных
установок расплавом целесообразно их изготовлять из спе-
циальных материалов (талькохлорида, силицированного
графита и др.).
Порошки сплавов САС1—400 и САС1—50 компактиру-
ют на гидростате давлением 108 и 3 -108 Па соответственно.
Брикеты прессуют на полуфабрикаты на гидравлических
прессах. Брикеты перед обработкой давлением нагревают в
электропечах при 520—550 ’С.
В процессе прессования спеченных силуминов, содержа-
щих более 20 % Si, для предотвращения появления поверх-
ностных трещин применяют специальные матрицы (с ко-
Авторы: И. Н. Фридляндер, Н. С. Клягина, Г. Д. Гордеева.
290
Таблица XI1.1. Свойства порошковых алюминиевых сплавов
с низким коэффициентом линейного расширения (/псп = 20°С)
Сплав (раз- мер частиц, мкм) Содержание Si и Ni, % к-1 T. кг/м3 ов. МПа 66, %
САС 1400 «400) 25—30 Si; 5—7 Ni 14,5— 15,5 2730 260—280 2—4
САС 1—50 «50) 25—30 Si; 5—7 Ni; 35— 14,5— 15,5 2730 340—360 2—4
САС1—вк «50) —37 Si; 5—7 Ni 11,5— 13,5 2650 380—400 1,0
САС—2 «400) 25—30 Si; 5—7 Fe 15,0— 16,0 2730 240 0,9
САС—3 «400) 25—30 Si; 3—5 Cr 15,0— 16,5 2720 280 0,6
САС—4 «400) 10—15 Si; 15—25 % SiC 16,0— 17,0 2780 230 5,0
нусным вводом и широким рабочим пояском) и низкие
скорости истечения сплава.
В настоящее время из спеченных алюминиевых сплавов
с низким коэффициентом линейного расширения изготовля-
ют прессованные прутки диаметром до 180 мм, штамповки
диаметром 300 мм и трубы размером 80X20 мм.
В табл. XII. 1 приведены химический состав и типичные
физико-механические свойства порошковых алюминиевых
сплавов: САС1—400 [2], САС1—50 [3], САС1—вк,
САС—2 [4], САС—3 и САС—4 [5], с низким коэффициен-
том линейного расширения.
Каждый из новых сплавов обладает своим преимущест-
вом. Например, сплав САС1—400 имеет низкий коэффициент
линейного расширения, но недостаточно высокую прочность,
САС1—50—низкий коэффициент линейного расширения и
повышенную прочность; САС1—вк — наиболее низкий ко-
эффициент линейного расширения и наиболее высокое вре-
менное сопротивление; сплав САС—2 отличается от ука-
занных сплавов тем, что в нем никель заменен более деше-
вым железом. В связи с этим сплав САС—2 является
перспективным материалом для поршней двигателей вну-
треннего сгорания. Сплав САС—4 обладает по сравнению с
остальными сплавами типа САС повышенными пластич-
ностью и коррозионной стойкостью, что позволяет рекомен-
довать его для изготовления фасонных деталей методом
19*
291
Рис. XII.1. Микроструктура сплавов системы Al—Si:
О —литой образец: б —САС1—400; в — САС1—вк; г—САС1—50. Х320
штамповки, работающих в морских и тропических усло-
виях.
Благодаря ценному комплексу свойств сплавы
САС1—400 и САС1—50 нашли широкое применение в при-
боростроении.
Сплав САС—вк с повышенным содержанием кремния
является перспективным сплавом с улучшенными прочност-
ными характеристиками и пониженным значением коэффи-
циента линейного расширения.
Ниже подробно описаны структура и свойства указан-
ных сплавов. Порошки сплавов САС1—400, САС1—50 и
292
САС1—вк получают методом распыления. Скорость кри-
сталлизации при распылении определяет структурные со-
ставляющие сплавов САС1—400, САС1—50, и САС1—вк
(рис. XII.1).
Основными структурными составляющими сплава
САС1—400 являются первичные кристаллы кремния и фа-
зы эвтектического происхождения, входящие в состав трой-
ной эвтектики: a-твердый раствор кремния в алюминии
(практически чистый алюминий) кремний и интерметалли-
ды NiAl3.
За счет высоких скоростей охлаждения (104—105 °С/с)
в сплаве САС1—50 подавляется первичная кристаллизация
и присутствуют только фазы эвтектического происхожде-
ния.
В сплаве САС1—вк образуется квазиэвтектика, при этом
первичные кристаллы кремния соизмеримы с кристаллами
кремния эвтектического происхождения.
Форма и размер частиц фазовых составляющих оказы-
вает существенное влияние на свойства сплавов системы
А1—Si—Ni. В сплаве САС1—400 форма и размер кристал-
лов кремния неодинаковы в частицах порошка разной ве-
личины. Так, в крупных частицах, охлаждающихся медлен-
нее, первичные кристаллы кремния наиболее крупные.
У сплава САС1—50 размер частиц меньше, т. е. чем выше
скорость охлаждения сплава, тем меньше по величине кри-
сталлы кремния, а их форма ближе к округлой.
У сплава САС1—вк форма частиц близка в сфериче-
ской (см. рис. XII. 1). В процессе брикетирования при высо-
ких температурах (500—550 °C) и больших удельных дав-
лениях (500—800 МПа) происходит частичное спекание
порошка, т. е. наблюдается разрушение границ между от-
дельными частицами и в ряде случаев сращивание послед-
них вследствие диффузионных процессов. Окончательное
спекание порошка, измельчение и равномерное распределе-
ние упрочняющих фаз в сплавах происходит при горячем
прессовании брикетов на полуфабрикаты.
Повышение дисперсности исходного порошка представ-
ляет значительный резерв повышения прочностных харак-
теристик сплава. Уменьшение размера частиц порошка при-
водит к существенному измельчению фазовых составляю-
щих сплава и повышению однородности его структуры.
Последнее способствует повышению прочности (в сред-
нем на 3 %), предела выносливости и выносливости при
консольном изгибе, длительной прочности и предела пол-
293
зучести при невысоких температурах — на 15—20 %. Ме-
ханические свойства сплавов САС приведены ниже:
Сплав ов> МПа НВ «Ж’ МПа °0,2/100’ МПа
С АС 1—400 260—280 120 180 100
САС 1—50 340—360 138 220 130
САС1—вк 380—400 145 250 200
Повышение дисперсности не изменяет значений удар-
ной вязкости и коррозионной стойкости, улучшает качест-
во обработки, что в свою очередь ведет к повышению точ-
ности и надежности разрабатываемых изделий.
Особенно заметно возрастает технологическая пластич-
ность: при осадке на 25 %, при растяжении более чем в три
раза.
Разработан новый сплав с повышенным содержанием
кремния. Оптимальным химическим составом, обеспечива-
ющим максимальный уро-
вень физико-механических
свойств, является сплав с
35—37 % Si. Прочностные
характеристики сплава с
повышенным содержанием
кремния превышают анало-
гичные характеристики спла-
ва САС1—400 на 30—40 %.
Жаропрочность и длитель-
ная прочность у этого спла-
ва с кремнием при 100 °C
за 100 ч выше, чем у серий-
ных сплавов САС1—400 и
САС1— 50.
Оптимальная дисперс-
ность сплава с повышенным
Рис. XII 2. Зависимость временного
сопротивления и модуля упругости от
температуры испытания:
1 — САС1—400: 2 — САС1—50; 3 —
САС1— вк; 4 — Д16
содержанием кремния менее
50 мкм. Чем больше крем-
ния в сплаве, тем дисперснее должен быть порошок.
При кратковременных испытаниях сплавы системы
Al— Si—Ni сохраняют сравнительно высокий уровень
свойств при температурах вплоть до 400 °C (рис. XII.2).
Изменение прочности сплава САС1 с температурой (в отли-
чие от стареющих алюминиевых деформируемых сплавов)
имеет прямоугольный характер, подобный изменению мо-
дуля упругости. Это указывает на то, что сплавы типа САС!
обладают высокой структурной стабильностью и что диф-
фузионное взаимодействие между матрицей и упрочняющи-
294
Таблица ХП.2. Сравнительные показатели свойств сплавов
Сплав а-КГ, К-1 V. кг/м3 Е. ГПа X, Вт/(мХ ХК) Коэффициент трения
без смазки со смазкой
САС1—400 14,5—15,5 2730 105 134 0,15—0,25 0,01—0,025
САС1—50 14,5—15,5 2730 105 125,6 0,15—0,25 0,01—0,025
САС1—вк 12,5—13,5 2650 по 125,6 0,15—0,25 0,01—0,025
Д16 22,7 2780 72 154,8 0,4 0,1
Сталь 36НХТЮ 13,3 7900 205 18,0 0,3 0,1
ми фазами практически отсутствует. По-видимому, для
сплавов системы А!—Si—Ni характерно (в интервале тем-
ператур до 400 °C) так называемое обратимое снижение
прочности с повышением температуры [6], обусловленное
ослаблением межатомных связей в результате увеличения
подвижности атомов.
Сплавы САС1—400, САС1—50 и САС1—вк обладают
низким коэффициентом линейного расширения; у сплава
САС1—вк коэффициент линейного расширения ниже, чем у
САС 1—400 и САС 1—50, па 8 %.
Сплав САС1—вк может работать в паре с высоколеги-
рованными сталями за счет низкого коэффициента линей-
ного расширения.
Сплавы САС1—50, САС1—400 и САС1—вк обладают
высоким модулем упругости (на 20—30 % выше, чем у
алюминиевых сплавов) и повышенными антифрикционными
свойствами (табл. XII.2).
Их плотность и теплопроводность практически равны
плотности и теплопроводности стандартных алюминиевых
сплавов.
Коррозионная стойкость сплавов системы А1—Si—Ni в
естественных условиях промышленного района равна, а
при полном погружении в морскую воду ниже, чем у стан-
дартного алюминиевого сплава АК4.
Указанные сплавы не склонны к коррозионному рас-
трескиванию и межкристаллитной коррозии. Защита этих
сплавов от общей коррозии осуществляется анодировани-
ем в серной кислоте с наполнением пленки в растворе би-
хромата калия и применением лакокрасочных покрытий,
которые позволяют существенно (в 1,5 и 5—6 раз соответ-
ственно) повысить коррозионную стойкость сплавов.
Сплавы системы А1—Si—Ni свариваются. Герметичные
узлы из них могут быть изготовлены также методом пайки
295
и склеивания. Паяные соединения можно получить с пред-
варительным лужением паяных поверхностей низкотемпе-
ратурными припоями П250А, ВПр23 и ВПр26. Лужение
припоем П250А производится ультразвуковым методом.
В случае применения флюса поверхности деталей перед лу-
жением покрываются легкопаяемыми металлами — нике-
лем, серебром или кадмием. Паяные соединения могут ра-
ботать без защитных покрытий в герметичных узлах прибо-
ров или в нейтральных средах. Предел прочности на срез
паяных соединений составляет более 60—90 МПа.
Клеевые соединения могут быть получены при исполь-
зовании клея В К—1; клеевые соединения герметичны и
имеют временное сопротивление при равномерном отрыве
50—60 МПа.
Сплавы системы А1—Si—Ni свариваются ручной аргон-
но-дуговой сваркой с применением присадочной проволоки
св АК—5 и сваркой трением. При сварке трением удалось
получить соединение с более высокой прочностью, чем при
сварке оплавлением. При этом способе сварки прочность
соединений САС1—400 и САС1—50 достигает соответствен-
но 224—285 МПа, т. е. 80—85 % от прочности основного
металла.
При сварке трением в контакте трущихся деталей воз-
никают активные центры схватывания. Поверхность акти-
вируется в основном за счет энергии упруго-пластической
деформации и в меньшей степени — за счет тепла.
Технологическая пластичность — очень важная харак-
теристика для сплавов системы А1—Si—Ni, определяющая
возможность обработки материала различными способами
деформации. В зависимости от содержания Si и дисперсно-
сти порошка значительно изменяется технологическая пла-
стичность сплавов.
Пластическую деформацию сплава САС1—400 можно
проводить при 550—450 °C. В этом интервале температур
допустимая деформация при свободной осадке в направле-
нии оси составляет 40—30 %, по образующей 10 %. Приме-
нение пластичных прокладок, конических выточек и обойм
повышает допустимую деформацию на 20—10 %.
Для сплава САС1—50 пластическая деформация также
должна производиться в интервале 550—450 °C. В этом ин-
тервале температур допускается деформация при свобод-
ной осадке в направлении оси 55—50 %, по образующей
40—25 %. Таким образом, повышение дисперсности приво-
дит к улучшению технологической пластичности сплава.
Повышение содержания кремния в сплавах системы
296
Рис. XII.3. Внешний вид детали из
сплава САС—i
Al Si—Ni до 35—36 % приводит к понижению технологи-
ческой пластичности. Максимальное значение допустимой
степени деформации выявляется в интервале 450—550 °C и
достигает 30 % при свободной осадке в направлении оси и
по образующей 10 %.
Сплавы САС1—400, САС1—50 и САС1—вк хорошо под-
даются механической обработке (точению, фрезерованию,
полированию, сверлению и т. д.) с обеспечением необходи-
мой чистоты поверхности и точности изготовления. Твердо-
сплавные резцы марки ВК8 с
доведенной на алмазном круге
режущей кромкой обладают
наибольшей стойкостью и обе-
спечивают высокую чистоту
обработки при точении (V 9).
Качественное нарезание
резьбы удается осуществить,
применяя комплект из метчи-
ков, шлифованных по профилю.
Для всех видов механической
обработки желательно приме-
нять твердосплавной инстру-
мент (фрезы, сверла, метчи-
ки). Операция шлифования не
обеспечивает получение доста-
точной чистоты поверхности
деталей из вышеуказанных
сплавов. Чистоту обработан-
ной поверхности весьма эф-
фективно можно повысить по-
лированием и алмазным про-
глаживанием, класс чистоты
повышается до V 10 — V12). Сплавы САС1—400, САС1—
50, САС1 — вк удовлетворительно обрабатываются электро-
физическими методами: электроискровой и ультразвуковой
обработкой (чистота обработанной поверхности составляет
V 6—7).
Использование сплавов САС1—400 и САС1—50 в ка-
честве основного конструкционного материала привело к
резкому (более чем на 30 %) снижению массы приборов и
повышению точности в 2—3 раза.
Детали с толщиной стенки 1,0 мм и более вакуумплотны
(вакуум 0,133 Па).
На рис. XII.3 показан внешний вид детали, изготовлен-
ной из сплава САС—1.
297
2. Высокомодульный сплав
с пониженной плотностью 01429 системы А1—Mg—Li*
Порошковый сплав системы А1—Mg—Li (01429) имеет
химический состав, аналогичный сплаву 1420, и изготавли-
вается из порошков, получаемых с применением высоких
скоростей охлаждения при кристаллизации.
Частицы порошка сплава А1—Mg—Li, полученные в ре-
зультате распыления, имеют округлую форму и тонкое ден-
дритное строение. Диаметр дендритной ячейки уменыпает-
Рис. XII.4. Микроструктура частичек порошка сплава системы А1—Mg—Ы после
распыления. Х200
ся с уменьшением диаметра частицы, что обусловлено по-
вышением скорости кристаллизации при уменьшении раз-
меров частиц порошка (рис. XII.4).
Результаты исследования влияния магния (в пределах
4,6—5,9 %) и лития (1,6—2,2%) при 0,09—0,12 % Zr по-
казывают, что при содержании лития 2,0—2,2 % повыше-
ние концентрации магния в пределах 1 % незначительно
влияет на механические свойства прессованных прутков:
значение временного сопротивления и предела текучести в
горячепрессованном состоянии возрастают на 11 и 14 МПа
соответственно, в закаленном — на 27 и 30 МПа, в искус-
ственно состаренном по режиму 100 °C, 1ч — на 29 и
31 МПа. Увеличение содержания лития от 1,6—1,8 до
1 Авторы: И. Н. Фридляндер, Б. И. Матвеев, Е. Н. Малышева,
А. А. Колпачев.
298
Таблица ХП.З. Механические свойства прессованных прутков
(продольное направление) из порошковых сплавов системы А!—Mg—Li
Содержание, % (по массе) Состояние %- МПа а0,2’ МПа б. % Эффект закалки
Mg Ы Zr %’ МПа МПа
5,2— 1,6— 0,09- Прессованное 365 235 14,2
5,6 1,8 0,1 Закаленное Закаленное и репное при 12 ч соста- 120 °C, 370 480 235 372 18,2 9,5 5 115 (НО) 0 137 (137)
4,6— 2,0— 0,09- Прессованное 419 294 12,9 — —
4,9 2,2 0,11 Закаленное Закаленное и ренное при 1,5 ч соста- 100 °C, 438 489 313 384 13,8 10,6 19 70 (51) 19 90 (71)
5,6 2,15 0,10 Прессованное 430 308 И,1 — —
5,9 2,20 0,12 Закаленное Закаленное и ренное при 1,5 ч Закаленное и ренное при 12 ч соста- 100 °C, соста- 120 °C, 465 518 540 343 415 520 11,6 10,2 3,0 35 88 (53) НО (75) 35 107 (72) 212 (177)
Примечания: 1. Дисперсность порошка сплавов менее 315 мкм. 2. За-
калка с 450 °C, в вод. 3. В скобках приведены значения, полученные от эффекта
старения.
2,0—2,2 % более значительно изменяет механические свой-
ства: значения о-в и о0,2 возрастают в горячепрессованном
состоянии соответственно на 65 и 73 МПа, в закаленном —
на 95 и 108 МПа, в искусственно состаренном по режиму
120 СС, 12 ч — на 60 и 148 МПа, относительное удлинение
при этом снижается на 6,5 % (табл. ХП.З).
Повышение плотности дефектов структуры в сплавах,
полученных при кристаллизации с высокими скоростями
охлаждения, приводит к распаду пересыщенного твердого
раствора при более низких температурах и за более корот-
кое время по сравнению со сплавами, получаемыми тради-
ционным методом литья и деформации слитков [7, с. 278,
286]. Максимальные значения прочностных свойств у лито-
го сплава 1420 достигаются при температуре старения
170 СС в течение 8—24 ч, повышение пластичности при не-
котором снижении прочности — при 120 °C в течение 12—
48 ч [7, с. 226]. У сплава 01429 по сравнению со сплавом
1420 уже в закаленном состоянии достигается более зна-
299
Таблица XII.4. Механические свойства прессованных прутков
из порошкового сплава А1 — 5,4 % Mg —2,15% Li —0,12% Zr
различной дисперсности
Режим старения с?в, МПа С'ОД’ МПа 6, %
Закаленное 441/465 336/361 12,0/11,4
Закаленное и состаренное при
120 °C, 12 ч 533/541 490/533 3,0/2,8
То же, 5 ч 519/525 479/513 3,5/3,2
То же, 1ч 504/— 445/— 6,6/—
Закаленное и состаренное при
100 °C, 1,5 ч 489/492 393/420 11,0/9,9
п р имечания: 1. Закалка с 450°C в воду. 2. Направление вырезки образ-
цов— продольное. 3. В числителе — данные для порошка крупностью 50—315 мкм,
в знаменателе — менее 50 мкм.
чительное упрочнение. Уровень максимальных прочностных
свойств сплава 01429 может быть получен при температуре
старения 100 °C в течение более короткого времени (табл.
ХП.З).
С увеличением дисперсности порошкового сплава время
выдержки при искусственном старении уменьшается (табл.
XII.4). Прессованные прутки сплава А1—5,4 % Mg—
2,15 % Li — 0,12 % Zr дисперсностью менее 50 мкм по срав-
нению с прутками сплава этого же состава дисперсностью
50—315 мкм имеют более высокие (на 30—40 МПа
выше) значение предела текучести при незначительном по-
вышении ов (на 3—8 МПа) и снижении б на 0,2—1,0 %
(табл. XII.4).
Данные нейтронно-активационного определения показы-
вают увеличение содержания кислорода с увеличением дис-
персности порошкового сплава. Содержание кислорода в
прессованных прутках из порошка дисперсностью 50—
315 мкм составляет 0,36 % (по массе), из порошка дисперс-
ностью менее 315 мкм без отсева фракции менее 50 мкм—
0,4 % (по массе), из порошка дисперсностью менее
50 мкм —0,47—0,52 % (по массе). Содержание кислорода в
прессованных прутках, изготовленных из слитка сплава
1420, составляет менее 0,015 % (по массе).
Повышение прочностных характеристик порошкового
сплава системы А1—Mg—Li, особенно значения предела те-
кучести, с увеличением дисперсности порошка можно свя-
зать с увеличением содержания окисных фаз в сплаве,
300
приводящих к дисперсному упрочнению [7, с. 253]. По
сравнению со сплавом 1420 [7, с. 222] присутствие тонких
равномерно распределенных частиц окисных фаз приводит
к повышению значения предела текучести прессованных
прутков из порошкового сплава в зависимости от диспер-
ности порошка на 5—9 % при практически равных значе-
ниях временного сопротивления и относительного удлине-
ния.
Механические свойства прессованных профилей из по-
рошкового сплава системы А1—Mg—Li—Zr в зависимости
от содержания лития (1,5—1,8 %), изготовленных в про-
мышленных условиях по технологии изготовления профи-
лей сплава 1420, приведены в табл. XI 1.5. По сравнению с
профилями из сплава 1420 [7, с. 228] прессованные профи-
ли из порошкового сплава с содержанием лития 1,8 % при
близких значениях временного сопротивления и относи-
тельного удлинения имеют более высокое (на 8—10 % вы-
ше) значение предела текучести. Аналогично сплаву 1420
[7] (гл.XI), холодная деформация после закалки (2—5 %)
приводит к значительному упрочнению прессованных про-
филей из порошкового сплава (временное сопротивление и
предел текучести повышаются на 20—30 и 30—45 МПа со-
ответственно, относительное удлинение снижается на 0,6—
1,0 %) и уменьшению эффекта старения (табл. XII.5).
Исследование влияния температуры нагрева под закал-
ку от 380 до 500 °C и скорости охлаждения (охлаждение
проводили в воде и на воздухе) на механические свойства
профилей из порошкового сплава системы А1—Mg—Li—Zr
Таблица XII.5. Механические свойства прессованных профилей
из порошкового сплава системы А1—Mg—Li—Zr, закаленных с 450 °C
и состаренных при 120 °C, 12 ч
<и S я сз X Закалка в воде + + правка Эффект старения Закалка иа воздухе Эффект старения
ав а0,2 б. % ав а0,2 ав а0,2 б, % ав а0,2
о — UJ МПа МПа МПа МПа
1,5 450 350 9,0 56 47 436 320 10,6 75 95
1,6 470 370 9,0 89 78 450 341 9,6 86 104
1,8 496 396 8,0 91 81 462 351 9,0 87 106
Примечания: 1. Толщина полки профиля 1,8—2,0 мм. 2. Образцы испы-
таны в продольном направлении. 3. Данные Н. В. Кадобновой, Л. М. Селезневой,
В. А. Тихомирова, Н. А. Анчуговой и авторов.
301
(1,8 °/o Li) в свежезакаленном состоянии показало, что
прочностные характеристики и относительное удлинение
практически не зависят от скорости охлаждения (рис.
XII.5, а).
В свежезакаленном состоянии после закалки с 380—
420 °C профили имеют значения временного сопротивления
и предела текучести 380—400 и 260—280 МПа соответст-
венно, относительное удлинение 16—17 %. Охлаждение
Рис. XII.5. Зависимость механических свойств (в продольном направлении) прес-
сованных профилей сплава 01429 (1,8 % Li) от температуры закалки и среды ох-
лаждения (/ — в воде; 2— на воздухе):
а — свежезакаленное состояние; б — состояние после закалки и искусственного
старения по режиму 120 °C, 12 ч
после прессования на воздухе обеспечивает такой же уро-
вень механических свойств.
Повышение температуры нагрева под закалку профи-
лей порошкового сплава системы А1—Mg—Li—Zr
(1,8 % Li) до 450—500 °C не дает эффекта термического уп-
рочнения (рис. XII.5, а, б). Наибольший разброс значений
механических свойств наблюдается после закалки с 450 °C
в воде и на воздухе как в свежезакаленном состоянии, так
и в состоянии после закалки с последующим искусственным
старением. После прессования с охлаждением на воздухе,
правки и искусственного старения по режиму 120 °C, 12 ч
тонкостенные прессованные профили порошкового сплава
(с 1,8 % Li) имеют высокий и стабильный уровень механи-
ческих свойств (ов=480-=-490 МПа, а0,2=3904-400 МПа,
6 = 94-10 %). При этом упрощается технологический цикл
изготовления профилей.
Исследование микроструктуры с помощью светового и
электронного микроскопов1 показало, что для прессован-
Исследование проведено В. С. Сандлером, Т. Н. Никольской.
302
Рис. ХП.6. Микроструктура тонкостенных прессованных профилей из порошкового
и литого сплавов системы Al—Mg—Li:
О —01429. Х270; 6— 1420. Х200; в —01429 (фольга). X13500
Рис. XII.7. Макроструктура штамповки из сплава 01429 Х4/5
303
ных профилей порошкового сплава системы А1—Mg—Li—
Zr характерна однородная по толщине структура со слабо
выраженной строчечностью (рис. XII.6,а). Основным эле-
ментом строчечности является окисная фаза на границах
частиц порошка. В поляризованном свете слабо выявляет-
ся мелкое зерно. Вытянутые скопления интерметаллидов,
типичные для профилей сплава 1420, отсутствуют (рис.
XII.6, б). Профили порошкового сплава имеют преимущест-
венно рекристаллизованную структуру с очень мелким зер-
ном 1—4 мкм, имеются также субзерна (рис. X.II.6, в).
В профилях сплава 1420 преобладает равноосное зерно
размером около 10 мкм. По характеру изменения структу-
ры при старении порошковые сплавы системы AI—Mg—Li
подобны сплаву 1420: упрочнение обусловлено выделением
{/-фазы.
Механические свойства штамповок, изготовленных из
прессованных прутков порошкового сплава А1—5,2 % Mg—
1,8% Li — 0,1 % Zr в промышленных условиях, закален-
ных в воде с 450 °C и состаренных при 120 °C, 12 ч, приве-
дены ниже:
Направление вырезки образца <7В. МПа а0»2’ МПа б. %
Долевое 460 340 12,5
Поперечное 460 340 12,0
Высотное ...... 340 320 2,0
Макроструктура штамповок представлена на рис. XII.7.
Результаты исследования плотности порошкового спла-
ва системы А1—Mg—Li показали, что с увеличением содер-
жания лития в сплаве от 1,5 до 2,15 % плотность его умень-
шается от 2,55 до 2,48 г/см3.
3. Высокомодульные сплавы системы А1—Mg—Li,
полученные различными методами
высокоскоростного охлаждения 1
За последнее время, помимо широко известных спосо-
бов получения высоких скоростей охлаждения при затвер-
девании расплава, разработаны новые методы, обеспечива-
ющие еще более высокие скорости охлаждения: литье на
медную водоохлаждаемую подложку, метод высокоско-
ростного затвердевания расплава. Диспергированные час-
тицы различаются по размеру и по внешнему виду (рис.
XII.8). Распылением через форсунку получают порошки,
1 Авторы: И. Н. Фридляндер, М. Г. Степанова, В. И. Валяева.
304
Рис. XI 1.8. Внешний вид частиц:
а — порошки; 6 — гранулы; в — пленки; г — волокна
центрифугированием — гранулы, литьем на медную водоох-
лаждаемую подложку — тонкие пленки, распылением вра-
щающимся диском — волокна. Представляется интересным
сравнить все эти способы.
Исследование было проведено на сплаве системы
А1—Mg—Li. Гранулы этого сплава были получены в
ВАМИ В. П. Черпаковым, пленки — на установке Днепро-
петровского Государственного университета А. Ф. Полесей,
волокна — на устайовке, разработанной под руководством
Б. С. Митина, в Московском авиационном технологическом
институте.
Все образцы имели меньшую химическую неоднород-
ность и более мелкие размеры дендритов, чем образцы ана-
логичного состава, полученные методом литья. По разме-
20—834
305
рам дендритов все образцы можно расположить в следую-
щем возрастающем порядке: пленки, волокна, гранулы,
порошки. Следовательно, наиболее высокая скорость ох-
лаждения наблюдалась на пленках, охлаждаемых на мед-
ной подложке, и достигала 106—107°С/с, в зависимости от
толщины пленки (10—40 мкм—107°С/с, 40—80 мкм —
106°С/с). В гранулах и порошках скорость охлаждения
практически равна и составляет 103—104 °С/с, хотя размер
гранул 3 мм, а частиц порошка менее 300 мкм.
Рентгенографический анализ1 образцов показал, что
фазовый состав всех образцов одинаковый: сс-твердый раст-
вор и тройная фаза S (Al2MgLi), являющаяся основным
упрочнителем в сплавах А1—Mg—Li. Все частицы различа-
ются в основном количеством фазы S. В порядке уменьше-
ния количества фазы 5 частицы располагаются в следую-
щем порядке: слиток, гранулы, волокна, пленки. После го-
рячего прессования количество 5 и у-фазы уменьшается.
На рентгенограмме обратной съемки сплава системы
А1—Mg—Li линия [311] равномерно заполнена рефлекса-
ми от дендритов; рефлексы имеют различные размеры и
степень размытия, что свидетельствует о некоторой разно-
родности размеров самих дендритов и степени распада
твердого раствора в них. Большая ширина линий [311] и
[420]—следствие высокой химической неоднородности ли-
того сплава (рис. XII.9, а).
Гранулы имеют меньшую химическую неоднородность и
меньшие размеры дендритов. Значительное размытие реф-
лексов связано не только со степенью распада твердого
раствора, сколько с наличием микронапряжений. Рентгено-
грамма сплава из гранул похожа на рентгенограмму стан-
дартного сплава этой системы в горячепрессованном состо-
янии (рис. XII.9, б).
Рентгенограмма волокон сходна с рентгенограммой хо-
лоднодеформированного сплава: дебаевские линии сплош-
ные и дублет ai—а2 размыт. Величина зерен меньше
10 мкм; они имеют значительные микронапряжения (рис.
XII.9, в).
Пленки толщиной 10—20 мкм при рентгеносъемке на
просвет имеют структуру деформированного и хорошо по-
лигонизованного полуфабриката. Дебаевская линия пред-
ставляет собой сплошное кольцо с однородными рефлекса-
ми от зерен размером ~5 мкм, изредка в линию «вкрапле-
1 Исследование проведено Л. В. Тарасенко.
306
Рис. XII.9. Рентгенограммы сплава системы Al—Mg—Li после литья:
а — слиток; б — гранулы; в — волокна; г — пленки
ны» крупные рефлексы от дендритов размером 20—40 мкм
(рис. ХП.9,г).
После горячего прессования слитки и заготовки из гра-
нул имеют однородную рекристаллизованную структуру.
Однако в образце из гранул химическая неоднородность
устраняется не полностью. Вероятно, и по степени распада
твердого раствора зерна (дендриты) у гранулированного
сплава имеют большее различие, чем в обычном литом
сплаве (рис. XII. 10).
После закалки и старения у образцов из гранул иная
текстура, чем у образцов обычного сплава этой системы
(рис. ХП.11).
Механические свойства прессованных полос из гранул
в исходном состоянии имеют следующие значения: ов =
=4284-439 МПа; cf0,2=261^-273 МПа; 6=12 %. После за-
калки уровень ов и по,2 понижается на 30—50 МПа при
сохранении величины относительного удлинения. Такое
снижение свойств объясняется влиянием дополнительного
нагрева, который приводит к устранению дислокаций, выз-
ванных пластической деформацией. В процессе старения
сплава идет выделение тонкодисперсной упорядоченной
б'-фазы (Al3Li), что приводит к восстановлению свойств до
20*
307
Рис. XII.10. Рентгенограммы сплава системы Al—Mg—Li после горячего прессова-
ния:
а — слиток; б — гранулы
Рнс. XII.11. Рентгенограммы сплава системы Al—Mg—Li после термообработки:
а — слиток; б — гранулы
уровня свойств исходного материала и даже несколько пре-
вышает его (ов=4304-448 МПа; 00,2=2564-282 МПа; б =
= 14,8 %). Процесс старения стандартного сплава этой сис-
темы подробно описан И. Н. Фридляндером.
На прессованных полуфабрикатах из волокон уровень
огв несколько ниже, чем на образцах из гранул, но предел
текучести на 30—50 МПа выше, что можно объяснить бо-
лее тонкой структурой волокон.
Свойства прессованных полос сечением 15X40 мм спла-
ва А1 —2,0 % Li—5,5 % Mg—0,11 % Zr после закалки и ста-
рения приведены ниже:
Исходный материал ав, МПа <т0 МПа б, % «т_у, МДж/м’
Порошки . . . 489 389 5,7 0,068
Гранулы .... 448 282 13 0,25
Волокна .... 422 299 5,1 0,24
Пленки .... 446 363 3,6 0,14
308
Полуфабрикаты из пленок показали большой разброс
-свойств. После термообработки ов = 3404-442 МПа,
<?о2=2074-230 МПа, 6=14,84-18 %. Основной причиной та-
кого разброса свойств можно считать несовершенство тех-
нологии прессования.
На полуфабрикатах из порошка, гранул, пленок и воло-
кон была исследована зависимость механических свойств от
времени выдержки при старении. Наличие пересыщенного
Рис. ХП.12. Кривые старения при
150 °C (/) и 120 °C (2) сплава 1420
системы Al—Mg— Li из гранул (за-
калка с 450 °C)
Рис. XII.13. Кривые старения при
150 (/) и 120°C (2) сплава 1420 си-
стемы Al—Mg—Li из пленок (закал-
ка с 450°C):
I—сплав № 1; II—сплав № 2
твердого раствора в исходном материале приводит к более
ускоренному, по сравнению со сплавом аналогичного соста-
ва, полученным методом литья, распаду твердого раствора
с выделением упорядоченной б'-фазы (Al3Li) в процессе его
термической обработки [23] (к гл. XI).
При исследовании тонкой структуры1 полос без термиче-
ской обработки наблюдается пересыщенный твердый раст-
вор с вкраплениями крупных частиц (размер до 1 мкм и
более) нерастворимых интерметаллидных фаз, расположен-
ных как по границам зерен (гранул), так и внутри их. Час-
тицы окаймлены сплетением дислокаций большой плотно-
1 Исследование проведено Н. С. Герчиковой и Н. А. Пархоменко.
309
сти (в результате горячего прессования). После закалки с
450 °C (30 мин) и старения при 120 °C, 6 ч сплав имеет вы-
раженную субзеренную структуру с наличием внутри суб-
зерен дислокаций закалочного типа. Дислокаций, возника-
ющих вследствие предшествующей пластической деформа-
ции, не наблюдается. Наряду с выделениями нераствори-
мых фаз 5(Al2MgLi) и T(Mgi7Ali2) в виде серных частиц
размером 0,25 мкм наблюдаются темные выделения (раз-
мер до 0,1 мкм) интерметаллида Al3Zr округлой формы,
имеющего тетрагональную решетку с периодами а —
=0,4306 нм, с=1,69 нм. Потемнение фона матрицы в от-
дельных субзернах, а также присутствие сверхструктурных
рефлексов на микродифракционных картинах свидетельст-
вуют о наличии в сплаве высокодисперных выделений упо-
рядоченной фазы. Следовательно, в процессе старения при
120 °C, 6 ч происходит распад твердого раствора с выделе-
нием тонкодисперсной упорядоченной б'-фазы (Al3Li), раз-
мер частиц которой 4,0 нм. В аналогичных полуфабрикатах,
полученных из слитка, такой распад наблюдается после
старения при 170 °C. Исследование тонкой структуры полос
из пленок подтвердило полученные результаты.
Изменение механических свойств в зависимости от вре-
мени выдержки при температуре старения показано на рис.
XII. 12 и XII. 13. Увеличение содержания лития в сплаве с
1,5 % (сплав //) до 2,1 % (сплав /) повысило сгв и сг0,2 при-
близительно на 100 МПа.
Глава XIII. КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ
НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЕВЫХ
И МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ1
Прочность конструкционных алюминиевых сплавов за по-
следние 40 лет увеличилась с 400 до 650 МПа. Прогнозиру-
емая прочность составляет ~700—800 МПа.
Другая важная характеристика материалов — модуль
упругости, определяющий жесткость конструкции, характе-
ризуется тем, что ее удельные значения, т. е. значения, от-
несенные к плотности, практически одинаковы для всех
материалов (стали, алюминиевые, титановые, медные, ни-
1 Авторы: И. Н. Фридляндер, С. Н. Кишкина, В. Ф1. Строганова,
С. Е. Салибеков, А. А. Заболоцкий, А. С. Бубенщиков. В работе прини-
мал участие А. А. Загребалов.
310
келевые сплавы) и равны 2400—2600 км. Исключение со-
ставляет бериллий, для которого Е/у= 15 000 км.
Единственной возможностью значительно (в 2—3 раза)
повысить прочность и жесткость металлических сплавов яв-
ляется армирование их высокопрочными и высокомодуль-
ными волокнами.
Общая характеристика композиционных материалов (КМ)
Современные композиционные, или армированные, мате-
риалы берут свое начало с 40-х годов, когда началось про-
мышленное производство и широкое применение стеклопла-
стиков. Высокая удельная прочность в сочетании с хорошей
технологичностью и невысокой стоимостью позволили стек-
лопластикам занять одно из ведущих мест среди машино-
строительных материалов, особенно в автомобиле-, судо- и
авиастроении. К 1970 г. потребление стеклопластиков в
США достигло 360 тыс. т, а к 1976 г.— 1 млн. т. Следую-
щий значительный шаг в этой области материаловедения
был сделан в 60-е годы в связи с появлением высокопроч-
ных и высокомодульных борных и углеродных волокон.
Благодаря высокой жесткости полимерные композицион-
ные материалы во многих случаях оказались значительно
эффективнее стеклопластиков. Однако по мере накопления
опыта эксплуатации выявлялись и общие недостатки, при-
сущие всем полимерным материалам: низкая прочность
связи волокон с матрицей, резкое уменьшение механичес-
ких свойств при температурах выше 100—150 °C, малые
значения тепло- и электропроводности, невозможность ис-
пользования сварки для соединения элементов конструкций
и др.
Поэтому одновременно с разработкой полимерных мате-
риалов начались интенсивные поиски армированных мате-
риалов с металлическим связующим. В настоящее время
практически все промышленно развитые страны ведут ис-
следовательские работы в этом направлении, а также кон-
структорско-технологические работы по применению ме-
таллических КМ в различных областях новой техники.
Композиционные материалы с металлической матрицей
имеют ряд преимуществ перед полимерными: более высо-
кая рабочая температура, более высокие поперечная и
сдвиговая прочность и прочность при внеосевом нагружении
и сжатии, высокая ударная вязкость, влагостойкость, элек-
тропроводность, негорючесть и др.
Из большого числа потенциальных упрочнителей КМ к
настоящему времени промышленностью освоены борные и
311
углеродные волокна и стальная проволока. В последние
годы ведутся настойчивые разработки дешевой и высоко-
производительной технологии производства нитевидных
кристаллов и КМ, упрочненных ими.
Армирующие наполнители
Борные волокна получают путем разложения галогенных
соединений бора на нагретой (обычно вольфрамовой) нити
при 1000—1250 °C. Выпускаются волокна трех диаметров —
100, 140 и 200 мкм. Свойства волокон, выпускаемых раз-
личными фирмами, незначительно различаются.
В табл. XIII. 1 приведены средние значения прочности и
модуля упругости борных волокон и волокон бора с покры-
тием из карбида бора (борсик) [1, 2]. Карбидное покрытие
наносится для предотвращения взаимодействия волокон с
матрицей при длительной эксплуатации КМ при высоких
температурах.
Усовершенствованием технологического процесса сред-
нюю прочность борных волокон диаметром 100 мкм можно
Таблица XIII.1. Характеристики борных волокон
Материал Диаметр, мкм авол- МПа Е, ГПа V, г/см3
Борное волок- 100 3500 406 2,58
но * 140 3570 406 2,49
200 3700 406 2,46
Борсик 105 2800 400 2,77
145 2800 400 2,68
♦ Коэффициент вариации равен 15 %.
довести до 4600 МПа, а на некоторых партиях максималь-
ная прочность составляет 8460 МПа [3].
Стоимость борных волокон по мере увеличения объема
их производства снижается: в 1970 г. стоимость их состав-
ляла 825 долл, за 1 кг, а к 1976 г. она снизилась до 420—
460 долл/кг. Стоимость боралюминиевого КМ за этот же
период снизилась в несколько раз и к 1980 г. составила
ПО—120 долл/кг. Объем производства борных волокон оп-
ределяется потребностями промышленности в композицион-
ных материалах, и принципиальных ограничений для его
увеличения не имеется.
312
Углеродные волокна
Кроме основных кристаллических форм (алмаза и графи-
та), углерод способен образовывать более 2000 переходных
форм, причем каждому его состоянию соответствуют опре-
деленные физико-механические свойства. Это позволяет по-
лучать большое разнообразие углеродных волокон, разли-
чающихся, в частности, по уровню своих механических ха-
рактеристик.
В зависимости от конкретных требований выпускаются
либо высокопрочные (2500—3000 МПа), либо высокомо-
дульные, но с более низкой прочностью ( — 2000 МПа) во-
локна. В последние годы получены углеродные волокна,
имеющие одновременно высокие характеристики прочности
и жесткости.
Углеродные волокна выпускаются в различных тек-
стильных формах: в виде крученого и некрученого жгута
с числом филаментов в нити от 1000 до 100 000, в виде
кордных лент и др. Использование армирующего наполни-
теля в виде лент существенно улучшает технологичность
материала (упрощает выкладку армирующего каркаса).
Основным сырьем для получения углеродных волокон
по-прежнему остается полиакрилнитрильное волокно
(ПАН), однако в последние годы появились волокна, полу-
ченные из более дешевого сырья — нефтяных пеков, стои-
мость которых составляет, по некоторым данным, от 4 до
22 долларов за 1 кг, в то время как стоимость волокон из
ПАН-волокна составляет 70—100 долларов за 1 кг [4J.
Свойства высокомодульных и высокопрочных волокон
Таблица XIII.2. Характеристики углеродных волокон
Торговая марка Страна, фирма °b- МПа E, ГПа T. г/см3 D, MKM
Thornel —- 50 CHIA, Union Car- bide 2000 350 1,63 6,6
Thornel — 400 To же 2800 200 — —
Celion GY—70 CHIA, Celanese 1750 540 1,96 7,7
Torayca — 300A Torayca — 40A Япония, Toray Ind. 2500 220 1,78 7,0
CarboIon — Z — 1 Япония, Nippon Carbon 2000 370 1,95 6,0
CarboIon — Z — 2 — 1 To же 2000 380 1,90 5,5
CarboIon — Z — 2 — 2 » » 3000 200 1,75 6,0
Rigilor — AC Франция, CarboIon Lorraine 2600 240 1,65 6,0
2000 200 1,75 12,4
313
производства некоторых зарубежных фирм приведены в
табл. XIII.2 (D —диаметр моноволокна).
При изготовлении КМ с металлической, например алю-
миниевой, матрицей для предотвращения химического
взаимодействия и разупрочнения волокон, а также для
улучшения смачиваемости на их поверхность наносят барь-
ерные покрытия, наиболее эффективными из которых явля-
ются бориды титана и циркония.
Стальная проволока. Стальная или любая металличес-
кая проволока, используемая в качестве упрочнителя, су-
щественно отличается от хрупких борных, углеродных и
других волокон пластичностью. Это позволяет использовать
для изготовления КМ со стальной проволокой прокатку, ди-
намическое прессование и др. Кроме того, стальная прово-
лока — в настоящее время — самый дешевый и технологич-
ный упрочнитель, не содержащий дефицитных компонентов
и хорошо освоенный промышленностью.
Для армирования используется, как правило, проволо-
ка диаметром ~0,15 мм, хотя в ряде случаев целесообраз-
но применять проволоку и других диаметров. В США для
армирования алюминиевых сплавов используют проволоку
из углеродистой стали и коррозионностойкой стали AS—355
с прочностью 3200—3800 МПа либо из нержавеющей стали
АМ355 диаметром 0,114 и 0,228 мм и прочностью 3500 и
2800 МПа соответственно.
В СССР специально для этих целей разработана высо-
копрочная проволока из нержавеющей стали 18Х15Н5АМЗ
(ВНС—9), имеющая прочность от 3200 до 5000 МПа в за-
висимости от диаметра:
Диаметр, мм . . . 0,05 0,10 0,15 0,20 0.25 0,30
Отах, А1Па . 5000 4500 4300 4200 4000 3800
Gmin, МПа . 4200 3600 3400 3200 3000 3000
Прочность проволоки сохраняется и после длительных
(более 100 ч) нагревов при 400—500 °C.
Другие упрочнители. Перспективными упрочнителями
для КМ с алюминиевой и магниевой матрицей являются
волокна окиси алюминия, карбида кремния и нитевидные
кристаллы карбида кремния. Преимуществом первых двух
упрочнителей является более высокая стабильность при
высоких температурах в контакте с матричными сплавами.
Это позволяет в некоторых случаях от твердофазной тех-
нологии совмещения волокон с матрицей перейти к более
производительной технологии пропитки. Непрерывные во-
локна карбида кремния фирмы AVCO имеют прочность
314
Т аблица ХШ.З. Свойства армирующих материалов
для металлических КМ
Упрочнитель D, мкм V, г/см3 пв, МПа E, ГПа им ‘Л/а E/V, км
Борные волокна 100 2,58 3500 406 135,6 15 700
140 2,49 3600 406 144,6 16 300
Углеродные во- локна 6,6 (Thornel) 1,63 2800 200 171,8 12 300
7,7 (Thornel) 1,96 1750 540 89,3 27 600
6,6 (Thornel) 1,75 3000 200 171,4 1 140
Стальная прово- лока 150 (AS-355) 250 (AS—355) 100 (BHC—9) 200 (BHC—9) 300 (BHC—9) 7,90 3800 3400 4200 3800 3400 184 48,1 43,0 53,2 48,1 43,0 2 300 2 300 2 300 2 300 2 300
Волокна карбида кремния 100—140 3,50 2800 408 80 11 700
НК карбида крем- ния 0,5—1,0 3,50 — 400 — 11 400
Окись алюминия 15—25 3,94 1400 385 35,5 9 800
Бериллиевая про- волока 100—250 1,8 1400— 1800 2550 77,8— 100 14167
3150 МПа при модуле упругости 430 ГПа, причем сохра-
няют высокие значения прочности при температурах вплоть
до 1000 °C. Фирмой «Du Pont» разработаны непрерывные
волокна окиси алюминия с прочностью 1430 МПа и моду-
лем упругости 387 ГПа, плотность таких волокон 3,94 г/см3,
диаметр 15—25 мкм. Прочность отдельных волокон до-
стигла 2040 МПа [7]. Большое внимание в послед-
ние годы уделяется технологическим процессам получе-
ния дешевых нитевидных кристаллов, перспективных
для получения деформируемых КМ с алюминиевой и маг-
ниевой матрицами. С учетом высокого модуля упругости
и небольшой плотности бериллиевая проволока весьма
перспективна, для упрочнения алюминиевых, магниевых и,
возможно, титановых сплавов.
В табл. ХШ.З приведены сравнительные характеристи-
ки применяющихся и перспективных армирующих средств
для металлических композиционных материалов.
315
Матричные сплавы для композиционных материалов
Матрица в КМ выполняет ряд функций: обеспечивает пе-
редачу нагрузки на несущие волокна и перераспределение
ее между волокнами; разделяет отдельные волокна и пре-
пятствует распространению трещины через сечение дета-
ли; формирует волокна в детали в заданном геометриче-
ском расположении и защищает их от внешних воздейст-
вий.
Оптимальным образом выбранный матричный сплав
дает возможность реализовать в детали высокие прочность
и жесткость волокон и образовать тот самый материал, ко-
торый отвечает конкретным условиям работы детали.
При выборе матричного сплава в создании того или-
иного КМ следует учитывать назначение и условия работы
последнего. При этом следует руководствоваться следую-
щими положениями.
1. Вязкость разрушения матричного сплава определяет
основные служебные характеристики КМ — прочность при
растяжении, ударную вязкость, сопротивление распростра-
нению трещины и др.
2. Необходимо учесть возможность деградации свойств
волокон в процессе изготовления КМ и в процессе его экс-
плуатации при высоких температурах вследствие взаимо-
действия волокон с матрицей. Фактор совместимости ком-
понентов часто бывает решающим при выборе компонен-
тов КМ.
3. Разрабатывая любой КМ, нужно представлять себе,
как сделать из него готовую деталь. В общем случае форму
полуфабриката следует максимально приблизить к форме
готового изделия. На практике часто возникает необходи-
мость деформации (гибка, подсечка), механической обра-
ботки и соединения деталей из КМ с другими элементами
конструкций. Следовательно, необходимо учитывать спо-
собность матричного сплава свариваться и его пластич-
ность.
4. Коррозионное поведение КМ определяется в основном
сопротивлением коррозии матричного сплава. В КМ прак-
тически везде существует гальваническая пара матрица —
волокно, поэтому целесообразно иметь матричный сплав,
электрохимический потенциал которого в контакте с арми-
рующим волокном минимален. Кроме того, для КМ харак-
терно наличие растягивающих внутренних напряжений,
величина которых в матрице приближается к пределу ее
текучести. Поэтому сплавы, склонные к коррозии под на-
316
пряжением, использовать не рекомендуется. В качестве
матриц в КМ используют технический алюминий АД1,
сплавы систем А1—Mg—Si (АДЗЗ, АД31, АВ), А1—Си—Mg
(Д16), Al—Zn—Mg (1915), Al—Zn—Mg—Си (B95), Al—
Си—Mn (1201), Al—Li—Mg (сплав 1420) и типа САП
(Al-А12О3).
Совместимость и взаимодействие компонентов
композиционных материалов
При изготовлении КМ необходимо, с одной стороны, запол-
нить матричным сплавов пространство между армирующи-
ми волокнами и, с другой стороны, создать достаточно
прочную связь волокон с матрицей. Последнее обеспечива-
ется физико-химическими процессами, протекающими на
границе раздела компонентов и приводящими обычно в
металлических КМ к разупрочнению волокон и к охрупчи-
ванию матрицы. Таким образом, при формировании или
эксплуатации КМ физико-химическое взаимодействие его
компонентов вызывает согласованное изменение парамет-
ров КМ, обусловливающих его механическое поведение
[8]: связи волокон с матрицей, оцениваемой чаще всего
прочностью КМ при межслойном сдвиге (тм.с), сохраненных
в КМ значений прочности армирующих волокон сг^ и
пластичности (или вязкости разрушения) матрицы б^р .
На рис. XIII. 1 для КМ с матрицей из технического алюми-
ния, армированной непрерывным волокном карбида крем-
ния диаметром 100 мкм, показано изменение прочности
волокон и прочности КМ при межслойном сдвиге в зависи-
мости от температуры изготовления материала. Интенсифи-
кация реакции взаимодействия компонентов SiC-j-Al—>АЬС3
в этом случае приводит к увеличению числа химических
связей на границе матрица —
волокно и, следовательно, к
росту прочности связи компо-
нентов, но одновременно — к
накоплению поверхностных де-
фектов на волокнах и разуп-
рочнению последних. Такое из-
менение характерных парамет-
ров типично для КМ с метал-
лической матрицей, когда на
границе раздела компонентов
реализуется химическая реак-
ция.
Рис. XIII.1. Изменение прочности
волокон и прочности при межслой-
ном сдвиге КМ алюминий — волок-
на SiC в зависимости от темпера-
туры изготовления КМ
317
Рис. Х1П.2. Поверхность разруше-
ния углеалюминия с недостаточной
степенью взаимодействия компонен-
тов:
а — общий вид (Х125); б — боковая
поверхность волокон. Х2200
Макромеханизм разрушения КМ обусловлен совокупно-
стью элементарных актов разрушения (микромеханизмов),
совершающихся в масштабе одного волокна с прилегаю-
щей прослойкой матрицы. В зависимости от соотношения
величин характерных параметров при нагружении КМ мо-
гут осуществляться следующие элементарные акты разру-
шения: 1) разрыв волокна с последующим отслоением его
от матрицы на большой длине; 2) разрыв волокна без по-
следующего микроразрушения и перераспределение на-
грузки в зоне разрыва между соседними волокнами (лока-
318
лизация разрыва); 3) разрыв волокна с последующим
разрушением прилегающего слоя матрицы (раскрытие
микротрещины в КМ).
Первый механизм преимущественно реализуется, когда
прочность связи компонентов КМ невелика, а армирующие
волокна сохраняют высокую исходную прочность (недоста-
точное взаимодействие компонентов). В этом случае по-
верхность разрушения КМ представляет собой совокуп-
ность вытянутых из матрицы волокон и отслоившихся от
них прослоек матрицы. Разрывы волокон распределены по
всему объему рабочей части образца; в прослойках между
волокнами или их конгломератами матрица разрушается
пластично, образуя конические воронки вокруг моноволо-
кон. Границы раздела компонентов разрушаются адгезион-
но; на боковой поверхности волокон практически отсутству-
ют следы матрицы (рис. XIII.2). Макромеханизм разруше-
ния КМ с недостаточной степенью взаимодействия
компонентов заключается в последовательном разрыве и
отслоении волокон, т. е. в этом случае КМ разрушается
как слабо связанный пучок волокон.
Второй оптимальный микромеханизм разрушения преи-
мущественно реализуется в материале, в котором достигну-
та наибольшая прочность связи компонентов при наимень-
шей деградации волокон и матрицы. Поверхность
разрушения такого КМ представляет собой чередование
зон поперечного разрушения и продольных сколов; в ней
присутствуют многочисленные комплексы волокон, объеди-
ненных матрицей («иглы»). Матрица КМ разрушается пла-
стично, разрушение границы раздела адгезионно-когезион-
ное (рис. XIII.3). В поверхности излома можно наблюдать
иногда локализованное разрушение волокон, не перешед-
шее в крупную трещину. Макромеханизм разрушения та-
кого КМ реализуется в два этапа: на первом происходит
длительное накопление повреждений (разрывов волокон)
до некоторого критического значения без снижения несу-
щей способности материала, на втором — динамическое
разрушение КМ по сформировавшейся слабой поверхности.
КМ в этом состоянии имеет максимальную прочность, близ-
кую к теоретической, и наилучшую способность к торможе-
нию трещин.
Третий микромеханизм преимущественно реализуется,
когда прочность связи компонентов КМ достаточно высока,
но армирующие волокна разупрочнены, а матрица охруп-
чена. Поверхность разрушения КМ в этом случае представ-
ляет собой одну или несколько плоскостей, перпендикуляр-
319
Рис. ХШ.З. Поверхность разрушения углеалюминия с оптимальной степенью
взаимодействия компонентов. Х200
Рис. XIII.4. Поверхность разрушения углеалюминия с излишней степенью взаимо-
действия компонентов:
а —общий вид. Х125; б — боковая поверхность волокон. Х2000
ных направлению армирования и являющихся следами
магистральных разрушающих трещин. Выдернутые волок-
на обычно не наблюдаются, продольные сколы редки.
Матрица КМ разрушается хрупко, поверхность разрушения
320
Таблица XIII.4. Прочность при растяжении КМ с различной
степенью физико-химического взаимодействия компонентов
Материал * °теор G , МПа, при взаимодействии
недоста- точном компонентов
оптимальном излишнем
Алюминиевый сплав — углеродные волокна . . 1000—1250 200—400 900—1000 200—400
Алюминиевый сплав — волокна бора с покры- тием В4С (литой) . . . 1300—1450 400—500 900—1000 350—450
Алюминиевый сплав — волокна карбида кремния 1000—1100 300—400 700—900 300—350
* По правилу аддитивности.
волокон совпадает с поверхностью разрушения матрицы,
т. е. материал разрушается как монолитный и однофаз-
ный, не имеющий внутренних поверхностей раздела. Раз-
рушение границы раздела адгезионно-когезионное (рис.
XIII.4). Механические свойства и способность к торможе-
нию трещины у КМ в этом состоянии минимальны. Макро-
механизм разрушения в этом случае заключается в после-
довательном развитии плоской (хрупкой) трещины от пер-
воначально разрушившихся наименее прочных волокон
(разрушение по слабейшему звену).
Моделирование на ЭВД4 процесса разрушения КМ с
различной степенью физико-химического взаимодействия
компонентов [9] позволило установить, что по мере повы-
шения нагрузки в КМ с недостаточным взаимодействием
развивается объемная лавина накопления повреждений
(разрывы волокон по всему объему рабочей части образ-
ца), в КМ с излишним взаимодействием — плоские
лавины (последовательное развитие плоской трещины), а
в КМ с оптимальным взаимодействием лавинные процессы
отсутствуют до момента образования слабой поверхности,
т. е. до достижения критического напряжения.
Величины характерных параметров и прочность некото-
рых КМ при растяжении в зависимости от степени физико-
химического взаимодействия компонентов приведены в
табл. XIII.4 и XIII.5.
21—834
321
Таблица XIII.5. Механические характеристики взаимодействия
компонентов для различных КМ
Материал С X R о и е> ов, МПа, при взаимодействии компонентов
недо- ста- точном оптимальном излишнем
Алюминиевый сплав — уг- 2300 2300 2000—2200 1300
10—20 2900 40—50 2800—2900 50—60 1800—2000
леродные волокна Алюминиевый сплав — во-
2900
локна бора с покрытием SiC (литой) 30—40 70—80 80—100
Алюминиевый сплав — во- 2000 2000 1900—2000 1600—1800
20—30 60—80 80—90
локна SiC
Примечание. В числителе приведены значения средней прочности воло-
кон, сохранившейся в КМ, в знаменателе — прочности КМ при межслойном сдви-
ге; средняя исходная прочность волокон.
На основе изложенного можно дать определения основ-
ных понятий в материаловедении и технологии КМ — со-
вместимости и взаимодействия компонентов.
Совместимостью следует называть способность компо-
нентов КМ образовывать прочную границу раздела при ми-
нимальном ухудшении свойств матрицы и волокон. Количе-
ственно эту характеристику (Л10) оценивают максимально
возможным для данного сочетания компонентов произве-
дением характерных параметров КМ [10]:
Мо
акм \
вол
^вол /
ТКМ
1м.с
Тматр
бкм
матр
бматр
_ max
где СГвол — исходная прочность ВОЛОКОН; СГмаТр, бматр —
прочность при сдвиге и пластичность матрицы в исход-
ном состоянии.
Максимальное значение оценки совместимости рав-
но 1, что означает способность данной пары компонентов
к образованию границы раздела с прочностью, равной
когезионной прочности матрицы, при сохранении исход-
ных свойств матрицы и волокон.
Взаимодействие компонентов КМ (S) оценивают вели-
чиной отклонения текущего значения произведения ха-
характерных параметров (М) от максимального Мо:
322
r ВОЛ \ вол/ O’
Af„
при <jK«< (OKM)M„.
1 вол \ вол/ и
Величина 5 изменяется от —1 (отсутствие взаимодей-
ствия) до -|-1 (максимальное излишнее взаимодействие).
При 5 = 0 реализуется оптимальная степень взаимодей-
ствия и оптимальное механическое поведение КМ.
Таким образом, при изготовлении КМ необходимо
обеспечить строго определенное физико-химическое взаи-
модействие компонентов, обусловливающее оптималь-
ную структуру и оптимальный комплекс механических
характеристик КМ. Аналитический подход к решению
этой задачи заключается в следующем: поскольку изме-
нение характерных параметров в металлических КМ яв-
ляется следствием протекания химических реакций на
границе раздела, т. е. термоактивируемым процессом,
величины этих параметров определяются температурно-
временным воздействием при изготовлении материала и
могут быть вычислены по следующим соотношениям:
« = А
тнх = Aexpt— QJRT)
где и Q2— энергии активации соответствующих про-
цессов; А1, А2, п\, «2— эмпирические коэффициенты, ха-
рактеризующие совместимость компонентов КМ; R —
универсальная газовая постоянная; Т и t — температура
и время формирования КМ.
Поиск максимума функции М (Т, 0 = (а / °вол) >
X (т™/тмаТр) Приводит к следующему результату:
если «i/«2 = Qi/Q2=^, то совместимость компонентов вы-
числяется по формуле
уи __ Г СГпоЛ 11.Л fe Л2
1М1 (1 k) j 1 -г k Тматр
Из полученного соотношения следует, что совмести-
мость улучшается при увеличении энергии активации про-
цесса разупрочнения волокон Q! или кинетического ко-
эффициента Аг и при уменьшении энергии активации про-
цесса изменения прочности границы раздела Q2 или кине-
тического коэффициента Ai-
В реальных условиях совместимость компонентов
можно регулировать, изменяя состав матрицы, размеры
21*
323
и поверхностные свойства армирующих волокон, исполь-
зуя волокна с барьерными покрытиями и т. и.
Оптимальное состояние КМ достигается при следую-
щем соотношении температуры и времени формирования
Рис. XII 1.5. Влияние технологии
на состояние КМ;
/ — излишнее взаимодействие;
II — оптимальное взаимодейст-
вие; Ill — недостаточное взаи-
модействие; сплошная линия
соответствует уравнению
tni e*p(—Qi/RT) = оВол /Ж (1 +k)
exp (— QJRT) = ав0Л/[Дх (1 + &)].
Область оптимальных режи-
мов изготовления КМ показана
на рис. XIII.5. При менее интен-
сивном температурно-временном
воздействии при формировании
материала, т. е. при £п*ехр(—QJ
/RT) <оВОл/[Л1(1-|-й)], получа-
ется КМ с недостаточным взаи-
модействием компонентов, раз-
рушающийся по механизму сла-
бо связанного пучка; при ехр
(Qx/RT) >овол/[Л1 (14-й)] обра-
зуется КМ с излишним взаимо-
действием, разрушающийся хруп-
ко по механизму слабейшего зве-
на.
Алюминиевые и магниевые сплавы, армированные
борным волокном (BRA—1, В КА—2, BRM—1)
Методы изготовления. Материалы, армированные борным
волокном, получают методом твердофазного совмещения
волокон с матричным сплавом — диффузионной сваркой
либо горячей прокаткой. Технологический процесс вклю-
чает операцию намотки волокон на оправку, фиксацию
волокон методом плазменного напыления матричного
(алюминиевого) сплава, разрезку и укладку полученных
таким образом монослойных заготовок и последующее
прессование или прокатку. В случае использования маг-
ниевых матричных сплавов используется фольговая тех-
нология. При этом на оправку предварительно наматыва-
ют фольгу толщиной 80—150 мкм из матричного сплава
в зависимости от требуемого наполнения волокнами КМ,
сверху фольги наматывают слой волокон, фиксируемых
либо проклеиванием специальным беззольным клеем [11],
либо впрессовыванием волокон в фольгу на специальном
приспособлении.
Фольговая технология позволяет полнее использовать
в КМ высокую пластичность и вязкость разрушения де-
324
формируемых алюминиевых и магниевых сплавов. Техно-
логия плазменного напыления технологически проста и
производительна, однако она имеет ряд недостатков, к
числу которых относится разупрочнение (от 5 до 25 %)
волокон под воздействием плазменной струи и неравно-
мерность напыленного матричного слоя, достигающая
~30 %- Этих недостатков не имеет фольговая техноло-
гия полуфабрикатов, но при этом требуется рулонная
фольга нужной толщины.
Следующая технологическая операция изготовления
листов — горячее прессование (диффузионная сварка па-
кета монослойных заготовок). Прессование проводят
между обогреваемыми плитами гидравлического пресса.
В зависимости от матричного сплава основные техноло-
гические параметры прессования (температура, давление
и время) могут изменяться в широких пределах. Для по-
лучения качественного листового материала неравномер-
ность температурного поля прессующих плит не должна
превышать ±5 °C, а давление в любой точке листа долж-
но быть не менее 40—50 МПа. Для равномерной пе-
редачи давления на прессуемое изделие (лист, профиль,
деталь), используются эластичные прокладки из алюми-
ния или меди. Для большинства алюминиевых и магние-
вых сплавов, используемых в качестве матричных спла-
вов в КМ, температура прессования может быть выбрана
от 500 до 580 °C, при строго регламентированном време-
ни прессования. Прессование в вакууме и защитной ат-
мосфере лишь незначительно повышает свойства КМ с
борным волокном, но сильно усложняет оборудование и
оснастку.
Свойства композиционных материалов ВКА—7,
ВКА—2, ВКМ—1. ВКА—1 представляет собой техничес-
кий алюминий АД1, армированный в одном направлении
борными волокнами [45—50 % (объемн.)].
В ВКА—2 используется матрица из сплава АДЗЗ, вы-
бор ее обусловлен коррозионной стойкостью, высоким со-
четанием прочности и пластичности и свариваемостью.
Однако матрица из сплава АД1 более пластична, терми-
чески неупрочняема, более освоена в промышленном
производстве в виде фольги и проволоки (для плазменно-
го напыления).
ВКА—1 рекомендуется для использования в деталях,
испытывающих преимущественно одноосное растяжение—
сжатие, например в стрингерах, трубах и др. То обстоя-
тельство, что он термически не обрабатывается, позволя-
325
Таблица XIII.6. Физико-механические свойства КМ
Свойство ВКМ—1 ВКА—1 ВКА—2*
Плотность, г/см3 2,15 2,6 2,6
oj , МПа 1200 1150 1250
oBL , МПа . . .... 120 100 180
Тед в» МПа . ... 80—90 60 120
Сеж» МПа . . ... 1400 1100 2000
Оизг, МПа ... . . . 1800 1450 1750
Пн, Дж/см2 40 30 32
ой > МПа 600 600 650
0-1, МПа 500 600 600
сТмцу, МПа 800 900 950
Д11 , ГПа 220 220 220
7М , ГПа 95 95 100
с/у, км . . . . 55 44,2 48
Е/у, км 10 230 8450 8450
* Термообработка: закалка с 520 °C в воду, естественное старение.
ет широко использовать его в сочетании с другими алю-
миниевыми сплавами, например в виде усиливающих
накладок на профили из сплава Д16 и др., совмещать про-
цесс изготовления собственно КМ с процессом диффузи-
онной сварки его с другими элементами конструкций.
Преимуществом ВКА—2 с матрицей из сплава АДЗЗ яв-
ляется более высокая поперечная прочность, прочность
при внеосевом нагружении, сдвиге и сжатии.
ВКМ—1 представляет собой матрицу из деформируе-
мого магниевого сплава МА2—1, армированную 45—50 %
(объемн.) борных волокон. Особенностью ВКМ—1 и всех
КМ с магниевой матрицей является высокая удельная
прочность, жесткость, обусловленные их малым удельным
весом. Кроме того, хорошая совместимость борных воло-
кон с магнием и его сплавами обеспечивают большой ре-
сурс работы деталей из таких КМ при повышенных тем-
пературах. Основные свойства КМ, ВКА—1, ВКА—2 и
ВКМ—1 приведены в табл. XIII.6.
Высокая совместимость борных волокон с магниевы-
ми сплавами позволяет использовать для получения де-
талей из КМ системы магний — бор методы пропитки
жидким расплавом. Такой метод позволяет получать дета-
326
ли, практически не требующие механической обработки.
Прочность, жесткость, предел выносливости и малоцик-
ловая усталость КМ, значительно превышают аналогич-
ные показатели алюминиевых и магниевых сплавов.
Один из недостатков волокнистых КМ — анизотропия
механических свойств, прочность в направлении волокон
в 7—10 раз выше прочности в поперечном направлении.
Это несколько ограничивает
Рис. XIII.6. Зависимость прочности
боралюминиевых КМ от угла меж-
ду осью волокон и направлением
приложения нагрузки 6:
1 — Д16/В; 2 — АДЗЗ; 3 — алюминий
технический — В
Рис. XIII.7. Температурная зависимость
прочности и жесткости боралюмпния:
/ — ВКА—2; 2— В95; 3 — АК4—1
ях можно использовать КМ с более сложной схемой ар-
мирования, соответствующей напряженному состоянию
детали, но это снижает долю волокон в направлении шов-
ных напряжений. Другим эффективным методом сниже-
ния анизотропии является использование высокопрочных
матричных сплавов. Например, использование сплава
АДЗЗ в материале ВКА—2 вместо сплава АД1 в матери-
але ВКА—1 позволило повысить прочность в попереч-
ном направлении со 100 до 180 МПа.
Для одноосноармированных КМ характерно наличие
некоторого угла между направлением ориентации волокон
и направлением приложения нагрузки, при котором начи-
нается разрушение КМ путем сдвига вдоль волокон. При
327
этом происходит резкое снижение прочности. Для КМ с
матрицей из АД1 и Д16 критический угол составляет
3°40' и 7° соответственно.
Зависимость прочности некоторых боралюминиевых
КМ от угла между направлением приложения нагрузки и
направлением волокон представлена на рис. XIII. 6 [12].
Зависимость статической прочности и модуля упруго-
сти боралюминия и некоторых алюминиевых сплавов от
температуры испытаний проведена на рис. XIII. 7. Ком-
позиционные материалы с борными волокнами при повы-
шении температуры до 400 °C разупрочняются незначи-
тельно.
Характерным для них является также высокое значе-
ние циклической прочности: пределы выносливости
ВКА—1 и ВКА—2 составили соответственно 900 и 1000
МПа на базе 106 циклов и 1000 и 1120 МПа на базе 105
циклов.
У глеалюминиевый композиционный материал
Методы изготовления. Задача изготовления углеалюми-
ниевого КМ чрезвычайно сложна, поскольку углеродные
волокна выпускаются в виде жгутов или лент с количест-
вом моноволокон в нити от 300 до 100000 и диаметром
моноволокон 6—9 мкм. Образуя армирующий каркас, уг-
леродные волокна формируют капиллярно-пористое тело
с чрезвычайно тонкими и разветвленными каналами и
удельной поверхностью более 0,5 м2 на 1 г волокна, за-
полнение которого матричным сплавом весьма затруд-
нительно. К тому же углерод не смачивается алюминием
при температурах до 1000 °C, что осложняет вопрос
организации связи на границе раздела компонентов. По
указанным причинам для изготовления углеалюминия
(УА) разрабатывают специальные технологические про-
цессы.
К настоящему времени созданы три технологических
процесса, позволяющих получить УА с прочностью, близ-
кой к теоретической. Процесс, разработанный в США*
[13], состоит в последовательном пропускании углерод-
ного жгута через химический реактор, где на волокна из
газовой среды осаждается тонкий слой диборида титана,
п через ванну с матричным расплавом, где осуществляет-
ся пропитка жгута и формирование жгута-полуфабрика-
та КМ сечением ~ 1 мм2. Конечное изделие изготовляют
* См. также пат. 4145471 (США), 1975.
328
Диффузионной сваркой полуфабрикатов, уложенных в
пресс-форме требуемых размеров и конфигурации (ре-
жим сварки: температура 530—650 °C, давление до 25
МПа, время 10—30 мин).
Процесс, разработанный в Японии [14] и приобретен-
ный фирмой Локхид (США), заключается в нанесении на
волокна матричного сплава методом ионно-плазменного»
напыления (рис. XIII. 8) и последующем изготовлении
Рис. ХШ.8. Схема ионно-плаз-
менного напыления матричного
сплава на углеродные волокна:
1 — вакуумная камера; 2 — угле»
родные волокна; 3—вольфрамо-
вый тигель с матричным рас-
плавом
компактных деталей и полуфабрикатов диффузионной
сваркой пакета напыленных заготовок. Перед нанесением
покрытия углеродный жгут раскладывают в ленту (прак-
тически в монослойную), которую пропускают затем че-
рез камеру с давлением инертного газа (аргона) не более-
133 Па. В камере находится тигель с алюминиевым спла-
вом, испаряющимся при нагреве, причем между тиглем,
и углеродной лентой поддерживается разность, потенциа-
лов 0,5 кВ, в результате чего ионы алюминия и легирую-
щих компонентов осаждаются на волокно. Напыленные-
заготовки соединяют в компактное изделие при темпера-
туре 540 °C, давлении 6 МПа и выдержке в течение 1 ч..
В Японии* [16] и СССР [15] развивается металлурги-
ческий способ изготовления У А — метод принудительной
пропитки, при котором армирующие волокна укладывают
в форму вместе с порошком из матричного сплава, форму
нагревают до расплавления матрицы, прикладывают
давление с помощью газа и выдерживают в течение опре-
деленного времени [16]. Другой вариант этой технологии
включает укладку волокон в литейную форму, нагрев и:
вакуумирование формы с уложенным в нее волокнистым:
См. также пат. 54—28204 (Япония), 1977.
329»
каркасом и пропитку каркаса матричным расплавом под
давлением [15]
В первом способе улучшение совместимости компонен-
тов КМ обеспечивается нанесением на волокна барьерного
покрытия TiB2, а оптимизация процесса взаимодействия
компонентов — изменением температуры расплава и вре-
мени нахождения в нем углеродного волокна. Во втором
и третьем способах процессом взаимодействия управляют,
Рис. XIII.9. Влияние содержа-
ния кремния в матричном спла-
ве на оптимальное содержание
карбида алюминия в углеалю-
миниевых КМ. Модуль упруго-
сти волокон 280 ГПа (/),
450 ГПа (2)
Рис. XIII.10. Зависимость
кратковременной (/) и дли-
тельной (2) прочности угле-
алюминия от температуры
испытаний
изменяя температуру, время и давление при формирова-
нии материала.
При отсутствии барьерных покрытий основным про-
цессом, определяющим качество получаемого материала,
является химическая реакция алюминия и волокна с обра-
зованием карбидной фазы AI4C3. При наличии барьерных
покрытий следует учитывать реакции армирующего ве-
щества с матричным сплавом, однако и в этом случае
обычно происходит реакция карбидообразования за счет
углерода и водорода [16].
Для углеалюминия на основе волокон без покрытий
с модулем упругости 280 ГПа и технического алюминия
оптимальное содержание карбидной фазы составляет
.2,4—2,5 %; при меньшем содержании карбида КМ разру-
шается как слабо связанный пучок, при большем — по
механизму слабейшего звена. Оценка совместимости в
этом случае составляет примерно 0,4.
ззо
Легирование алюминия кремнием приводит к сущест-
венному изменению процесса взаимодействия компонен-
тов и улучшению совместимости. При содержании в мат-
рице 6—12 % Si оптимальное взаимодействие достигает-
ся, когда содержание карбида алюминия в КМ. составляет
0,3 % (рис. XIII. 9). Анализ поверхности волокон, вытрав-
ленных из КМ, показывает, что в процессе пропитки
кремний адсорбируется на волокнах, а при затвердевании
матричного сплава начинается рост игольчатых включе-
ний кремния на сорбированных зародышах, вследствие
чего улучшается прочность границы раздела при меньшей
деградации матрицы и волокон. Совместимость компонен-
тов КМ в этом случае возрастает до 0,5—0,55 из-за умень-
шения энергии активации процесса нарастания прочности
связи компонентов (Qs)- Вклад в прочность связи в этом
случае вносят два механизма — основной за счет реакции
образования и дополнительный за счет «сшивания» матри-
цы и волокон частицами кремния. Изменение свойств ар-
мирующих волокон также может влиять на взаимодейст-
вие компонентов КМ. Этот эффект наблюдается, например,
при использовании армирующих углеродных волокон с
большей степенью графитации и, следовательно, с боль-
шим модулем упругости: с ростом модуля упругости воло-
кон до 450 ГПа оптимальное содержание карбидной фазы
уменьшается почти в два раза (см. рис. XIII.9); оценка1,
совместимости при этом возрастает до 0,65.
Физико-механические свойства углеалюминия марки
В КУ—1 с матрицей, обеспечивающей наилучшую совмес-
тимость (Мо=О,75—0,80) с высокомодульными модифици-
рованными углеродными волокнами, приведены в табл.
XIII. 7.
Углеалюминий на основе высокомодульных модифици-
рованных волокон характеризуется высокими значениями
кратковременной и длительной прочности и жаропрочнос-
ти (рис. XIII. 10), высоким сопротивлением усталости, осо-
бенно при циклическом растяжении, и исключительно вы-
сокой жесткостью. Несмотря на большое различие ко-
эффициентов линейного расширения матрицы и волокон,.
УА удовлетворительно переносит довольно жесткие режи-
мы термоциклирования: после 500 циклов в температур-
ном интервале 20—400 °C (охлаждение струей воздуха,,
нагрев в печи) основные механические характеристики
КМ не изменяются.
Основным недостатком УА является его низкая кор-
розионная стойкость, обусловленная реакцией гидратации
331
Таблица XIII.7. Физико-механические свойства углеалюминия марки
В КУ-1 с однонаправленным расположением волокон
Свойство Вдоль направле- ния армирова- ния Перпендикуля р- но направлению армирования
Предел прочности при растяжении, МПа, при температуре, °C: 20 1150—1250 40—70
200 1100—1200
350 1000—1050 —
Модуль упругости при растяжении, ГПа 260 30—40
Предел прочности при растяжении в течение 100 ч, МПа, при температу- ре, °C: 200 750
350 650 —
Предел выносливости при знакопере- менном изгибе (107 циклов), МПа 400 —
Коэффициент теплопроводности, Вт/(м-К) 100—107 —
Коэффициент линейного расширения (20—400 °C), 1/°С 1 -10—6 (154-25)-IO-6
Модуль сдвига, ГПа 18—20 —
Плотность, г/см3 2,4 2,4
карбида алюминия и растворением алюминия в гальвани-
ческой паре Al—С, образующейся при попадании влаги
на поверхность раздела компонентов. Коррозионная стой-
кость УА повышается при использовании волокон с за-
щитными покрытиями и при предотвращении выхода воло-
кон на поверхность деталей из КМ. Надежную защиту
деталей из УА обеспечивают металлические и полимерные
покрытия [17].
Углеалюминий не обрабатывается давлением из-за
хрупкости армирующих волокон и сравнительно невысокой
прочности связи их с матрицей, однако УА поддается ме-
ханической обработке всеми видами резания с использо-
ванием обычных инструментов. Элементы из УА могут
быть сварены контактной точечной электросваркой, проч-
ность соединений при этом примерно соответствует проч-
ности соединений из матричных сплавов. Л1етод принуди-
тельной пропитки позволяет изготавливать из УА детали
сложной конфигурации; ограничение в этом случае свя-
зано лишь с возможностью укладки армирующего кар-
каса.
332
Интересным свойством УА является его размерная
стабильность в направлении армирования, обусловленная
низким значением коэффициента термического расшире-
ния. Это позволяет изготавливать из УА конструкции, от
которых требуется сохранение точной исходной конфигу-
рации в условиях неоднородного температурного поля, на-
пример антенны космических аппаратов, опорные конст-
рукции солнечных батарей и т. п.
Алюминиевые сплавы, армированные стальной проволокой
(КАС—1, КЛС—1А и др.)
Общая характеристика материалов типа КАС. Среди лег-
ких КМ этот материал, получивший марку КАС [18]
(композиция алюминий — сталь), является единственным,
армированным пластичным металлическим волокном. По-
этому материалы типа КАС могут подвергаться гибке как
вдоль, так и поперек волокон; они не боятся ударных воз-
действий, например при клепке, и, помимо обычных мето-
дов изготовления прессованием или прокаткой, их можно
получить и методом взрывного прессования. Комплекс ра-
бот, выполненных под руководством чл.-кор. АН СССР
И. Н. Фридляндера, позволил создать серию композицион-
ных материалов типа КАС.
В качестве матриц используются промышленные АД1,
САП—1, В96Ц, ВАД—23, 1201, АВ и др., причем значения
прочности материалов типа КАС с разными матрицами
различаются незначительно, так как они определяются в
основном прочностью армирующей проволоки. Различа-
ются они главным образом трансверсальной и сдвиговой
прочностью.
Особенностью материала типа КАС наряду с высокой
прочностью, достигающий 1750 МПа, является высокое
сопротивление распространению усталостной трещины в
направлении поперек волокон. Это определило одну из
главных областей их применения — усиливающие на-
кладки в местах, где максимальна вероятность появления
и распространения усталостных трещин. Применение та-
ких накладок (стопперов) уменьшает скорость распрост-
ранения трещины более чем в пять раз по сравнению с
накладками из титановых сплавов. Другой перспективной
областью применения их являются силовые элементы, а так-
же обшивка силовых панелей (при ортотропном армирова-
нии). Метод изготовления материалов типа КАС. Техноло-
гический процесс изготовления композиционных материалов
типа КАС включает те же основные операции, что и при
ззз
Таблица XIII.8. Свойства материалов типа КАС в зависимости
от матричного сплава
си S СЗ g с g.£ CD 5 S s СЗ £ °в || О В 1. а-1 400 °100 5
Матрш >> к ИЙ о S О О Ef О- О Ло4 V, г/см МПа £ d а а
САП-1 3500 25 4,02 1050 300 450 15—25
АД1 3600 35 4,52 1300— 1450 60—70 300 — 93
4000— 4200 40 4,84 1600— 1750 60—70 400—450 —
АВ 3600 30—40 4,38— 4,84 1350— 1450 150 570—600
изготовлении боралюминиевых КМ в фольговом вариан-
те: раскрой и термообработка ленты; подготовку поверх-
ности фольги и проволоки (травление, обезжиривание);
намотку фольги и проволоки на оправку; сборку пакета
нужной толщины и размеров; компактирование (диффу-
зионная сварка, горячая прокатка, взрывное прессова-
ние); термическую обработку полученных листов (отжиг,
закалка, старение).
Конкретные технологические режимы определяются
типом матричного сплава. Температура диффузионной
сварки может изменяться от 480 до 580 °C, минимальное
давление прессования 35,0—40,0 МПа.
Для обеспечения достаточно прочной связи на границе
волокно—матрица и на границе свариваемых фольг необ-
ходима тщательная подготовка поверхности как фольги,
так и проволоки.
Наиболее производительный процесс производства ма-
териалов типа КАС — ступенчатое прессование или прокат-
ка с использованием лент из стальной проволоки с алюми-
ниевым утком (редкой поперечной нитью).
Свойства. В зависимости от назначения материалы ти-
па КАС производятся с различным содержанием стальной
проволоки: 15, 25 и 40 % (объемн.). Прочностные и другие
свойства определяются, помимо объемного содержания уп-
рочнителя, еще и свойствами матричного сплава. В табл.
XIII.8 приведены некоторые свойства КМ типа КАС с раз-
личными матричными сплавами.
334
Таблица XIII.9. Свойства материала КАС—1А (термически
обработанный, Т1)
Свойство Значение свойства при содержании упрочнителя, % (объемн.)
15 25 40
у, г/см3 Ов, МПа, при t, °C: 20 200 300 400 Go*. МПа ... Е, ГПа м 3,47 800—850 720 565 430 490 90 0,29 3,98 1000—1100 950 820 590 650 100 0,28 4,74 1500—1550 1460 1200 900—1000 1200 120 0,26
мпа — — 850—900
c$JJ, МПа — — 560
а„ -106, 1/°С, (20—100 °C) . . 15,2 15,2 13,5
а3-106, 1/°С, (20—100 °C) . . 18,6 17,8 17,6
Отметим высокую ударную вязкость КМ с матрицей из
АД1, равную 93 Дж/см2, а также высокую жаропрочность
материала с матрицей из сплава АВ. Именно этот матери
ал и находит наиболее широкое применение.
В табл. XIII.9 приведены свойства материала КАС—1А
с различным содержанием волокон.
Поперечная прочность всех трех материалов составля-
ет 280 МПа.
Кривые выносливости материалов КАС с содержанием
упрочнителя 15, 25, 30 и 38 % приведены на рис. XIII.И.
По этим кривым построены зависимости пределов вынос-
ливости од — 0 для испытаний 104 и 2-105 циклов нагруже-
ния до разрушения (рис. XIII.12) от содержания волокон
в материале. На этом же рисунке приведены результаты для
образцов из сплава Д16. Из рисунка следует, что устало-
стная прочность КМ с 38 % волокон выше, чем у сплава
Д16, в два раза на базе испытаний 104 циклов и в 1,5 раза
на базе испытания 2-105 циклов.
Отмечается нелинейная зависимость усталостной проч-
ности от содержания волокон: после 30 % прирост устало-
стной прочности замедляется.
На малоцикловую усталость испытывались как гладкие
образцы, так и образцы с отверстием (рис. XIII. 13). На ос-
335
Т аблица XIII.10. Предел выносливости ой и эффективные
коэффициенты концентрации напряжений /\о материала КАС—1А
(Я=0, f=34-5 Гц)
Содержание волокон, % G , МПа, на базе, циклы К , на базе, циклы а
104 2»105 10‘ 2-105
15 600/450 250/180 1,33 1,39
30 880/750 420/340 1,17 1,24
35 900/780 430/370 1,15 1,16
Примечание. В числителе приведены значения для коэффициента кон-
центрации ~ 1,0, в знаменателе — для К^=2,7.
Рис. XIII.11. Кривые выносливости
композиционных материалов типа КАС
с различным объемным содержанием
упрочнителя:
1 — Vy=0,15; 2—0,25; 3 — 0,30; 4 — 0,35;
5 — 0,38. N — число циклов до разруше-
ния
Рис. XIII.12. Зависимость
предела выносливости
КАС—1А от объемного со-
держания волокон при /?=0,
f=3-5 Гц;
1, 2— А=104 циклов; 3, 4 —
А=2-105 циклов; 1, 3 — К[=
= 1; 2, 4 — Kt=2,7
нове кривых выносливости этих образцов на базе 104 и
2-105 циклов определены эффективные коэффициенты кон-
центрации напряжений (табл. XIII.10).
Определена и циклическая трещиностойкость, которую
оценивали величиной остаточной прочности о0ст. По изло-
мам образцов, прошедших испытания на малоцикловую ус-
талость при различных уровнях напряжений цикла Отах,
измеряли длину усталостной трещины 2/к и вычисляли нет-
336
то-напряжение, соответствующее моменту разрушения об-
разца. Результаты вычислений показаны на рис. XIII. 14.
Рис. XII 1.13. Кривые малоцик-
ловой усталости композицион-
ных материалов типа ВКА и
КАС (А — число циклов до раз-
рушения):
7 —ВКА—2; 2 — ВКА— 1; 3—
КАС—1А. vf =0,3; 4 — КАС— 1А,
1^=0,25; 5 —КАС—1А, ^=0,15
Наблюдается большой
разброс величин остаточ-
ной прочности, связан-
ный с тем, что усталост-
ная трещина в изломах
образца не имеет строго
определенной, прямоли-
нейной границы перехода
к зоне долома. Это вно-
сит погрешность в изме-
ренные значения 2/к и
полоса разброса о0СТ рас-
ширяется.
Из этих данных сле-
дует, что уровень оста-
точной прочности КМ
КАС—1А достигает 1200—
1300 МПа, что очень близ-
ко к пределу прочности
материала.
Поверхности излома
образцов, испытанных на
МЦУ имеют три харак-
терные зоны разрушения:
усталостную трещину, зо-
ну долома в поперечном
Рис. XIII. 14. Циклическая трещи нестой-
кость КАС—1А
сечении и зону расслое-
ния в продольных сече-
ниях образца. Фракто-
графия этих зон показана на рис. XIII. 15. Для усталостной
зоны поперечной трещины характерно наличие регулярных
усталостных бороздок как в матрице, так и в волокне. В
зоне долома типично статическое разрушение волокон, ве-
личина сужения составляет ~30—40 %. На поверхности
расслоения обнаружены борозки, свидетельствующие о
22—834
337
Таблица XIII.11 Коррозия КМ КАС—1 и матричного сплава АД1
Материал Коррозионная среда <тв, МПа & о С Потери мас- сы, г/см2 V коп’ г/(м2-ч)
исходная после коррозии
КАС-1 Тропическая каме- ра 1336 1390 0 0,0001 0,0007
Морская вода 1336 1274 4,6 0,0011 0,0076
3 %-ный раствор NaCl+0,1 % Н2О 1336 1251 6,3 0,004 0,0523
АД1 Тропическая каме- 97 104 0 0 0
рз Морская вода 98 99 0 0,0001 0,0007
3 %-ный раствор NaCl + 0,1 % Н2О 97 92 4,2 0,0006 0,0086
циклическом сдвиге, происходящем в матрице в процессе
развития расслоения.
Коррозионное поведение. Листовые КМ типа КАС нуж-
даются в защите от коррозии. Материал с изолированными
торцами в коррозионном отношении ведет себя примерно
так же, как и материал матричного сплава. Наличие внут-
ренних растягивающих напряжений несколько ускоряет
процесс коррозии. В табл. XIII.11 приведены данные по
коррозии КМ КАС—1 по сравнению с исходным матрич-
ным сплавом АД1, выдержка—2 мес, торцы листового КМ
изолированы [19].
Анализ зарубежных и отечественных публикаций позво-
ляет сделать заключение о том, что композиционные мате-
риалы с металлической матрицей находятся, по-видимому,
на пороге периода их ускоренного развития. Главное пре-
пятствие для их широкого применения — высокая стоимость
и отсутствие промышленного крупномасштабного производ-
ства, а также недостаток должного опыта эксплуатации де-
талей и узлов конструкций из КМ. Стоимость КМ, в свою
очередь, зависит от объема производства и применения,
так как большинство технологических процессов их произ-
водства, так же, как для обычных материалов, может быть
механизировано и автоматизировано. Стоимость упрочни-
телей, изготавливаемых из дешевого и недифицитного
сырья, таких, как волокна и нитевидные кристаллы карби-
да кремния, волокна окиси алюминия, углерода и др., в
ближайшие годы будет, видимо, значительно снижена.
338
Рис. XIII.15. Поверхности излома образцов, испытанных на М.ЦУ
Предполагается [20], что доля КМ в конструкциях пас-
сажирских самолетов (по данным для самолетов В—747,
В—767, А—310), увеличится к 1990 г. до 8—30 % вместо
4 % по состоянию на 1981 г. В военных самолетах и верто-
летах объем применения КМ будет еще больше. По прогно-
зам специалистов, КМ станут конкурентоспособными с
обычными конструкционными материалами уже к 1990 г.
22*
339
Часть третья. ЛИТЕЙНЫЕ СПЛАВЫ
Глава XIV. ВЫСОКОПРОЧНЫЕ
И ЖАРОПРОЧНЫЕ СПЛАВЫ
НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ А1—Си*
Детали, длительно работающие при повышенных темпера-
турах, могут отливаться из сплавов следующих систем:
А1—Си (АЛ7), А1—Си—Mg—Ni (АЛ1); Al—Si—Си—Mg
(АЛЗ, АЛ5, АЛ32, АЛ4М, В124); Al—Си—Мп—Ti (АЛ 19);
Al—Si—Си—Mg—Ni—Мп—Сг (АК21М2, 5Н2, 5); Al-
Си—Mg—Ni—Мп—Сг (АЛ21); Al—Си—Мп—Ni—Се—Zr
(АЛ33), а также из особо жаропрочного сплава АЦР1У и
поршневых сплавов АЛ 10В, АЛ25, АЛЗО.
Вопросам упрочнения и разупрочнения сплавов посвя-
щено большое количество работ [1—11], результаты кото-
рых можно обобщить следующим образом. При длитель-
ном воздействии высоких температур и напряжений свой-
ства сплавов зависят от ряда факторов:
1) энергии межатомной связи легирующих элементов,
которая приближенно характеризуется теплотой сублима-
ции и энергией активации диффузии их в алюминии; х
2) степени пересыщения и природы твердого раствора
алюминия;
3) скорости распада твердого раствора и формирования
атомных скоплений ближнего порядка, зон Гинье — Прес-
тона (ГП) и метастабильных фаз;
4) величины, формы, количества и характера распреде-
ления частиц вторых фаз в зернах твердого раствора.
Таким образом, повышение рабочей температуры и дли-
тельности ее воздействия приводит к необходимости ком-
плексного легирования сплава элементами с высокой тем-
пературой плавления и низким коэффициентом диффузии.
Чем выше температура эксплуатации детали, тем сложнее
по химическому составу должен быть твердый раствор
сплава, из которого она изготовлена и тем меньше он дол-
жен быть пересыщен. При этом жаропрочность сплавов по-
вышается в том случае, если их твердый раствор легиро-
ван в соотношениях, обеспечивающих образование слож-
ных по составу и структуре металлических соединений.
Продуктами распада твердого раствора алюминия дол-
жны быть ультрадисперсные твердые частицы устойчивых
*Авторы: И. Ф. Колобнев, Н. А. Аристова.
340
сложных фаз, в незначительной степени склонных к коагу-
ляции при повышенных температурах. В этом случае обра-
зуется ультрадисперсная микрогетерогенная структура зе-
рен твердого раствора, обеспечивающая торможение пере-
движений дислокаций и атомных слоев по плоскостям
скольжения.
Для предотвращения развития процессов деформации в
структуре жаропрочных литейных алюминиевых сплавов
должны быть устойчивые тугоплавкие фазы [например,
Al6Cu3Ni, Al3(CuNi)2, Al24CusCe3Mn и др.], которые кри-
сталлизуются в тонкой разветвленной форме и хорошо бло-
кируют границы зерен твердого раствора.
При легировании жаропрочных литейных сплавов сле-
дует также учитывать необходимость наличия в них более
20 % сложной эвтектики для обеспечения высоких литейных
свойств. Химический состав сплавов приведен в табл.
XIV. 1.
Сплав АЛ 1 (средней жаропрочности)
Сплав АЛ1 относится к системе А1—Си—Ni—Mg. Он име-
ет среднюю прочность при комнатной температуре (ов =
= 2104-250 МПа) и сравнительно высокую жаропрочность
(табл. XIV.2—XIV.4) (свойства определяли на отдельно от-
литых образцах — диаметром 12 мм).
Недостатками сплава являются низкие литейные свой-
ства и герметичность, пониженные пластичность (6=0,5+
4-1,5%) и коррозионная стойкость, повышенная склон-
ность к образованию горячих трещин.
Фазовый состав сплава в литом состоянии следующий:
a-твердый pacTBop-|-7(Al6Cu3Ni)-|-S(Al2CuMg). При нагре-
ве под закалку фаза S целиком переходит в твердый рас-
твор, а при последующем его распаде выделяется в виде
дисперсных частиц по всему объему «-твердого раствора,
что обеспечивает сплаву сравнительно высокую жаропроч-
ность. Этому также способствует наличие тугоплавкой фа-
зы Al6Cu3Ni, кристаллизующейся в разветвленной форме
и располагающейся в основном по границам зерен, что тор-
мозит развитие процесса диффузии и препятствует дефор-
мации при воздействии повышенных температур и напря-
жений.
Термическая обработка сплава проводится по следую-
щим режимам: Т5 — нагрев под закалку при 515+5°C в
течение 2—5 ч, охлаждение в воде (20—100°C), старение
при 175+5 °C в течение 3—5 ч, охлаждение на воздухе;
Т7 — закалка та же, что и по режиму Т5, старение при
341
Содержание компонента, % (алюминий- основа) I Примесь, %, не более
Примечание. 3 -литье и землю (песчаные формы); О—лшье в оболочковые формы; В —лшье но выплавляемым моде-
лям; К — литье в кокиль; Д — литье под давлением.
342
230+10 °C в течение 2—4 ч,
охлаждение на воздухе.
Технологические свойст-
ва. Сплав имеет пониженные
литейные свойства. Темпера-
турный интервал кристал-
лизации составляет 630—
535 °C, температура литья
690—740 °C. Линейная усад-
ка 1,35%, объемная усадка
5,3%.
Сплав склонен к обра-
зованию горячих трещин
и усадочной пористости:
первая трещина образуется при ширине кольца
27,5 мм. Герметичность удовлетворительная: образцы
дают течь при давлении 12 МПа. Рекомендуется рафи-
нировать хорошо просушеным хлористым марганцем или
применять вакуумирование расплава.
Таблица XIV.3. Типичные механические свойства при комнатной
температуре
Таблица XIV.2. Механические
свойства при комнатной темпера-
туре (ГОСТ 2685—75)
Режим термооб- работки ов, МПа с, % НВ
(не менее)
Т5 210 0,5 95
Т7 180 1,0 80
Примечание. Способ литья 3.
О, В, К.
Способ ЛИТЬЯ Термооб- работка ов, МПа ст0.2’ МПа б6. % МПа '-'Р * МПа НВ
3 200 170 1,0 17 56 80
3 Т5 260 220 1,о 220 56 100
к Т5 300 260 1,0 — — 120
3 Т7 220 180 1,5 — — 90
Примечание. £=70 ГПа.
* Предел выносливости определяли при чистом изгибе вращающегося образ-
ца: W=5-10b.
Сплав применяется для изготовления деталей, работа-
ющих при температурах до 300 °C.
Сплав АЛЗ (средней прочности при комнатной
и повышенных температурах)
Сплав АЛЗ относится к системе А1—Si—Си—Mg. Отлича-
ется от сплава АЛ5 более высоким содержанием меди и
наличием марганца, что обеспечивает ему более высокую
жаропрочность 37,5+40 МПа, но меньшую пластич-
ность, чем у сплава АЛ5 (табл. XIV.5—XIV.6). Свойства
343
Таблица XIV.4. Типичные механические свойства при высоких
температурах
Термообработка / °C гисп’ ов, МПа 610, % Ф. % ^100, МПа • G0,2/100, МПа
Т5 200 180 1,5 1,6 100
250 175 1,9 2,1 — 62
270 165 2,2 2,6 — —
300 130 4,2 4,4 55 37
Т5 и стабилиза- 200 150 2,5 — — 50
ция** 250 140 3,0 — — 33
300 100 6,0 — 50 27
* По общей деформации. **
температуре испытания в течение
Стабилизация — предварительная выдержка при
100 ч.
определяли на отдельно отлитых образцах. Сплав облада-
ет хорошими литейными свойствами; недостатками его яв-
ляются низкая пластичность и пониженная коррозионная
стойкость.
Фазовый состав сплава АЛЗ в литом состоянии следую-
щий: сс-твердый pacTBop+Si-f-Mg2Si+CuAl2+AlSiMnFe,
при медленном процессе кристаллизации может образовать-
ся фаза W(AlxMg5Si4Cu4).
Термическая обработка производится по пяти режимам:
Т1 — нагрев при 175+5 °C, 3—5 ч, охлаждение на воздухе;
Т2 — нагрев при 300+10 °C, 2—4 ч, охлаждение на возду-
хе; Т5 — под нагрев под закалку ступенчатый; при 515+
±5 °C, 2—4 ч + 525°С, 2—4 ч, охлаждение в воде (20—
Таблица XIV.5. Механические свойства при комнатной температуре
(ГОСТ 2685—75)
Способ литья Состояние ов, МПа б, % 1 нв
менее
К 170 0,5 65
з, о, в — 140 0,5 65
3, О, В, к Т1 170 .—- 70
3, О, В, к Т2 150 1,0 65
3, о, в Т5 220 0,5 75
к Т5 250 0,5 75
3, О, В, к Т7 210 1,0 70
з, О, в, к Т8 180 2,0 65
д — 160 0,5 65
Примечание. Диаметр образцов 12 мм.
344
100 °C), старение при 175+
+5 °C, 3—5 ч, охлаждение на
воздухе; Т7 — нагрев под за-
калку, охлаждение такое же,
как при режиме Т5, старение
при 230+10 °C в течение 3—
5 ч, охлаждение на воздухе;
Т8 — нагрев под закалку и ох-
лаждение в воде (20—100°C),
старение при 330+5 °C, 3—5 ч,
охлаждение на воздухе.
При использовании режи-
мов Т5, Т7, Т8 для деталей, не
имеющих массивных (более
40 мм) участков, разрешается
Таблица XIV.6. Типичные
механические свойства
при повышенных температурах
'исп* °с ofi, МПа с*юо’ МПа
200 180 90
250 150 60
300 100 35
Приме разцов 10 00,2/100 =5 деформации ч а н и е. , мм. Г 5 МПа по Циаметр об- 1ри 300 °C остаточной
применение одноступенчатого режима нагрева под закалку
(515±5°С, 3—6 ч). В этом случае необходимо, чтобы за-
груженные детали в печи медленно (не менее 2 ч) нагрева-
лись до 500 °C во избежание пережога.
- Технологические свойства. Сплав обладает удовлетво-
рительными литейными свойствами. Температурный интер-
вал кристаллизации 627—577°C, температура литья 700—
750°С. Линейная усадка 1,15%, объемная усадка 4,1 %.
Жидкотекучесть хорошая — длина отлитого при 700 °C
прутка равна 340 мм.
Герметичность удовлетворительная — образцы разрыва-
ются без течи при давлении 14 МПа. Склонен к образова-
нию горячих трещин: первая трещина появляется при ши-
рине кольца 12,5 мм. Рекомендуется рафинировать от га-
зовых и окисных включений хорошо просушенной солью
хлористого марганца (MnCU) или обрабатывать расплав в
вакууме.
Сплав удовлетворительно обрабатывается резанием;
сваривается газовой и аргонно-дуговой сваркой.
Сплав применяют для изготовления деталей малой и
средней нагруженности — для корпусов арматуры и прибо-
ров, работающих при температурах до 275 °C.
Сплав АЛ5 (средней прочности при комнатной
и повышенной температурах)
Сплав АЛ5 относится к системе А1—Si—Си—Mg. Он обла-
дает достаточно высокой прочностью при комнатной темпе-
ратуре (ов = 230+280 МПа) и повышенной (о^=35 МПа)
жаропрочностью (табл. XIV.7—XIV.8). Свойства определя-
345
Таблица XIV.7. Механические свойства при комнатной температуре
(ГОСТ 2685—75)
Способ литья Состояние ов, МПа б, % НВ
не менее
3, О, В, к Т1 160 0,5 65
3, О, в Т5 200 0,5 70
к Т5 220 0,5 70
3, о, в Тб 230 0,5 70
з, о, в, к Т7 180 1,0 65
Примечание. Диаметр образцов 12 мм.
ли на отдельно отлитых образцах. Сплав имеет хорошие
литейные свойства, повышенную герметичность.
Недостатки сплава — низкая пластичность (6=0,54-
4-1,5%) и пониженная коррозионная стойкость. Путем
снижения содержания примеси железа пластичность спла-
ва можно повысить более чем в два раза.
Фазовый состав в литом состоянии следующий: «-твер-
дый pacTBOp+Si-f-фазы СиА12 и Mg2Si. При медленном
процессе кристаллизации и определенном количественном
соотношении меди и магния может образоваться также фа-
Таблица XIV.8. Механические свойства при высоких температурах
(отдельно отлитые образцы диаметром 10 мм)
Способ литья Состояние / °C исп’ ов, МПа %,2’ МПа б5. % о100, МПа с0, -2/100’ МПа
3 Т5 20 260 180 0,8
100 250 — 1,0 —. —
150 250 — 1,0 — —
200 220 — 1,4 90 80
250 180 — 1,5 55 46
300 130 — 4,0 35 24
к Т7 20 240 180 1,5 — —-
100 240 180 2,0 — —
200 180 140 2,5 — —
250 140 120 4,0 — -—.
300 100 80 6,0 — '—
Примечание. Диаметр образцов 10 мм.
По общей деформации.
346
за W(AlxMg5Si4Cii4) Термическую обработку проводят по
четырем режимам: Т1—нагрев при 180+5 °C, 5—10 ч, ох-
лаждение на воздухе; Т5 — нагрев под закалку ступенча-
тый: при 515+5°С, 3—5 ч + 525±5°С, 1—3 ч, охлаждение
в воде (20—100°С), старение при 175+5°С, 5—10 ч, ох-
лаждение на воздухе; Тб — нагрев под закалку и охлажде-
ние такие же, как при режиме Т5, старение при 200+5 °C,
3—5 ч, охлаждение на воздухе; Т7 — нагрев под закалку и
охлаждение такие же, как при режиме Т5, старение при
230+10 СС, 3—5 ч, охлаждение на воздухе.
При использовании режимов Т5, Тб, Т7 для деталей, не
имеющих массивных (более 40 мм) участков, разрешается
применение одноступенчатого режима нагрева под закалку
(525+5 °C, 3—5 ч). В этом случае необходимо, чтобы дета-
ли в печи медленно (не менее 2 ч) нагревались до 500 СС
во избежание пережога.
Технологические свойства. Сплав обладает хорошими
литейными свойствами. Температура литья 700—750 °C,
температурный интервал кристаллизации 627—577 °C. Ли-
нейная усадка 1,1 %, объемная усадка 4,8 %. Жидкотеку-
честь удовлетворительная — длина отлитого при 700 °C
прутка равна 344 мм. Герметичность удовлетворительная —
образцы разрываются без течи под давлением 16 МПа.
Сплав почти не склонен к образованию горячих трещин:
первая трещина образуется при ширине кольца 7,5 мм. От
газовых и окисных включений рекомендуется рафинировать
хорошо просушенной солью хлористого марганца (МпС12)
или обрабатывать расплав в вакууме.
Сплав хорошо обрабатывается резанием, удовлетвори-
тельно сваривается аргонно-дуговой сваркой.
Сплав предназначен для литья средненагруженных де-
талей: головки цилиндров двигателей воздушного охлаж-
дения, детали агрегатов и приборов, работающие при тем-
пературе не выше 250 °C.
Медистые силумины АЛ32, АЛ4М, В124
Эта группа сплавов относится к системе А1—Си—Si—Mg
с различным содержанием меди (от 1 до 4 %) и различны-
ми малыми добавками легирующих элементов, таких, как
титан, марганец, бор, цирконий, кадмий.
Наличие малых добавок элементов усложняет как ха-
рактер кристаллизации сплавов, так и кинетику распада
пересыщенного сс-твердого раствора.
Общим для всех этих сплавов является наличие двух
упрочняющих фаз — СиА12 и Mg2Si и нескольких сложных
347
эвтектик, различных по составу и температурам плавления
и обусловливающих необходимость применения ступенча-
тых нагревов под закалку во избежание пережога и для
обеспечения высоких механических свойств.
Сплав АЛ32 (средней прочности и жаропрочности)
Сплав характеризуется сочетанием достаточно высоких
значений ов и 6 при комнатной и повышенных температу-
рах (табл. XIV.9-XIV.il). Сплав обладает хорошими ли-
тейными свойствами. Общая коррозионная стойкость спла-
ва удовлетворительная. По фазовому составу сплав АЛ32
находится в области первичного выделения твердого рас-
твора алюминия, содержащего медь, магний, кремний и ти-
тан [12]. За первичной кристаллизацией a-твердого раство-
ра при 570+575°C следует образование эвтектики cc-f-Si,
затем в интервале температур 540—505 °C происходит вы-
деление тройной a-]-Mg2Si+CuAl2 и четверной a-J-Si-]-
+Mg2Si-f-CuAl2 эвтектик. При медленной кристаллизации
сплава при 505 °C может образоваться эвтектика a+Si-j-
+ Wz(ALMg5Si4Cu4). Эти данные свидетельствуют о необхо-
димости ступенчатого нагрева под закалку, обеспечивающе-
го растворение упрочняющих фаз и исключающего возмож-
ность пережога.
Термическая обработка сплава, отлитого в землю и ко-
киль, проводится по четырем режимам: Т1 — нагрев при
200+10 °C, 5—8 ч, охлаждение на воздухе; Т5 —нагрев
под закалку ступенчатый: 505+5°C, 4—6 ч + 515±5°С,
4—8 ч, охлаждение в воде (20—100°C), старение при
Таблица XIV.9. Механические свойства при комнатной температуре
(ГОСТ 2685—75)
Способ литья Состояние ов, МПа °о,2’ МПа б5. % НВ
3 Т5 240 170 2,0 55
Тб 250 180 1,5 60
Т7 230 160 2,0 50
к Т1 200 150 1,5 70
Т5 260 190 2,0 70
Тб 270 220 2,0 70
Т7 250 200 2,0 60
д — 260 150 2,0 70
Примечание. Отдельно отлитые образны диаметром 12 мм и плоские
образцы размером 3X10 мм, отлитые под давлением.
348
Таблица XIV. 10. Механические свойства при повышенных
температурах
Состояние + °C гисп’ а , МПа 9, МПа 65, % £, ГПа о100, МПа
Литье в землю
Т5 150 220 170 2 66 170
200 210 160 4 64 130
250 150 130 4 63 55
Тб 150 230 180 3 66 170
200 210 180 4 64 130
250 140 120 4 63 55
Т7 150 210 150 3 64 170
200 170 150 3 64 130
250 130 ПО 4 62 55
Литье в кокиль
Т1 150 180 150 2 — —
200 150 130 5 — —
Т5 150 — — — 66 —
200 — — — 62 —
250 — — — 61 —
Примечания: 1. Вычисленные образцы диаметром 10 мм. 2. В состоянии
Т7 модуль упругости £=64 и 62 ГПА при 150—200 и 250 °C соответственно.
150+5 °C, 10—15 ч, охлаждение на воздухе; Тб — нагрев
под закалку и охлаждение, как по режиму Т5, старение при
170+5 °C, 8—16 ч, охлаждение на воздухе; Т7 — нагрев
под закалку такой же, как по режимам Т5 и Тб, охлажде-
ние в воде при 100 °C, старе-
ние при 230 ±5 °C, 3—5 ч,
охлаждение на воздухе.
Термическую обработку
сплава, отлитого под давлением,
осуществляют по трем режи-
мам: Т1 — старение при 180 +
+5 °C, 5—8 ч; Т2—1—старе-
ние при 245+5°С, 5—8 ч; Т2 —
старение при 280+10сС, 5—
8 ч.
Охлаждение после этих
режимов термообработки осу-
ществляется на воздухе.
Таблица XIV. 11. Механиче-
ские свойства при повышенных
температурах
Состояние ов, МПа б5, %
Т1 270/250 1,7/2,6
Т2—1 250/230 2,5/3,5
Т2 230'210 2,5/3,5
Примечания: 1. Плоские
отдельно отлитые образны, толщи-
ной 3 мм, литье под давлением.
2. В числителе приведень данные,.
полученные при /псп=150 С, в зна-
менателе — при 'псп=200° С.
34»
Технологические свойства. Герметичность сплава близ-
ка к герметичности сплава АЛ2 Склонность к трещинооб-
разованию, линейная и объемная усадки такие же, как у
сплава АЛ4; температура заливки 700°C.
Сплав применяется для изготовления деталей агрега-
тов и приборов, работающих при температуре до 150 °C.
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 характе-
ризуется высокими значениями временного сопротивления
при комнатной температуре, особенно при литье в кокиль
(ов —350+420 МПа), относительного удлинения (6 = 2+
4-5 %), повышенной (о|^= 55+65 МПа) жаропрочностью,
что определяется содержанием меди в сплаве и хорошими
литейными свойствами.
Этот комплекс свойств позволяет отливать из сплава
детали сложной конфигурации, длительно работающие в
условиях повышенных температур. Недостатком сплава яв-
ляется необходимость применения ступенчатого нагрева
под закалку из-за наличия в структуре сплава нескольких
эвтектик с различными температурами плавления.
Фазовый состав сплава в литом состоянии следую-
щий: «-твердый раствор + Si + Mg2Si + CuA12 4- Al3Ti +
-4-W7(Al.YMg5Cu4Si4). Последняя фаза образуется обычно
при медленном процессе кристаллизации, например при
литье массивных деталей. В этом случае в сплаве может
образоваться несколько сложных эвтектик, обусловливаю-
щих различные режимы термической обработки:
1) a+Si-J-Mg2Si+CuA12+IF(AlxMg5Cu4Si4) с темпера-
турой плавления 498 С;
2) a4-ir4-Mg2Si4-CiiAl2+S с температурой плавления
505 °C;
3) a+Si4-Mg2Si с температурой плавления 517°C;
4) a-j-Si-j-CuAl2 с температурой плавления 525°C;
5) cz-|-Si с температурой плавления 577 °C.
Термическая обработка сплава осуществляется по режи-
му Т5 с применением ступенчатого нагрева под закалку.
Для массивных деталей, отлитых в песчаную форму, реко-
мендуется трехступенчатый нагрев: 490+5 °C, 4 ч+500+
+5 °C, 4 чА-510+5 °C, 6 ч, охлаждение в воде (20—100 СС),
старение при 160+5 °C, 8—15 ч, охлаждение на воздухе.
Для деталей, отлитых в кокиль, применяют двухступенча-
то
Таблица XIV. 12.
Механические свойства
при комнатной температуре
по ОСТ 190004—79 (отдельно
отлитые образцы диаметром
12 мм)
Таблица XIV.13. Типичные
механические свойства при комнатной
температуре
О к °в а0.2 б5. % тср НВ
и ч МПа
3 340 250 3,0 240 100
К 370 270 4,0 250 НО
Примечания 1. Выточенные об-
разцы диаметром 10 мм. Состояние Т5.
£ = 70 ГПа, о__г=90 МПа (определяли нэ
гладких образцах на базе 107 циклов),
«н=5 Дж/см2 при литье в землю.
Табл и ц а XIV. 14. Механиче-
ские свойства при повышенных
температурах (выточенные образ-
цы диаметром 10 мм, литье
в землю, Т5)
t °C псп’ %’ МПа 6, % ^юо> МПа
100 300 2,0
150 280 2,5 —
200 260 3,0 130
250 180 3,5 55
300 145 6,0 32.5
Примечание. Выточенные об-
разцы диаметром 10 мм, литье в зем-
лю; состояние Т5.
Способ литья сг МПа б. % НВ
не менее
3 к 300 350 2,0 3,0 90 100
п римечание. Отдельно от-
литые образцы диаметром 12 мм.
Состояние Т5.
тый нагрев под закалку:
515±5°С, 4ч + 525±5°С, 8ч,
охлаждение в воде (20—
100°C), старение при 160±
±5 °C, 8—15 ч, охлаждение
на воздухе.
Механические свойства
при комнатной температуре
по ОСТ 190004—79 и при
повышенных температурах
приведены в табл. XIV. 12—
XIV. 14.
Технологические свойст-
ва. Сплав обладает хорошими
литейными свойствами. Тем-
пература литья 680—760 °C в
зависимости от конфигурации отливок. Линейная усадка
1,0 %. Жидкотекучесть выше, чем у сплава АЛ4, длина от-
литого при 700°C прутка 375 мм; герметичность высокая —
образцы разрушаются без течи под давлением 35 МПа>.
Сплав не склонен к образованию горячих трещин: при ши-
рине кольца 5 мм трещин нет. Коррозионная стойкость
сплава пониженная.
Бор вводят в сплав в виде соли KBF4 при 780—790 °C.
Для получения плотного литья рекомендуется сплав рафи-
нировать аргоном, хлористым марганцем" (МпСБ), обраба-
тывать расплав ультразвуком и модифицировать. Сплав
предназначен для литья в землю и кокиль деталей, работа-
ющих при комнатной и повышенных (до 250 °C) темпера-
турах и высоких давлениях (до 35 МПа).
351
Сплав В124 (высокопрочный с повышенной
жаропрочностью )
Сплав В124 относится к системе А1—Si—Си—Mg с малы-
ми добавками марганца, титана и бора.
Сплав характеризуется высокими значениями ов и о0,2
при комнатной температуре, особенно при литье в кокиль
(<тв=400+430 МПа; о0,2=360+370 МПа), а также повы-
шенной по сравнению со сплавами типа силумин жаропроч-
ностью (о^=60 МПа при литье в кокиль и а^=70 МПа
при литье в землю).
Фазовый состав сплава в литом состоянии следую-
щий: a-твердый pacTBop-j-Si-l-MgsSi-l-CiiAU+AUTi-l-
+ №(ALMg5Cu4Si4).
Термическая обработка сплава, отлитого в песчаные и
металлические формы, производится по режиму Тб с при-
менением ступенчатого нагрева под закалку: двухступен-
чатый режим: 490+5 °C, 4—6 чф-510+5°С, 6—104, охлаж-
дение в воде при 20—100 °C; трехступенчатьтй режим:
490+5 °C, 6—8 чф-500+5°С, 4—6 ч+510+5°С, 4—6 ч, ох-
лаждение в воде при 20—100 °C рекомендуется применять
при наличии массивных (выше 40 мм) участков в деталях
во избежание пережога.
Старение осуществляют по режиму 160+5 °C, 20—24 ч
или по двухступенчатому режиму: 200 °C, 1 чф-160+5 °C,
10—15 ч, охлаждение на воздухе.
Термическая обработка сплава, отлитого под давлени-
ем, производится по четырем режимам в зависимости от
требований, предъявляемых к деталям: Т1—старение при
165+5°С, 8—10 ч, охлаждение на воздухе; Т2—1—старе-
ние при 245+5 °C, 5—8 ч, охлаждение на воздухе; Т4 — на-
Таблица XIV. 15. Механические свойства при комнатной температуре
по ОСТ 190004—79
Вид образцов Способ литья Состоя- ние ов> МПа б. % НВ
не менее
Отдельно отлитые диа- 3 те 340 0,5 НО
метром 12 мм К 400 2,0 120
в 360 0,5 НО
Отдельно отлитые плос- д — 250 1,5 90
кие размером 3X10 мм Т1 260 1,5 100
Т2—1 250 1,5 90
Т4 340 3,5 НО
Т5 380 1,5 115
.352
Таблица XIV.16. Типичные механические свойства при комнатной
температуре
Вид образцов Способ литья Состоя- ние <тв, МПа О0 2, МПа б.<, % и X
Выточенные дна- 3 Тб 346—380 350—370 0,5 НО
метром 10 мм* К Тб 400—430 360—370 2,5 120
То же, 5 мм в Тб 360—400 330—350 0,5—1,0 ПО
Плоские, отдели- д — 250—270 160—180 1,5 90
ные отлитые раз- Т1 260—290 200—240 1,5—2,0 100
мерой 3X10 мм Т2—1 250—290 150—160 1,5—2,5 90
Т4 340—360 230—240 3,5—6,0 110
Т5 380—449 340—390 1,5—3,0 115
* £=75 ГПа, о_1=80 МПа (определяли при консольном изгибе вращающе-
гося гладкого образца на базе 107 циклов).
грев под закалку при 490+5 °C, 2—3 ч, охлаждение в воде
при 20—100 °C; Т5 — нагрев под закалку при 490+5 °C, 2—
3 ч, охлаждение в воде при 20—100 °C, старение при 165+
+ 5 °C, 8—10 ч, охлаждение на воздухе.
Механические свойства сплава при комнатной темпера-
туре по ОСТ 190004—79 и при высоких температурах при-
ведены в табл. XIV. 15—XIV. 17.
Коррозионная стойкость сплава В124 ниже, чем у спла-
ва АЛ4М. Защита сплава от коррозии проводится в зави-
симости от условий эксплуатации в соответствии с сущест-
вующими инструкциями.
Таблица XIV. 17. Типичные механические свойства при высоких
температурах
Вид образцов Способ лить я f °C гисп’ ов, МПа б, % о100, МПа
Выточенные диаметром 3 200 300 1,0 150
10 мм без литейной кор- 250 220 1,5 70
ки 300 130 2,5 40
к 200 310 3,5 140
250 210 4,0 60
300 140 6,0 35
Выточенные диаметром В 200 300 4,0 —
5 мм 250 250 4,0 —
300 140 5,0 —
Примечание Состояние Тб <Т(),2 100 = 110 и 55 МПа для образцов диа-
метром 10 мм, отлитых в землю при 200 и 250 °C соответственно.
23—834
353
Технологические свойства. Сплав обладает хорошими
литейными свойствами. Бор вводят в сплав путем замеши-
вания в расплав соли KBF4 из расчета 0,1 % соли от массы
шихты при 780—790°C. Температура литья 690—740°C, ли-
нейная 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 под давлением 29 МПа. Для получе-
ния плотного литья рекомендуется рафинировать сплав
хлористым марганцем, аргоном, или обрабатывать расплав
ультразвуком и модифицировать. Сплав сваривается аргон-
но-дуговой сваркой.
Основное назначение сплава В124 — литье в кокиль де-
талей турбин и вентиляторов, работающих при температу-
рах до 250 °C, больших числах оборотов и окружной скоро-
сти до 320 м/с. Хорошие литейные свойства сплава позво-
ляют успешно применять его для литья по выплавляемым
моделям, для изготовления деталей методом полужидкой
штамповки и методом литья под давлением.
Сплав АЛ 19 (с высокой прочностью при 20 °C
и повышенной жаропрочностью)
Сплав АЛЮ относится к системе А1—Си—Мп с добавкой
титана (до 0,35%)- Сплав характеризуется высокими ме-
ханическими свойствами при комнатной температуре (ав =
= 3404-360 МПа, 6=44-6%), хорошей жаропрочностью
°3wo =65 МПа), хорошо обрабатывается резанием и сва-
ривается. Механические свойства сплава при комнатной и
повышенных температурах приведены в табл. XIV. 18—
XIV.22.
Недостатки сплава АЛЮ — пониженные литейные свой-
ства, герметичность и коррозионная стойкость.
Фазовый состав в литом состоянии следующий: «-твер-
дый раствор меди и марганца в алюминии+СиА12+
Т а блиц а XIV. 18. Механические свойства при комнатной температуре
(ГОСТ 2685—75)
Способ литья Состояние ов, МПа в. % НВ
з, о, в, к Т4 300 8 70
з, о, в, к Т5 340 4 90
3 Т7 320 2 80
Примечание Отдельно отлитые образцы диаметром 12 мм.
354
Таблица XIV.19. Типичные механические свойства при комнатной
температуре (отдельно отлитые образцы диаметром 12 мм)
Способ литья Состояние Е, ГПа G, ГПа %’ МПа оо 2, МПа Сб. % ан, Дж/см2
3 Т4 70 25 000 320 200 10,0 80 10
Т5 70 26 000 370 280 5,0 100 8
Т7 72 — 300 200 3,0 90 —
к Т4 — —— 320 220 12,0 90 —
Т5 — — 280 300 6,0 ПО —
Примечание. Отдельно отлитые образцы диаметром 12 мм.
* а_х=70 МПа определили при чистом изгибе вращающегося образца на ба-
зе 2-107 циклов.
+7(Ali2Mn2Cu)+Al3Ti, при наличии в сплаве допустимых
примесей кремния и железа образуется фаза AlSiMnFe.
Увеличение содержания примеси кремния до 0,5 % в спла-
ве приводит к снижению жаропрочности сплава за счет уве-
Таблица XIV.20. Типичные механические свойства при высоких
температурах (литье в землю)
к о о о н °в П0,2 бю, % * °100’ ** °0,2/100 ** °0.2/100 ** °0,2/2000
<3 = S МПа МПа
Т4 175 270 180 4,9 180 130 (90)
200 270 180 3,0 150 95 50 45
250 180 100 5,0 НО 65 30 28
300 140 70 5,0 60 45 25 20
350 80 50 8,0 35 — — —
Т5 175 280 230 4,0 185 130 (90) — —
200 280 220 3,0 150 95 50 45
250 200 160 4,0 115 65 30 28
300 150 100 5,0 65 45 25 20
350 80 60 8,0 35 — — —
Т7 175 260 160 4,0 170 — — —
200 240 150 5,0 150 — — —
250 190 130 6,0 НО — — —
300 160 НО 8,0 60 — — —
350 120 90 7,0 35 — — —
* Образцы диаметром 10 мм.
** Образцы точеные диаметром 8 мм из отдельна отлитых образцов диамет-
ром 12 мм. О02 определяли по остаточной деформации 0,1 %. В скобках указа-
ны значения од,2/100 по общей деформации.
23*
355
Таблица XIV.21. Длительная прочность, МПа
Со- стоя- ние ^исп’ °C <4 о5 О10 ^2 0 ^50 Оюо °50 0 000 ^2000
Т4 200 190 180 170 165 150 125 по 100
250 — 140 130 120 115 ПО 75 60 55
300 — 90 80 75 66 60 45 35 30
350 — 60 55 50 45 35 — — —
Т5 200 245 200 190 180 175 155 — — —
250 — 150 135 130 125 115 — — —
300 но 90 80 75 70 65 — — —
350 — 60 55 50 45 35 — — —
Примечание. Отдельно отлитые образцы диаметром 10 мм, литье в зем-
лю. При 400 °C 01=25 МПа.
личения скорости диффузионных процессов и обеднения
твердого раствора марганцем. При содержании железа свы-
ше 0,3 % твердый раствор обедняется марганцем и медью,
что приводит к снижению прочности сплава. Наличие маг-
ния даже в очень малых количествах (>0,05 %) приводит
к резкому снижению свариваемости, пластичности сплава
и пережогу при термической обработке за счет образования
фазы S(Al2CuMg) и тройной эвтектики a+Si + S с темпе-
ратурой плавления 507 °C.
Применяются три режима термической обработки: Т4,
Т5, Т7. Режим Т4 — двухступенчатый нагрев под закалку
(чтобы исключить возможность пережога отливок), I сту-
пень— нагрев при 530+5 °C, 5—9 ч; II ступень — нагрев
при 345+3 °C, 5—9 ч (длительность выдержки зависит от
толщины стенок и конфигурации отливок).
В печах, обеспечивающих перепад температур не более
+3 °C, разрешается применять одноступенчатый нагрев под
закалку при 545+3 °C, 10—12 ч. Охлаждение в обоих слу-
чаях в воде при 20—100 °C.
Таблица XIV.22. Механические свойства при низких температурах
Состоя- ние / °C гисп’ ов, МПа б5. % Состоя- ние / °C гисп’ ов, МПа с5, %
Т4 —40 —70 300 300 9,5 9,5 Т5 —40 —70 340 346 7,5 7,5
Примечание. Отдельно отлитые образцы диаметром 10 мм, литье в
землю
356
Рис. XIV. 1. Электронно-микроскопно
ческая структура сплава АЛ 19 в
состоянии:
а — закаленном и состаренном при
175 °C, 3 ч; б — закаленном и сос-
таренном при 225 С, 10 ч; в — за-
каленном и состаренном при 250 ° С»
10 ч
Режим Т5 — закалка та же, что и по режиму Т4, старе-
ние при 175+5 °C, 3—6 ч, охлаждение на воздухе.
Режим Т7 — нагрев под закалку тот же, что для режи-
мов 74 и Т5, охлаждение в воде при 80—100 °C; старение
при 250±10°С, 3—10 ч, охлаждение на воздухе.
Исследование тонкой структуры сплава АЛЮ в зависи-
мости от температуры старения показало следующее:
1) легирование двойного сплава марганцем значитель-
но заторможивает распад твердого раствора, повышает ус-
тойчивость зон ГП. Наибольшей прочностью обладает
сплав, состаренный при 175 °C, когда в структуре наблюда-
ется большое количество зон ГП2 (рис. XIV.2, tz);
2) повышение температуры старения (250—300°C) при-
водит к заметному группированию зон ГП2 с последующей
перестройкой структуры — образованием метастабильной
О'-фазы и стабильной фазы 0СиА12, что сопровождается не-
торым снижением ов сплава при комнатной температуре
(рис. XIV. 1,6, в);
3) наличие микрогетерогенности большой плотности в
зернах твердого раствора за счет наличия мельчайших ча-
стиц фазы А12Мп2Си, обладающих сравнительно малой
склонностью к коагуляции при повышенной температуре,
357
обеспечивает сплаву высокую сопротивляемость ползуче-
сти при воздействии высоких температур и нагрузок.
Коррозионная стойкость сплава АЛЮ пониженная.
Технологические свойства. Сплав обладает удовлетвори-
тельными литейными свойствами. Температурный интервал
кристаллизации 650—548 °C, температура литья в зависи-
мости от конфигурации отливок 700—750°C; линейная
усадка 1,25%. Жидкотекучесть выше, чем у сплава АЛ7:
длина отлитого при 700 °C прутка равна 205 мм. Герметич-
ность пониженная, образцы дают течь при давлении
70 МПа. Сплав склонен к образованию горячих трещин и
рыхлот: первая трещина образуется при ширине кольца
32,5 мм. Для повышения плотности отливок необходимо
предусматривать усиленное питание в процессе кристалли-
зации отливок, применение податливых стержней, охлаж-
дение массивных мест отливок, рассредоточенный подвод
металла, а также обеспечивать плавные переходы в сече-
ниях стенок детали.
Рафинирование от газовых и окисных включений реко-
мендуется проводить хорошо просушенным хлористым мар-
ганцем или вакуумированием расплава. Сплав хорошо об-
рабатывается резанием. Возможна аргонно-дуговая и газо-
вая заварка дефектов.
Сплав предназначен для литья деталей, работающих
при температурах до 300 °C, и для силовых деталей, рабо-
тающих при комнатной и пониженных температурах с вы-
сокими вибрационными нагрузками.
Сплав АЛЗЗ (с высокой жаропрочностью)
Сплав АЛЗЗ относится к системе А1—Си—Мп—Ni с малы-
ми добавками церия (до 0,3 %) и циркония (до 0,2 °/о). Он
характеризуется высокой жаропрочностью при 300°C, зна-
чительно превышающей жаропрочность отечественных и за-
рубежных литейных алюминиевых сплавов (сфю = 90 МПа),
Таблица XIV.23. Механические свойства при комнатной температуре
по ГОСТ 2685—75
Состояние О , МПа бь. % НВ
Т4 230 2,5 80
Т5 260 1,5 85
Примечание Диаметр образцов 12 мм, литье в землю, кокиль.
358
Таблица XIV.24. Типичные механические свойства при комнатной
температуре
Термо- обра- ботка °В’ МПа °0,2’ МПа б5, % НВ Термо- обра- ботка °В’ МПа %. 2’ МПа б5. % нв
Т4 250 150 3,0 85 Тб 300 1,0 100
Т5 280 180 2,0 90 Т7 250 — 2,0 80
Примечание. Диаметр образцов 12 мм, литье в землю. С = 70 ГПа, G—
= 26 ГПа. О_|=75 МПа в состоянии Т5 определяли на базе 2-Ю7 циклов. В со-
стоянии Т4 ан=3 Дж/см2.
достаточно высокими герметичностью и прочностью при
комнатной температуре (ов = 2604-280 МПа), относитель-
ном удлинении 1,5-—3,0 % (табл. XIV.23—XIV.25).
Фазовый состав в литом состоянии следующий: сх-твер-
дый раствора меди и марганца в алюминии4-СиА12-Ь
•FТ(А112МП2С11) -F АЦСеТ ТNi (Al6Cu3Ni)+Al3Zr. При на-
личии в сплаве железа выше 0,3 % образуются фазы
AlCuFeMn и AlgNiFe; повышенное (>0,3%) содержание
кремния приводит к образованию фазы Ali0Mn2Si. Образо-
вание фаз с кремнием и железом приводит к уменьшению
концентрации меди и марганца в твердом растворе и сни-
жению механических свойств при комнатной и повышенных
температурах. Только в случае образования фазы AlgNiFe
(при соотношении никеля к железу 1:1) наблюдается не-
которое повышение ов за счет увеличения содержания ме-
ди в твердом растворе. Кроме того, при наличии в сплаве
Таблица XIV.25. Типичные механические свойства при высоких
температурах
Состояние / сс ‘псп’ ов, МПа о0 2, МПа б10. % о100, МПа
Т4 150 250 3,0 200
200 220 — 5,0 160
250 180 110 5,0 140
300 150 90 4,5 90
350 80 50 8,0 45
Т5 250 210 150 2,0 140
300 160 100 2,5 90
350 100 70 5,0 45
Примечание. Диаметр образцов 10 мм, литье в землю. Модуль упруго-
сти равен 60 и 50 ГПа в состоянии Т4 при 250 и 300 °C соответственно.
359
кремния выше 0,3 °/о может образоваться тройная эвтек-
тика c6+CuA12+AIioMn2Si с температурой плавления 525—
520 °C, что может привести к пережогу при нагреве под за-
калку.
Недостатки сплава — несколько пониженные литейные
свойства и коррозионная стойкость.
Применяют четыре режима термической обработки.
Режим Т4: в печах с большим перепадом температур во
избежание пережога отливок применяют двухступенчатый
нагрев под закалку: загрузка в печь при температуре не
300 С; первая ступень — нагрев при 535+5 °C, 5—9 ч, вто-
рая ступень — нагрев при 545+| °C, 5—9 ч. Термическое
оборудование, обеспечивающее перепад температуры не бо-
лее +3 °C, позволяет применять одноступенчатый нагрев
под закалку и при 545+g °C в течение 12 ч. Охлаждение
в обоих случаях осуществляют в воде при 20—100°C. От-
ливки сложной конфигурации или тонкостенные для пред-
отвращения коробления рекомендуется охлаждать в кипя-
щей воде.
Режим Т5: закалка та же, что и по режиму Т4, старе-
ние при 175 °C, 3-—6 ч, охлаждение на воздухе.
Режим Тб: закалка та же, что и по режиму Т4, старе-
ние при 225 °C, 3—10 ч, охлаждение на воздухе.
Режим Т7: закалка та же, что и по режиму Т4, старение.
250 °C, 3—6 ч, охлаждение на воздухе.
Легирование никелем, церием и цирконием приводит по
сравнению со сплавом АЛЮ к большему торможению про-
цесса распада твердого раствора и значительному повыше-
нию устойчивости зон ГП. Поэтому максимальное упроч-
нение сплава достигается старением при 225 °C. В структу-
ре твердого раствора сохраняется большое количество зон
ГП (рис. XIV.2,а). Повышение температуры старения вы-
зывает медленное изменение тонкой структуры, при этом
в течение длительного периода сохраняются (до 300 °C)
зонная стадая распада твердого раствора (рис. XIV.2, б).
Наличие тугоплавкой фазы Al6Cu3Ni и сложной тугоплав-
кой эвтектики (рис. XIV.2, в), не изменяющих своей формы
кристаллизации при длительном воздействии повышенных
температур, также оказывает благоприятное влияние на
жаропрочность сплава (см. табл. XIV.25).
Коррозионная стойкость сплава пониженная, близкая к
стойкости сплава АЛЮ.
Технологические свойства. Сплав обладает удовлетвори-
тельными литейными свойствами. Температурный интервал
кристаллизации 640—560°С, температура литья в зависи-
360
Рис. XIV.2. Электронно-микроско-
пическая структура сплава АЛЗЗ в
состоянии:
а — закаленном и состаренном при
225 °C, 3 ч; б — закаленном и сос-
таренном при 300 °C, 10 ч; в — зака-
ленном и состаренном при 350 °C.
6 ч (выделение сложной эвтектики).
XI0000 (а, б); X27000 (в)
мости от сложности отливки 700—730 °C. При литье рекои
мендуется применять рассредоточенный подвод металла,
стержни, предотвращающие напряженную усадку сплава*.
Линейная усадка 1,25 %. Жидкотекучесть сплава удовлет-
ворительная (выше, чем у сплава АЛЮ) —длина отлитого
при 700 °C прутка составляет 240 мм.
Герметичность сплава удовлетворительная; образцы раз-
рываются без течи под давлением 20 МПа. Сплав склонен
к образованию горячих трещин: первая трещина образует-
ся при ширине кольца 30 мм.
Рафинирование рекомендуется проводить хорошо просу-
шенным хлористым марганцем или вакуумированием рас-
плава; при введении циркония в сплав в виде соли фтор-
цирконата калия (ОСТ 4823—72) достигается дополнитель-
ное рафинирование расплава.
Обрабатываемость сплава резанием хорошая. Возможна
заварка дефектов аргонно-дуговой сваркой.
Сплав АЛЗЗ предназначен для изготовления деталей,,
длительно работающих при температурах до 350 °C.
361
Сплав АЦР1У (с высокой жаропрочностью,
литье в землю и кокиль)
Сплав АЦР1У имеет еще более устойчивую многофазную
структуру, чем сплав АЛЗЗ. Он относится к сплавам эвтек-
тического типа, поэтому обладает высокими литейными
свойствами, практически такими же, как у сплавов АЛ2,
АЛ9, АЛ4 [15].
Однако по значениям жаропрочности (табл. XIV.26)
сплав АЦР1У превосходит эти сплавы в 3—4 раза =
= 100-4-110 МПа, Oiqo=40 МПа). Сплав АЦР1У не скло-
нен к образованию горячих трещин и обладает высокой
жидкотекучестью, что позволяет отливать из него тонко-
стенные детали сложной конфигурации.
Сплав применяют после термической обработки по ре-
жиму Т1: нагрев при 250 °C, 10—15 ч, охлаждение на воз-
духе.
Механические свойства сплава АЦР1У при комнатной
температуре по ОСТ 1—90237—76 (отдельно отлитые об-
разцы диаметром 12 мм, литье в землю и в кокиль) следу-
ющие: ов = 160 МПа, 65= 1,0 %, НВ 65 в литом состоянии
и Ов=180 МПа, 65=1 %, НВ 70 в состоянии Т1. Типичные
механические свойства этого сплава в состоянии Т1 следу-
ющие: Е=70 ГПа, 6=26 ГПа, <тБ=20 МПа, 00,2= 180 МПа,
<б5=1 %, о—1=70 МПа. У образцов, полученных полужид-
кой штамповкой, в состоянии Т1 ов=230 МПа, ао,2 = МПа,
«5 = 2%-
Коррозионная стойкость сплава пониженная, однако
выше, чем стойкость сплава АЛ7.
Таблица XIV.26. Типичные механические свойства при высоких
и низких температурах
^ИСП’ °C ов, МПа о0 2. МПа % о100, МПа
100 185 175 0,2
200 155 120 0,3 —
300 115 90 1,2 90
350 — — — 55
400 70 50 2,0 35
—70 215 — 0,4 —
— 196 270 — 0,3 —
Примечание. Диаметр образцов 10 мм, литье в землю и кокиль Состоя-
ние TI Oq 2/юо 11 МПа при 350 и 400 °C соответственно (по остаточной
деформации).
362
Технологические свойства. Сплав обладает хорошими
литейными свойствами. Температурный интервал кристал-
лизации 637—603°C, температура литья 710—730 °C, ли-
нейная усадка 1,2%. Жидкотекучесть высокая (такая же,
как у сплавов АЛ4 и АЛ9); длина отлитого при 700°C
прутка 360 мм. Герметичность высокая: образцы выдержи-
вают без течи давление более 20 МПа. Сплав мало скло-
нен к образованию горячих трещин: при ширине кольца
5 мм трещины не образуются. Рафинирование рекоменду-
ется проводить хлористым марганцем. Обрабатываемость
резанием удовлетворительная. Сплав сваривается аргонно-
дуговой сваркой.
Сплав применяют для изготовления деталей, длительно
работающих при 350—400 °C и давлении до 20 МПа.
Глава XV. ВЫСОКОПРОЧНЫЕ
И ГЕРМЕТИЧНЫЕ СИЛУМИНЫ 1
Характер упрочнения
К числу герметичных литейных алюминиевых сплавов от-
носятся сплавы на основе системы А1 — Si: АЛ2, АЛ9,
АЛ9—1, АЛ4, А Л 34, В АЛ 8. Сплавы содержат большое ко-
личество (>»60%) эвтектики и имеют малый интервал
кристаллизации.
Такие сплавы обладают оптимальным сочетанием ли-
тейных свойств, обеспечивающих хорошее заполнение фор-
мы, высокую герметичность и отсутствие горячих усадочных
трещин.
В табл. XV. 1 приведены данные, показывающие зави-
симость механических свойств сплавов на основе системы
А1— Si от состава легирующего комплекса.
Повышение прочностных характеристик сплавов А1 —
Si достигается при усложнении композиции сплавов и ко-
личественного увеличения тех или иных легирующих эле-
ментов.
Низкая прочность двойных сплавов А1 — Si обусловле-
на тем, что в этой системе отсутствуют легко зарождающи-
еся промежуточные выделения метастабильных фаз.
В то же время равновесные частицы, некогерентные с
матрицей, обладают высокой поверхностной энергией и
Авторы: М. Б. Альтман, Н. С. Постников.
363
Таблица XV. 1. Химический состав и минимальные механические
(литье в кокиль, режим Т5)
Марка сплава Основные компоненты, %
Si Mg 1 Ti другие
АЛ2 АЛ9 АЛ 9—1 АЛ34 АЛ4 ВАЛ8 10,0—13,0 6,0—8,0 7,0—8,0 6,5—8,5 8,0—10,5 7,0—8,5 0,2—0,4 0,25—0,4 0,35—0,55 0,17—0,30 0,2—0,45 0,08—0,15 0,1—0,3 0,1—0,25 0,15—0,40Ве 0,20—0,35Мп 2,5—3,5Си; 0,5—l,0Zn; 0,1—0,25Ве
критический размер зародыша должен быть большим, что
препятствует выделению мелкодисперсных частиц. Поэтому
«структура двойных сплавов грубая, игольчатая, а плотность
выделений мала.
Характер кривых растворимостей кремния и силицида
магния (Mg2Si) в алюминии примерно идентичен. Однако
«старение двойных сплавов А1 — Si эффекта не дает, тогда
как тройные сплавы А1 — Si — Mg в процессе старения
имеют значительную склонность к упрочнению [1].
Максимальный эффект от термической обработки спла-
вов достигается при содержании в них около 2 % фазы
Mg2Si. При этом предельная растворимость Mg2Si в алю-
минии при температуре закалки 540°C составляет 1,2—
1,3 %. Эффект старения тройных сплавов наблюдается уже
при содержании 0,2 % Mg2Si. С увеличением количества
Mg2Si повышаются твердость, временное сопротивление и
предел текучести, а относительное удлинение уменьшается.
Это объясняется тем, что двойной твердый раствор значи-
тельно менее устойчив, чем тройной твердый раствор.
Кроме того, в двойных сплавах типа силумин продуктами
распада a-твердого раствора являются крупные частицы
.элементарного кремния, тогда как продуктами распада
тройных сплавов системы А1 — Si — Mg являются исключи-
тельно дисперсные частицы метастабильной |3' (Mg2Si)-фа-
зы [2]. Такие частицы при повышенных температурах до-
статочно устойчивы, тогда как частицы элементарного
кремния проявляют большую склонность к укрупнению и
сфероидизации, поскольку кремний имеет повышенный
коэффициент диффузии. Для уменьшения вредного влияния
железа и повышения жаропрочности в сплавы А1 — Si —
S64
свойства герметичных сплавов
Fe (примесь), %, не более Ов, МПа б. %
1,0 150 4,0
0,6 210 2,0
0,3 270 4,0
0,6 340 4,0
0,6 240 3,0
0,4 400 4,0
основе системы А1 — Si — Mg
Mg вводят марганец (АЛ4).
Дальнейшее легирование
сплавов системы А1—Si—Mg
титаном повышает прочность
(сплав АЛ9-1, табл. XV.2),
но более эффективно влия-
ние комплекса добавок ти-
тана и бериллия (АЛ34).
Наиболее высокий уро-
вень оптимальных механи-
ческих свойств был получен
[3—5] в процессе многоком-
понентного макро (медь,
цинк)- и микролегирования
(бериллий,титан) сплавов на
(ВАЛ8).
Было установлено, что колебание содержания кремния,
бериллия и титана в пределах химического состава сплава
ВАЛ8 практически не влияет на уровень механических
свойств. Наиболее высокий уровень прочностных характе-
ристик обеспечивается при содержании меди и цинка (рис.
XV. 1, 2) ближе к верхнему пределу, а максимальное влия-
ние на относительное удлинение оказывает магний (табл.
XV.3).
Эффект упрочнения сплава в основном зависит от со-
держания меди, магния и температурно-временных пара-
метров старения (табл. XV.4).
Цинк не оказывает заметного влияния на кинетику ста-
рения сплава, так как способствует зонному упрочнению,
в то время как медь и магний участвуют в процессе старе-
Таблица XV.2. Типичные свойства сплава АЛ9—1
(по данным Н. П. Стромской)
Способ литья; *ИСП’ °с Е, ГПа ип.ц %,2 % б5 ip
термооб- работка МПа %
К; Тб 20 72 190 240 320 7 14
150 66 160 200 240 12 32
200 63 150 180 200 6 36
250 57 100 120 130 6 47
3; Т5 20 71 100 150 270 5 23
150 72 120 150 210 15 21
200 66 130 170 210 6 23
250 63 НО 130 140 4 33
365
ния в образовании метастабильных ультрадисперсных уп-
рочняющих фаз.
Одной из основных задач оптимизации состава являет-
ся установление зависимости между свойствами сплава и
количеством избыточных фаз, наличие которых свидетель-
ствует о том, что компоненты не полностью участвуют в
формировании оптимальных свойств сплава, поэтому ко-
личество избыточных фаз в структуре следует рассматри-
вать как критерий оптимального легирования.
Qu°/<,(no пассе)
Рис. XV. 1. Влияние меди на
механические свойства спла-
ва ВАЛ8
Рис. XV.2 Влияние цинка на
механические свойства спла-
ва ВАЛ8 при содержании
1,5 (1) и 3,5 % (2) Си
С учетом эффективности комплексного макролегирова-
ния медью, цинком, магнием сплавов системы А1 —Si по-
строены диаграммы (рис. XV.3) состав — свойства для об-
ласти концентраций меди 1,2—5,6%, цинка 0—1,5%, маг-
ния 0—1,5 %.
Анализ приведенных на рис. XV.3 кривых показывает,
что совместное введение меди и цинка обеспечивает наи-
больший прирост прочности при сохранении величины от-
носительного удлинения на высоком уровне и является бо-
Таблица XV.3. Влияние магния на механические свойства
сплава ВАЛ8Т5
Содержание Msf, % ов, МПа °0,2’ МПа б, %
0,09—0,12 424 382 4,3
0,17—0,20 431 398 5,1
0,25—0,28 446 385 7,6
0,38—0,45 407 374 4,3
366
Си
Zn Zn,%
Рис. XV.3. Изолинии GB, МПа (а) и 6, % (б) в зависимости от содержания меди,
цинка, магния на развертке тетраэдра исследованной области концентраций спла-
ва Al—Si—Си—Zn—.Mg
367
Таблица ХУЛ. Механические свойства сплава BAJI8 в зависимости
от режимов старения
Термообработка ав, МПа б, %
Литое состояние 223/192 3,0/1,4
250 °C, 4 ч 227/191 3,6/1,3
Т4 (450 °C, 4 ч+ 500 °C, 4 ч + 510°С, 382/287 11,0/2,5
6 ч)
Т4+160°С, 6 ч 403/— 10,1/—
Т4+160°С, 8 ч 394/359 5,6/2,5
Т4+160°С, 10 ч 415/— 6,8/—
Т44-160 °C, 12 ч 410/— 6,0/—
Т4 + 200°С, 4 ч 391/— 7,6/-
Т4+230 °C, 4 ч 340/— 5,8/—
Т4+250°С, 4 ч 339/— 6,2/—
Т4+250°С, 6 ч 281/232 7,8/2,3
ТА+ 300 °C, 4 ч 217/— 11,5/—
Т4 4-200 °C, 1 ч+175°С, 2 ч 411/359 4,8/0,9
Т4+160°С, 8 ч4-120 °C, 4 ч 409/— 7,8/—
Примечание. В числителе приведены значения для вырезанных образцов
диаметром 5 мм (литье в кокиль), в знаменателе—для образцов диаметром
12 мм (литье в песчаную форму).
лее целесообразным по сравнению с повышением свойств
за счет количественного увеличения только одной меди.
Цинк полностью фиксируется в твердом растворе, и не
образует в противоположность меди фаз, избыток которых,
располагаясь по границам зерен, приводит к охрупчиванию.
При этом, что тоже важно, при сохранении пластичности
одинаковая прочность обеспечивается при меньших содер-
жаниях магния.
Характер кривых на рис. XII.3 позволяет достаточно чет-
ко проследить за изменениями механических свойств в за-
висимости от суммарного воздействия меди, цинка и маг-
ния. Сопоставление кривых одинаковых значений прочно-
сти и относительного удлинения позволяет определить кон-
центрационную область на диаграмме для сплава с опти-
мальными свойствами.
Анализ распределения меди и цинка в структуре сплава
(метод микрозондирования) показал, что цинк полностью
входит в твердый раствор. Результаты локального рентге-
носпектрального анализа и сканирования указывают на
равномерное распределение цинка и меди в сс-твердом рас-
творе.
368
Результаты рентгенофазового анализа показали, что
увеличение меди в сплаве вызывает уменьшение периода
решетки a-твердого раствора с 0,4033 до 0,4026 нм, период
же кремниевой фазы (0,5421 нм) не изменяется, так как
медь (rCu =0,128 нм, гА1 =0,143 нм, г si =0,134 нм), пе-
риод решетки которой значительно меньше периода ре-
шетки алюминия, входит в состав твердого раствора на
основе алюминия и не растворяется в кремнии.
Электронно-микроскопический анализ общей картины
распада пересыщенного ос-твердого раствора показал, что
оптимальная плотность и размер продуктов распада на-
блюдаются после старения при 160°C. Дальнейшее повы-
шение температуры до 180 °C приводит к увеличению раз-
мера, частично потере когерентности, к появлению нерав-
номерности распределения продуктов распада и снижению
механических свойств.
На основе экспериментальных данных выбран такой
режим термической обработки (закалка и старение при
160 °C, 8 ч), при которой формируется структура, обеспе-
чивающая оптимальный комплекс свойств, хотя некоторые
из них при этом ниже своего предела.
При исследовании влияния режимов термической обра-
ботки многокомпонентных силуминов различного состава
(табл. XV.5) установлено значительное повышение свойств
(особенно пластичности) сплавов, содержащих бериллий.
Таблица XV.5. Механические свойства сплава ВАЛ8 после различных
режимов термообработки
Термообработка ов, МПа % 2, МПа 6, %
ВАЛ8 с 0,2 % Be
Без термообработки 270 213 4,2
Т4 401 272 15,8
Т4 + 160°С, 8 ч 430 342 11,8
Т4+160°С, 20 ч 459 371 7,6
ВАЛ8 без бериллия
Без термообработки 265 247 2,2
Т4 375 265 8,2
Т4+160°С, 8 ч 381 335 3,0
Т4+160°С, 20 ч 421 349 3,6
24—834
369
Характерно, что значения предела текучести обоих спла-
вов (табл. XV.5) практически не отличаются, что свиде-
тельствует об отсутствии влияния бериллия на кинетику
старения; это подтверждают и электронно-микроскопичес-
кие (фольга) исследования параметров тонкой структуры.
Фазовый состав и параметры тонкой структуры сплава
ВАЛ8Т5 с 0,2 % Be и без него следующие: фазы — упроч-
нители |3//(Mg2Si), S'(Al2CuMg), 0'(CuA12); длина частиц
30—40 нм; диаметр частиц 7—10 нм; межчастичное рассто-
яние 30—40 нм; плотность выделений (4н-6) • 1016 см-3.
Электронный макродифракционный анализ (проведен
совместно с В. С. Золоторевским и Д. Т. Бакировым) поз-
волил установить, что, помимо матричных рефлексов, на-
блюдаются слабые по интенсивности фазовые рефлексы,
идентифицированные, как полученные от частиц метаста-
бильных фаз р" (моноклинная, а = 6=0,616 нм, с=0,71,
нм, у = 82°), S' (орторомбическая, tz=0,405 нм, 6 = 0,906,
нм, с = 0,72 нм), 0'(тетрагональная, а=Ь=0,404 нм, с=
= 0,58 нм), плотность распределения (метод секущих) ко-
торых, размер и межчастичное расстояние в обоих сплавах
практически одинаковы.
Пластифицирующее влияние бериллия (см. табл. XV.5)
объясняется его модифицирующим влиянием на морфоло-
гию кристаллизации кремния и Al3Fe [6], уменьшающим
роль последних как концентраторов напряжений.
Вместе с тем было замечено, что структура силуминов
с бериллием становится крупнозернистой. Влияние берил-
лия как поверхностно-активного металла на размер зерна
проявляется в том, что, адсорбируясь на гранях растущих
кристаллов, он препятствует их росту до того, как они до-
стигнут критического размера. Таким образом, число устой-
чивых зародышей уменьшается. Поэтому в алюминиевые
сплавы, содержащие бериллий, необходимо вводить эффек-
тивные модификаторы — титан, цирконий.
Образование стойкой двойной окиси бериллия с маг-
нием (защитное действие) обнаружено при изучении окис-
ляемости силуминов, которое проводилось на шлифах, вы-
держанных в воздушной атмосфере электропечи при 500 °C,
в течение 3 ч.
На поверхности алюминиевых сплавов, содержащих маг-
ний, цинк и другие химически активные элементы, образу-
ется пористая рыхлая пленка окиси, не способная защищать
сплав от взаимодействия с окружающей атмосферой.
Защитное действие бериллия основано на том, что его
окисная пленка имеет отношение молекулярного объема
370
Таблица XV.6. Коррозионная стойкость сплавов ВАЛ8 и В124
в различных средах
Марка сплава Состав сплава, % Потери Ов, %
ВАЛ8 3 %-ный раствор NaCl 4- 0,1 % Н2О2 0,8Si, 3,0Cu, l,0Zn, 0,3Mg, 0,2Ti, 0,25Fe, 5,7/5,0
В124 0,25Be 8,0Si, 3,0Cu, 0,3Mg, 0,25Mn, 0,01 B, 0,25Fe 9,2/5,6
ВАЛ8 Солевой туман 8,0Si, 3,0Cu, l.OZn, 0,3Mg, 0,2Ti, 0,25Fe, 11,7/6,6
В124 0,25Be 8,0Si, 3,0Cu, 0,3Mg, 0,25Mn, 0,01 B, 0,25Fe 12,0/8,9
П р и м е ч а н и e. В числителе приведены данные для образцов с литейной
коркой, в знаменателе — без нее.
пленки к атомному объему металла, из которого она воз-
никла, больше единицы и поэтому характеризуются высокой
стойкостью и плотностью.
Анализ структуры показал, что в сплаве, не содержащем
бериллия, кристаллы кремния окружены сплошной сеткой
плотных окисных образований. Зерна твердого раствора
окисляются от периферии к центру. В центре зерен имеют-
ся зоны, свободные от крупных окисных образований.
В сплаве с 0,1 °/о Be окисление происходит в меньшей
степени, а в сплаве с 0,3 % Be оно практически отсутствует,
так как кинетика окисления сплавов с бериллием подчиня-
ется параболическому закону и носит затухающий характер,
а величина относительного привеса в результате окисления
снижается в несколько раз, что способствует повышению
прочности границ раздела.
Пассивирующее влияние бериллия находит отражение в
снижении потерь прочности после коррозионных испытаний
(табл. XV.6) сплава ВАЛ8 по сравнению со сплавом В124.
При рассмотрении свойств сплавов типа силумин необхо-
димо указать на специфическую роль железа, содержание ко-
торого как примеси в промышленных сплавах составляет
обычно не менее 0,2—0,4 %. В твердом алюминии железо
растворяется от 0,02 % при комнатной температуре и до
0,1 % при температуре закалки. Казалось бы, что оно суще-
ственного влияния на эффект термической обработки ока-
зать не может. Однако особенность влияния примеси железа
заключается в том, что оно образует соединение Al3Fe, кото-
24*
371
рое кристаллизуется в форме пластин, и служит концентра-
тором напряжений и анодом по отношению к твердому рас-
твору.
Повышенное содержание железа способствует увеличе-
нию гетерогенизации структуры и снижает эффект действия
легирующих элементов при термической обработке сплавов.
Поэтому проблема обезжелезнения алюминиевых сплавов
или модифицирования железосодержащих фаз имеет не
только материаловедческое, но и экономическое значение.
Для нейтрализации вредного влияния железа в алюми-
ниевые сплавы вводят добавки марганца (АЛ4), хрома и
и некоторых других элементов [1]. При введении этих доба-
вок, образуются четырехкомпонентные химические соедине-
ния типа AlFeSiMn, AlFeSiCr, кристаллизующиеся в ком-
пактной форме. Однако, чтобы получить желаемый эффект,
требуется сравнительно большое количество марганца и хро-
ма [Fe:Mn(Cr) = l : 1], что при повышенном содержании
железа приводит к сильному изменению химического и фа-
зового состава. Тем не менее добавка марганца в сплаве
АЛ4 позволяет нейтрализовать примесь железа и способст-
вует повышению прочности. Более эффективно на примесь
железа влияет бериллий.
Сравнение структуры силуминов показало [6], что в
присутствии бериллия железосодержащая фаза кристалли-
зуется в форме компактных кристаллов интерметаллическо-
го соединения типа AlBeFe, т. е. оказывает модифицирую-
щее влияние на фазу Al3Fe, что практически дает возмож-
ность использовать технические сорта алюминия.
Механические свойства герметичных сплавов
Сплав АЛ2 обладает наилучшими литейными свойствами
(табл. XV.7), поэтому его широко применяют во многих
отраслях народного хозяйства. Модифицирование позволя-
ет получать измельченную структуру силуминов и повысить
их механические свойства.
Как и все сплавы на основе системы А1— Si, сплав АЛ2
склонен к образованию газовой пористости. Механические
свойства сплава невысокие, коррозионная стойкость во
влажной атмосфере удовлетворительная. Сплав хорошо
поддается анодированию. Применяется для литья деталей,
не несущих больших нагрузок.
Сплав АЛ9 обладает хорошими литейными свойствами,
герметичностью, сравнительно высокими прочностью и
пластичностью. Предназначен для литья тонкостенных и
372
Таблица XV.7. Сравнительные свойства герметичных сплавов
(литье в кокиль)
Марка сплава л о ° ш ga ав’ МПа %,2’ МПа 6. % (2-107 циклов), МПа щкотеку- ть (пру- :), мм >метич- :ть, МПа га ® га ¥ ч о и га
о о не менее & Ф о г ь Ф о U я = 3 £
АЛ2 Т2 150 90 4,0 360 16,4 0,8 200
АЛ9 Т5 210 120 2,0 45 350 18,4 1,0 200
АЛ9—1 Т5 270 220 4,0 80 350 26,0 1,0 200
АЛ4 Тб 240 180 3,0 50 360 24,2 0,84 200
ВАЛ8 Т5 400 340 4,0 НО 340 33,7 1,1 250
Примечание. Склонность к образованию горячих трещин в этих сплавах
практически отсутствует.
сложных по конфигурации деталей, несущих средние на-
грузки.
Недостатки сплава АЛ34 — сравнительно плохая обра-
батываемость резанием, низкая жаропрочность, в связи с
чем он не может быть рекомендован для работы при тем-
пературах выше 200°C (табл. XV.8—XV.11).
Коррозионная стойкость сплава удовлетворительная.
Сплав АЛ9—1 отличается от сплава АЛ9 наличием (до
0,15 %) титана и пониженным содержанием (до 0,3 %) при-
меси железа. Сплав АЛ9—1 обладает повышенными (ов на
25—35 %; б в 2—3 раза) механическими свойствами и луч-
шей коррозионной стойкостью по сравнению со сплавом
АЛ9.
Сплав характеризуется высоким литейными свойствами
и герметичностью и предназначен для получения всеми ме-
тодами литья деталей (агре-
гатов и приборов), сложных по
конфигурации, несущих сред-
ние нагрузки и работающих
при температурах до 200°C.
Сплав АЛ4 обладает повы-
шенной прочностью и сравни-
тельно хорошими литейными
свойствами. Сплав широко
применяется для литья слож-
ных и крупногабаритных де-
талей, несущих повышенные
Таблица XV.8. Предел
кратковременной прочности
сплава АЛ34
^исп' С ° , МПа т , за время, с
10 100 200
20 335 330 330
100 335 320 310
200 300 290 270
300 185 170 150
400 90 60 50
373
Таблица XV.9. Механические свойства герметичных сплавов
при высоких температурах
Марка сплава Способ литья 'исгг ь ов, МПа 0, % ^юо» МПа
АЛ34Т5 Песчаная 200 230 7,0 120
форма 250 180 13,0 40
300 НО — 20
ВАЛ8Т5 Кокиль 150 340 8,0 —
200 300 9,0 140
250 220 10,0 60
300 130 11,0 35
ВАЛ8Т4 » 100 320 8,0 —
200 280 9,0 —
250 220 9,0 —
нагрузки. Технология литья деталей из сплава АЛ4 более
сложная, чем технология литья сплавов АЛ9 и АЛ9—1.
Для получения отливок из сплава АЛ4 рекомендуется
применять кристаллизацию под давлением. Это объяс-
няется тем, что сплав АЛ4 имеет повышенную склон-
ность к газонасыщению, а также к образованию пористости
в отливках.
Содержание кремния на верхнем пределе способствует
повышению механических свойств и улучшению технологи-
ческих характеристик сплава АЛ4. Для уменьшения кон-
центрированной усадки и пористости рекомендуется ших-
товать кремний ближе к верхнему пределу.
Коррозионная стойкость сплава во влажной атмосфере
удовлетворительная. Сплав плохо поддается анодирова-
нию. Свариваемость сплава удовлетворительная.
Сплав АЛ34 обладает высокими литейными свойствами,
герметичностью и прочностью, превосходящей прочность
сплавов АЛ9 и АЛ4 на 25—50 %- Сплав АЛ34 предназна-
Таблица XV. 10. Физические свойства герметичных сплавов
Марка сплава сс«1Св, 1/°С, в интервале температур. °C X, Вт/(м-К) с, Дж/(кг К)
20—100 20—200 20—300
АЛ9 23,0 24,0 24,5 1512 966
АЛ34 20,7 21,5 23,3 1512 840
ВАЛ8 22,9 23,7 — 1302 920
374
Таблица XV.11. Механические свойства герметичных сплавов
при низких температурах (литье в кокиль)
Сплав ^исп' ов. МПа б. % ан, Дж/см8
АЛ9Т5 —40 230 3,2 2,5
—70 245 2,4 2,5
—196 270 2,8 2,5
АЛ34Т5 —70 345 1,9 1,7
— 196 395 2,0 1,7
ВАЛ8Т5 —70 430 4,0 —
— 196 480 3,5 —
чен для литья сложных по конфигурации и крупных кор-
пусных деталей, работающих под большим внутренним
давлением газа или жидкости и испытывающих при эксплу-
атации большие напряжения.
Сплав ВАЛ8 обладает хорошими литейными свойствами
и является одним из наиболее прочных сплавов, рекомен-
дуемых для производства силовых и герметичных деталей
с рабочими температурами до 250°С, методами точного ли-
тья в кокиль, жидкой штамповкой под давлением, по вы-
плавляемым моделям. Он предназначен для унификации
сплавов типа медистых силуминов (АЛ4М, АЛ9М, АЛ32,
В2616, В124 и т. п.), так как большое количество сплавов
с близкими механическими свойствами вызывает определе-
ние трудности при выборе материала и серьезно усложняет
работу литейных цехов Технологические и антикоррозион-
ные свойства этих сплавов аналогичны. К этому следует
добавить некоторые другие сплавы, например АЛ5, АЛ 11,
АЛЮ, которые по уровню механических свойств или техно-
логичности (АЛ 19) также уступают сплаву ВАЛ8.
Сплав ВАЛ8 хорошо обрабатывается резанием и свари-
вается аргонно-дуговой сваркой. Сварные соединения не
склонны к коррозии под напряжением.
Сплав ВАЛ8 по комплексу свойств превосходит пере-
численные выше сплавы, поэтому применение его позволя-
ет увеличить надежность работы литых деталей, сократить
разброс свойств и упростить производство отливок в цехах.
Приготовление сплава не требует специального оборудо-
вания.
Гарантированные свойства сплава ВАЛ8 при различ-
ных видах литья и малоцикловая усталость приведены в
табл. XV. 12, XV.13.
375
Таблица XV. 12. Механические свойства сплава ВАЛ8Т5
при различных видах литья (не менее)
Метод литья ов, МПа сг0 2, МПа 6. %
Кокиль 400 340 4,0
Жидкая штамповка 400 340 4,0
По выплавляемым моделям . . . 350 300 2,0
Под давлением 350 300 2,0
300 200 2,0
При 250 °C сплав имеет следующие механические ха-
рактеристики: Е = 63 ГПа; <гв = 220 МПа; ат = 210 МПа;
6=9,0%; оюо=60 МПа; о02/100 =55 МПа; <j_i(2-107 цик-
лов) = 110 МПа
Таблица XV.13. Малоцикловая (8—10 циклов в мин) усталость
сплава ВАЛ 8 (литье в кокиль)
Тип образца Нагрузка, Н Число циклов до разрушения N 10—3
Гладкий Надрез 0,75 Надрез 0,1 200 (0,5 ав) 280 (0,7 ав) 200 (0,5 ов) 160 (0,4 ов) 160 (0,4 <тв) 53—90 23—28 15,5—21 74—120 13,5—22,5
Важная роль в составе легирующего комплекса сплава
ВАЛ8 принадлежит бериллию, эффективность комплексно-
го влияния которого на структуру проявляется в таких
важных структурно-чувствительных характеристиках спла-
Таблица XV.14. Механические свойства силуминов различного
Химический состав, %
Si Си Zn Mg Ti Zr Cd в Be Fe
8,0 3,0 1,0 0,3 0,15 0,01 0,25 0,4
8,0 3,5 — 0,3 0,15 0,15 0,15 0,01 — 0,4
376
ва, как усталостная прочность и коэффициент вязкости
разрушения (табл. XV. 14).
Как показывают приведенные выше данные, составы
сплавов (по сумме легирующих компонентов) и механиче-
ские свойства практически не различаются, но в сплаве,
содержащем бериллий, значения <j_j и Kic на 25—30 % вы-
ше, чем в сплаве без бериллия. Обе эти характеристики
зависят от уровня механических свойств, структуры, нали-
чия концентраторов и т. д. Особенно показательна в этом
отношении величина вязкости разрушения.
Особенность структурно-фазового состояния сплава с
бериллием, характеризуемая оптимальным содержанием
компонентов макролегирующего комплекса, образующих
полностью растворимые фазы, пониженной объемной долей
включений вторых фаз, модифицирующим влияниям берил-
лия на морфологию кристаллизующихся фаз и состоянием
границ раздела, не только уменьшает длину трещины, по-
падающую на границы избыточных фаз, увеличивая вклад
наиболее энергоемкого разрушения по матрице, но и спо-
собствует развитию пластической деформации и росту /Gc.
Технологические свойства
Жидкотекучесть. Получение качественных отливок слож-
ной конфигурации зависит прежде всего от жидкотекучести
сплава и его способности заполнять форму при минималь-
ной температуре. Жидкотекучесть сплава зависит от его
физико-химических свойств (характера кристаллизации,
вязкости, поверхностного натяжения и т. д.). Кроме того,
на величину жидкотекучести влияют свойства формы (гео-
метрия формы, состав формовочных материалов, форма и
размер литников и т. д.).
Наиболее распространенными методами определения
жидкотекучести являются прутковая и спиральная пробы.
В табл. XV.7 приведены данные о жидкотекучести силуми-
состава (литье в кокиль, Т5)
сз Е g к t> VUW *г °о в. % МПа С-1 - « £ Е S
412 397 331 316 6,4 3,9 115 95 735 470
нов, полученные на прутко-
вой пробе.
Линейная усадка. Линей-
ная усадка характеризует
термическое сжатие или
уменьшение линейных раз-
меров отливки в период за-
твердевания до полного ох-
лаждения (20 °C). Величи-
на усадки зависит от хими-
377
ческого состава сплава. Вследствие пониженной темпера-
туры плавления эвтектики линейная усадка эвтектических
сплавов ниже, чем усадка компонентов, образующих такой
сплав. Компоненты, входящие в твердый раствор, также
снижают линейную усадку основного металла. Однако ле-
гирующие присадки, входящие в эвтектику, действуют в
этом направлении более эффективно.
Приведенные в табл. XV.7 данные свидетельствуют о
том, что сплав эвтектического состава АЛ2 имеет мини-
мальную величину усадки
АЛ2 АЛ9 АЛЬ АЛ ЗА АЛ2Ь АЛ 19 АЛ в
ВАЛА
Рис. XV.4. Диаграмма герметично-
сти литейных алюминиевых спла-
вов, МПа
[7].
Склонность к образованию
горячих, трещин. Обычно слож-
ность конфигурации отливки
создает препятствие для сок-
ращения ее размеров в про-
цессе охлаждения. Пока ме-
талл частично находится в
жидком состоянии, возникно-
вение каких-либо усадочных
напряжений невозможно; с мо-
мента же образования в от-
ливке сплошного кристалли-
ческого каркаса могут возник-
нуть усадочные напряжения в
том случае, если форма пре-
пятствует свободной усадке.
Эти напряжения способны вы-
звать образование горячих
трещин в отливках, являющихся одной из самых частых
причин брака в фасонном литье.
Для определения горячеломкости алюминиевых спла-
вов применяют хорошо известную методику С. И. Спекто-
ровой и Т. В. Лебедевой [8]. Как следует из табл. XV.7, си-
лумины не склонны к образованию горячих трещин.
Герметичность является важной литейной характерис-
тикой сплава, которую необходимо учитывать при проек-
тировании, производстве и контроле литых деталей гидрав-
лических и пневматических устройств.
Исследования [9] позволили установить связь герме-
тичности силуминов с прочностью, толщиной стенки испы-
туемого образца, видом его поверхности и построить диаг-
раммы внешний фактор — герметичность. Результаты ис-
пытаний (рис. XV.4) показали, что силумины практически
не дают течи при любых условиях испытания.
Сравнение уровней предельных давлений, при которых
378
Таблица XV. 15. Свойства сварных соединений из сплава ВАЛ8
при различных температурах
Способ ЛИТЬЯ Присадочный материал ов, мПа. при /псп. °C
20 100 150 200
В песчаные формы СвАК5 217 216 186 157
ВАЛ8 332 333 307 286
В кокиль ВАЛ8 354 — 329 297(238)
Примечание. В скобках указано значение при 250°C.
происходит разрушение силуминов (эти предельные давле-
ния названы гидропрочностью), показывают, что при пол-
ной гидро- и пневмонепроницаемости большее давление
выдерживают силумины, характеризующиеся большим
значением ов. Максимальное давление, при котором обра-
зец разрушается (без предварительной течи), также нахо-
дится в прямой зависимости от толщины стенки образца
и вида поверхности. Максимальное давление выдерживают
образцы большей толщины с необработанной поверхно-
стью.
Следует иметь в виду, что пневмопроницаемость в не-
сколько раз (8—12) больше, чем гидропроницаемость, и
тоже зависит от толщины образца. С известной степенью
достоверности можно принять это отношение как 1 : 10,
что подтверждается практикой литейного производства.
Для образцов с механически обработанной поверхностью
это соотношение значительно меньше и очень часто (с
уменьшением толщины образца) приближается к единице
Свариваемость относится к числу важнейших технологиче-
ских свойств сплавов. Прочность, например, соединений
кокильных отливок из сплава ВАЛ8, сваренных присадкой
ВАЛ8, составляет 0,8—0,9 ов от прочности основного ме-
талла. Прочность сварных соединений с присадкой свАКб
ниже, чем у отливок, сваренных присадкой ВАЛ8, и состав-
ляет 0,6 ов основного сплава. Зависимость прочности свар-
ных соединений от температуры испытания приведены в
табл. XV. 15. Начиная с температуры 150 °C, прочности
сварных соединений и основного сплава равны.
Сварные соединения, полученные с присадочными про-
волоками СвАК5 и ВАЛ8, не склонны к коррозии под на-
пряжением в течение 70 сут. Испытания на общую корро-
зию показали, что коррозионная стойкость удовлетвори-
тельная.
379
Технология производства литых деталей
Свойства многокомпонентных сплавов, представляющих
собой сложную физико-химическую систему, определяются
структурой и зависят от химического и фазового состава
сплава и технологических методов термического, химичес-
кого, физического, механического или комбинированного
воздействия. Поэтому наряду с легированием вопросы раз-
работки рациональной технологии должны решаться одно-
временно, так как отставание в решении одного из них
приводит к отставанию решения проблемы получения вы-
сокопрочных отливок в целом. Комплексное решение этой
проблемы важно еще и потому, что современное развитие
машиностроения требует не только удовлетворения теку-
щих запросов, но и разработки перспективных материалов
и технологических процессов.
Анализ технологических этапов производства отливок
(от подготовки шихты до окончательной обработки отли-
вок) показывает, что среди них нет второстепенных, поэто-
му мы имеем огромные возможности получать отливки с
необходимым сочетанием свойств благодаря получению
структуры, которая обеспечивает эти свойства.
Учитывая высокую химическую активность алюминия и
легирующих элементов, используемых при приготовлении
сплавов, следует ожидать загрязнения сплавов твердыми
и газообразными неметаллическими включениями на всех
этапах технологического процесса. Это в первую очередь
касается операций подготовки и загрузки шихтовых мате-
риалов [И].
Подготовка шихтовых материалов—весьма ответствен-
ный этап получения качественных отливок, так как загряз-
ненность шихты не только «наследуется» отливками, но
часто вообще не может быть устранена в результате при-
менения даже весьма эффективных методов рафинирова-
ния.
Кроме того, неметаллические включения не только сами
образуют дефекты в отливках, но и оказывают сопротивле-
ние при фильтрационном питании отливок на фронте крис-
таллизации, увеличивая количество дефектов газоусадочно-
го характера.
При использовании очищенной и просушенной шихты
снижение неметаллических включений в результате рафи-
нирования расплава гексахлорэтаном обычно составляет
30—40 %, а при продувке аргоном через пористую керами-
ку 50—60 %, но эффективность этих методов рафинирова-
380
Таблица XV. 16. Влияние переплава на состав и свойства сплава
ВАЛ8Т5
Число переплавов Химический состав, % МПа б, %
Si Си Zn Mg Ti Be Fe
Первичный сплав 7,8 3,1 0,8 0,35 0,17 0,12 0,15 435 6,5
1 8,0 3,0 0,8 0,32 0,19 0,15 0,18 450 7,0
2 8,0 2,2 0,7 0,29 0,15 0,1 0,25 430 5,5
3 7,5 2,75 0,7 0,25 0,17 0,1 0,30 420 4,5
4 8,2 2,9 0,6 0,23 0,15 0,1 0,36 415 4,5
ния снижается в несколько раз в результате использования
неподготовленной шихты. При подготовке шихты следует
иметь в виду, что многократная переплавка возвратов без
освежения шихты первичными металлами может привести
к загрязнению сплавов вредными металлическими приме-
сями (табл. XV. 16 и XV. 17).
Как показывают эти данные, увеличение числа перепла-
вов (100% возврата) мало влияет на содержание легиру-
ющих компонентов. Больше других угарают магний и цинк.
Наиболее опасным при многократных переплавах следует
считать повышение содержания примеси железа, количест-
во которого, например, в сплаве ВАЛ8 после четвертого
переплава возрастает почти в 2,5 раза.
Особого внимания заслуживает повышение свойств спла-
вов, приготовленных на «предварительном сплаве», что
следует из сравнения свойств (табл. XV. 16 и XV. 17) исход-
ных сплавов и после разового переплава Объяснение это-
му явлению следует искать не только в более равномерном
распределении компонентов, но ив наследственности.
Таблица XV. 17. Влияние переплава на состав и свойства сплава АЛ34
Число переплавов Химический состав, % Механические свойства (T5)
Si Mg Be Ti Fe ов> МПа б. %
Первичный сплав 7,3 0,46 0,32 0,2 0,21 365 5,5
1 6,8 0,36 0,33 0,18 0,23 397 5,6
2 6,85 0,35 0,28 0,18 0,26 390 5,5
3 7,07 0,33 0,16 0,18 0,26 371 5,0
381
Таблица V.18. Механические свойства сплава ВАЛ8Т5 в зависимости
от состава исходной шихты
Состав шихты V. г/см3 ов, МПа 6. %
100 % чистых металлов и лигатур . 2,7052 337 5,47
100 % возврата кокильных отливок 100 % возврата кокильных отливок 2,7135 361 7,91
после двукратного переплава . . . 50 % трехкратного переплава кокиль- ных отливок и 50 % чистых металлов 2,7178 369 9,22
и лигатур 50 % термообработанной (закален- ной) шихты (литье в металлические изложницы и 50 % чистых металлов 2,7217 368 10,43
и лигатур) 2,7183 375 10,4
Примечание. Образцы диаметром 6
мм вырезаны из кокильной отливки.
Структура исходной шихты оказывает наследственное вли-
яние на конечные физико-механические свойства, и сплав,
затвердевший в изложнице в виде слитка с мелкозернистым
строением, после вторичного расплавления и затвердева-
ния в аналогичных условиях сохраняет почти такое же
строение. Наглядной иллюстрацией связи структуры ших-
ты, расплава и отливки служат данные, приведенные в
табл. XV. 18.
Максимальные свойства сплава ВАЛ8 получены при на-
личии в шихте 50 % возврата (термообработанного кокиль-
ного переплава) с равномерным составом и сформировав-
шейся мелкозернистой структурой.
Рациональная подготовка шихты с использованием
термообработанных отходов собственного производства
(прибылей, выпоров, отливок) позволяет не только стаби-
лизировать условия формирования регламентированной
структуры отливок, но и значительно повысить их механи-
ческие свойства.
Многократный переплав требует введения определенной
доли чистых шихтовых материалов для компенсации уга-
ра и уменьшения концентрации вредных металлических
примесей. Можно утверждать, что регулирование такого
важного параметра кристаллизации, как регламентация
исходного качества шихты, является эффективным средст-
вом облагораживания литой структуры.
382
Общее правило, которое следует из приведенных выше
данных, заключается в том, что чем тщательнее произво-
дится подготовка шихтовых материалов (очистка, Обработ-
ка, подготовка возврата, подшихтовка), тем выше качест-
во расплава и отливок. Однако современные требования к
качеству расплава так высоки, а источники загрязнения
шихты и расплава настолько разнообразны, что сохранить
чистоту расплава только при использовании профилакти-
ческих мер практически невозможно, поэтому не менее
важное значение приобретают мероприятия, не допускаю-
щие вовлечения в расплав поверхностных окисных пленок,
насыщения расплава газами и продуктами взаимодействия
с футеровкой печи [7, 12].
На скорость насыщения расплава газами и окислами в
печи наиболее существенное влияние оказывают следую-
щие основные факторы: химический состав газовой атмос-
феры печи; температуры расплава; площадь поверхности
зеркала ванны, приходящаяся на единицу массы сплава;
конвекционные потоки, возникающие в ванне за счет элект-
ромагнитного или теплового воздействия на расплав; ин-
тенсивность перемешивания сплава плавильным инстру-
ментом.
С этих позиций бессердечниковые индукционные печи
промышленной частоты являются наиболее прогрессивны-
ми, экономичными и отличаются высокой скоростью нагре-
ва и универсальностью использования.
Характерная особенность работы этих печей по сравне-
нию с высокочастотными заключается в интенсивном дви-
жении жидкого металла в тигле, которая увеличивается по
мере уменьшения частоты тока, удельного электросопро-
тивления, плотности металла. При перемешивании улуч-
шается теплопередача и плавление протекает быстрее, но
вследствие возникновения аксиальных и радиальных сил в
слое металла, в котором плотность тока достигает требуе-
мой величины, происходит замешивание в металл окисной
пленки увеличивается угар и износ тигля.
Для уменьшения содержания неметаллических включе-
ний, главным образом окислов, при плавке обычно приме-
няют два способа. Первый заключается в расплавлении
металла на начальной стадии при максимальном напря-
жении, последующем постепенном уменьшении напряже-
ния, а необходимый перегрев осуществляется при мини-
мальном напряжении, практически исключающем бурление
расплава. Второй заключается в использовании индукци-
онных тигельных печей, работающих на повышенной частоте
383
от тиристорного преобразователя [13]. Обладая всеми до-
стоинствами печей серии ИАТ промышленной частоты,
при равной емкости эти печи обеспечивают более высокую
производительность и позволяют вести плавку без разрыва
окисной пленки на поверхности расплава. В обоих случаях
рекомендуется использовать покровные флюсы.
Более рациональным способом использования индук-
ционных печей и устранения основного недостатка плав-
ки— загрязнения сплава неметаллическими включениями —
можно считать организацию плавки сплавов по схеме дуп-
лекс-процесса: плавка в индукционной печи, перелив с
фильтрацией и последующим рафинированием и модифи-
цированием в раздаточной печи. Такая схема процесса не
только обеспечивает высокое качество расплава, но и по-
зволяет максимально использовать высокую производи-
тельность индукционных печей [14].
О степени очистки расплава следует судить не только
по снижению содержания неметаллических примесей, но и
по повышению плотности, механических и других свойств
металла. Поэтому выбор тех или иных методов рафиниро-
вания, а также их комбинаций (продувка газов+фильтра-
ция, ультразвук 4-вакуум и т. д.) должен определяться хи-
мическим составом и физическими свойствами сплава,
конструкционными особенностями литых деталей и услови-
ями их работы.
Химический состав сплава может сыграть решающую
роль в дегазации, так как легирование химически актив-
ными и тугоплавкими элементами приводит к повышению
вязкости сплавов и снижению скорости диффузии водоро-
да. В таких случаях следует рекомендовать комбинирован-
ное рафинирование, включающее адсорбционные и неад-
сорбционные методы и позволяющее эффективнее реализо-
вать преимущества каждого из них.
Анализ экспериментальных данных позволил уста-
новить, что критическая температура перегрева расплава
АГпер~ 0,1-4-0,16 Тпл. Получасовая выдержка сплавов при
760 °C приводит к снижению и прочностных, и пластических
свойств ниже уровня требований технических условий в
результате повышения вероятности попадания окисной
пленки в отливку, уменьшения количества активных цент-
ров кристаллизации и огрубления структуры. В то же время
выдержка (продолжительность разливки т), например,
сплав ВАЛ8 в раздаточной печи при температуре разливки
(700—720°C) в течение 2 ч практически не оказывает вли-
яния на его механические свойства:
384
т, мин ов, МПа 6. % Т, мин ов, МПа б, %
1 426 12,9 70 420 13,3
10 423 11,6 80 418 13,1
20 423 12,1 90 425 11,8
30 424 10,7 100 422 12,1
40 428 12,0 ПО 419 8,9
50 424 10,7 120 414 9,5
60 423 11,2
На тепловые условия кристаллизации влияет не только
перегрев расплава, но и местный разогрев отливки в про-
цессе заполнения формы.
Снижение механических свойств сплава может наблю-
даться в зонах отливок, расположенных под прибылями
или вблизи них. Причем величина снижения в какой-то ме-
ре пропорциональна величине прибыли, т. е. степени умень-
шения скорости кристаллизации на данном участке.
Чрезмерное увеличение размеров прибыли может при-
вести еще к одному, казалось бы, несвойственному для
силуминов дефекту отливок — горячим трещинам. Такой
дефект наблюдался на тонкостенных (8—10 мм) отливках
значительной высоты, испытывающих затрудненную усадку.
Горячие трещины образуются в подприбыльной зоне отлив-
ки и развиваются в направлениях, перпендикулярных
главным усадочным деформациям из-за резкого отстава-
ния во времени кристаллизации сплава в подприбыльной
зоне и в сопряженных с ней участках отливки. Опыт пока-
зывает, что для нормального питания отливок из силуми-
нов достаточно одной-двух небольших прибылей, выполня-
ющих роль промывников и компенсирующих объемную
усадку при кристаллизации. Представляют интерес данные,
полученные при исследовании влияния электромагнитного
поля на формирование структуры отливок при заполнении
форм.
Взаимодействие постоянного магнитного поля, прило-
женного в направлении нормали к жидкому расплаву, с
возникающим в нем постоянным электрическим током,
вызывает появление сил Лоренца в жидкой фазе и усили-
вает ее движение. Этого движения достаточно для расплав-
ления и отламывания дендритов от растущей поверхности
раздела фаз, что является причиной значительного измель-
чения зерна.
Было исследовано влияние различной силы тока I на
структуру и свойства сплавов; 0—100 А— 150 А — 200 А.
Наибольшей эффективности удалось добиться при силе
тока 200 А, что соответствует величине магнитного поля,
25—834
385
равной 7750 Гс. Наложение электромагнитного поля в про-
цессе кристаллизации расплава сопровождается интенсив-
ным перемешиванием расплава в форме без нарушения по-
верхностной пленки.
Детали, отлитые под воздействием электромагнитного
поля, имеют более однородную структуру. Под влиянием
электродинамических сил, возникающих в расплаве, про-
исходит перемешивание расплава, способствующее вырав-
ниванию температурного поля и увеличению зоны переох-
лаждения. При этом создаются благоприятные условия для
образования равноосных кристаллов. Кроме того, переме-
шивание приводит к уменьшению скорости роста столбча-
тых кристаллов от стенок формы. Возможно также увели-
чение числа центров кристаллизации за счет падения на
поверхность фронта кристаллизации кристаллов, образую-
щихся на поверхности расплава и увлекаемых электроди-
намическими силами внутрь расплава.
Магнитное поле способствует кристаллизации частиц
кремния в более компактной форме, что благоприятно ска-
зывается на пластичности сплава.
Необходимо подчеркнуть, что исследование распределе-
ния механических свойств по зонам отливки (нижняя, цен-
тральная и литниковая), показало, что магнитное поле об-
лагораживает структуру и улучшает свойства сплавов в
наиболее неблагоприятной зоне кристаллизации — литни-
ковой (табл. XV.19).
Особое значение литниковая система (место подвода,
толщина питателей) наряду с технологией прессования
(скорость, давление) имеет при производстве литья под
давлением (рис. XV.5, табл. XV.20 и XV.21).
Оптимизация параметров прессования (скорость 0,6 м/с,
давление 192 МПа), выбор методики плавного (толщина
питателя равна толщине питаемого узла) подвода распла-
та блица XV.19. Механические свойства отливок из сплава ВАЛ8Т5
при различных режимах обработки расплава
Место вырезки образцов г, А ов, МПа 6. %
Средние свойства отливки 0 417 395 3,3
200 433 400 4,2
Средние свойства литниковой 0 413 400 2,0
зоны 200 442 393 5,2
Примечание. Диаметр образца 5 мм.
386
ва (рис. XV.5, г) с последующей подпрессовкой позволя-
ют получать методом литья под давлением конструкцион-
но прочные (плотные) детали и разработать типовой тех-
нологический процесс производства термически упрочня-
емых отливок из высокопрочных силуминов.
Чаще всего необходимость перегрева до 750—760 °C
(кроме случаев явного нарушения технологии) вызвана
Рис. XV.5. Схемы подвода металла
при литье под давлением
стремлением обработать расплав (с целью модифицирова-
ния) солями циркония (титана), оптимальная температура
взаимодействия которых с алюминием составляет 740—
750 °C.
При обработке расплава солями частицы ZrAl3 образу-
ются непосредственно в расплаве и не успевают вырасти до
размеров, превышающих критические размеры зародышей.
В результате реакции между солями и расплавом выде-
ляются свободные цирконий, титан, бор. Поступление в
расплав этих элементов создает локальное пересыщение
расплава, в результате чего возникает избыточная фаза
ZrAl3(TiAl3, В2А1). Рост кристаллов избыточных фаз
оказывается возможным только по мере обогащения рас-
плава цирконием. Однако, поскольку поступление свобод-
ного циркония в расплав сопровождается одновременным
образованием химического соединения, невозможно дос-
тичь больших пересыщений расплава перед фронтом расту-
25*
387
Таблица XV.20. Механические свойства сплава ВАЛ8 (литое
состояние) в зависимости от скорости прессования v и схемы заливки
при литье под давлением
Схема литья v, м/с <JB. МПа б. %
Рис. XV.5, а 0,35 200—240 1,5—2,5
0,6 230—260 2,0—3,0
1,0 220—250 1,5—2,0
Рис. XV.5, б 0,35 220—250 1,5—2,5
0,6 240—270 2,0—2,5
1,0 220—260 1,5—2,0
Рис. XV.5, в 0,35 220—260 1,5—2,5
0,6 250—290 2,0—3,0
1,0 240—280 1,5—2,5
щего зерна, что оказывает существенное влияние на фор-
му кристаллов ZrAl3. В этих условиях кристаллы форми-
руются равноосными. Напротив, если цирконий (титан,
бор) вводится в виде лигатуры, то в сплаве всегда будут
присутствовать крупные частицы нерастворившейся фазы
ZrAl3, имеющей форму сильно вытянутых в одном направ-
лении пластин, так как возникающие кристаллы этого ин-
терметаллида растут в пересыщенной цирконием жидкости.
В этом случае не все направления роста эквивалентны
[15, 16]. Таким образом, при обработке солями общее ко-
личество центров кристаллизации и эффективность моди-
фицирования возрастают.
Наиболее рациональной является обработка расплавов
путем нанесения подсушенной соли на поверхность при
730—740°C (табл. XV.22) с последующим выстаиваниехМ
сплава под слоем расплавленной соли в течение 10 мин без
перемешивания. Перемешивание производят только после
съема ошлаковавшейся соли с поверхности расплава. Та-
Таблица XV.21. Механические свойства сплава ВАЛ8 в зависимости
от давления прессования Р (схема литья на рис. XV.5, г)
Р, МПа ов, МПа б. % Р, МПа <тв, МПа б, %
137,5 165,0 230—270 260—290 1,5—2,0 1,5—2,5 192,0 192,0 290—340 390—410* 2,0—3,5 2,0—4,0*
* После закалки и старения (Т5).
388
Таблица XV.22. Влияние фторцирконата калия на механические
свойства сплава ВАЛ8
Количество K2ZrFe. % Содержание Zr в сплаве, % с?в, МПа О0,2МПа 6. %
393 361 2,5
0,3 0,095 435 365 8,2
0,4 0,13 430 369 7,9
0,5 0,18 424 357 7,7
0,6 0,22 415 328 7,5
0,8 0,26 420 351 7,4
кой обработке сопутствует и значительный рафинирующий
эффект. Определение газосодержания в сплаве ВАЛ8 до и
после обработки показало, что содержание газов в сплаве
снижается с 0,3 см3/100 г до 0,09 см3/100 г.
При введении соли колокольчиком содержание газов в
сплаве практически не меняется, усвоение циркония незна-
чительно выше, чем при нанесении соли на поверхность.
Однако при этом происходит загрязнение сплава продук-
тами реакции.
Модифицирующий эффект после обработки расплава
фторцирконатом довольно устойчив: трехчасовое выстаи-
вание сплава ВАЛ8, модифицированного фторцирконатом,
не оказало практического влияния ни на структуру, ни на
уровень механических свойств.
Число кристаллов, их форма и ориентировка в теле от-
ливки непосредственно влияют на ее структуру, а следова-
тельно, и на свойства литой детали. Перераспределение
растворимых компонентов между твердой и жидкой фаза-
ми в определенных условиях кристаллизации может при-
вести к химической неоднородности отливки. Неполнота
процесса фильтрации расплава между растущими кристал-
лами способствует образованию усадочной пористости и по-
лучению негерметичных отливок. Если в расплаве имеется
повышенное содержание газов, то они при кристаллизации
образуют газовую пористость и т. д. [17]. Образование пе-
речисленных дефектов микрокристаллического строения
зависит не только от физико-химических свойств сплава,
методов обработки расплава, но и в не меньшей степени от
условий (скорость, последовательность) кристаллизации.
Несмотря на большое количество способов литья, все их
можно свести к двум основным способам в зависимости от
условий теплообмена отливки с формой: литье в песчаные и
металлические формы.
389
Огромное значение при литье в песчаные формы, особен-
но деталей большой протяженности, имеет характер запол-
нения формы расплавом, взаимодействие которого с мате-
риалом формы может привести к образованию значительной
газовой пористости даже хорошо дегазированного металла.
Исследование расположения газовой пористости в отливках
из сплава АЛ34 показало, что количество зон, пораженных
пористостью, и степень пористости этих зон возрастают с
увеличением расстояния от литниковой чаши. Причем чем
выше химическая активность сплавов по отношению к ма-
териалу формы, например при модифицировании солями
натрия, чем длиннее каналы литниковой системы, тем выше
пористость. Поэтому получение крупногабаритных отливок
из сплава АЛ34 (площадь проекции отливки около 1 м2) с
высокой плотностью потребовало разработки специальных
технологических приемов, включающих плавку по дуплекс-
процессу, максимального снижения температуры разливае-
мого расплава, рафинирования комбинированным способом
(фильтрация и обработка гексахлорэтаном), модифицирова-
ния комплексом солей титана, циркония, бора; многокол-
лекторной расширяющейся литниковой системы, установ-
ки закрытых прибылей не на телеотливки, а на коллекторе
(на питателях), создания в стояке положительного давле-
ния и т. д.
Основное условие получения однородной плотной отлив-
ки при литье в кокиль — сочетание оптимальной скорости
охлаждения со строгой направленностью кристаллизации и
непрерывным питанием всех участков кристаллизующейся
отливки.
Особое значение заполнение формы и направленное за-
твердевание приобретают при литье деталей, основной ра-
бочий показатель которых — гидропрочность. Временное со-
противление сплава, даже определяемое на образцах, выре-
занных из данной отливки, не всегда может явиться доста-
точным критерием оценки качества отливки. Это связано с
тем, что влияющие на гидропрочность дефекты могут
иметь ультрамикроскопический (до 1 мкм) размер и не
выявляться при рентгенопросвечивании [6]. Поэтому от-
ливка с достаточно высокими механическими свойствами
и плотностью (по рентгеновским снимкам) может оказаться
в эксплуатации негерметичной или с низкой гидропрочно-
стью.
Напомним, что при кристаллизации отливки следует
различать две области расплава: свободный расплав и рас-
плав, связанный в двухфазной зоне. В двухфазной зоне об-
390
разуются отдельные первичные кристаллы, ликваты и такие
дефекты, как мелкие усадочные раковины, рыхлоты, трещи-
ны, сюда же могут вытесняться неметаллические включе-
ния и т. п.
Таким образом, двухфазная зона служит источником об-
разования многих видов дефектов. Чем шире двухфазная
зона, тем больше таких дефектов. При последовательно-на-
правленном затвердевании эти проблемы практически отсут-
ствуют, что имеет особое значение при литье протяженных
по высоте герметичных отливок (тонкостенных). Ширина
двухфазной зоны тем меньше, чем уже интервал кристал-
лизации сплава, ниже температура заливки и начальная тем-
пература формы, выше скорость кристаллизации (при литье
в кокиль эта зона в 2—3 раза меньше, чем при литье в пес-
чаные формы), и чем дальше двухфазная зона от тепловой
оси отливки. Направленно-последовательной кристаллиза-
ции можно добиться и в результате конструирования верти-
кальной стенки отливки с уширением к прибыльной зоне.
С учетом этих факторов разработанная технология литья в
кокиль корпуса (диаметр 78 мм, высота 180 мм, толщина
стенки 6,5 мм) обеспечила требуемую гидропрочность и вы-
сокие технико-экономические показатели литых деталей из
сплава АЛ34 по сравнению со штамповкой из сплава АК4:
АЛ34 (литье в кокиль) АК4 (штамповка)
Гидропрочность, МПа . . . 64,7 64,7
Масса заготовки, кг . . . 1,2 2,07
КИМ 0,9 0,55
КИП 0,3 1,0
Трудоемкость, % 100 120
Таким образом, оценивая в целом связь между кристал-
лическим строением отливок и характером кристаллизации,
следует отметить, что фильтрационный механизм питания,
обеспечивающий просачивание жидкости между ветвями
дендритов и получение плотной структуры, специфичен для
морфологических схем направленной кристаллизации с
формированием равноосной структуры [18], которая в не-
которых случаях может быть сравнима со структурой де-
формируемых деталей.
Борьбу с негерметичностью более или менее успешно
ведут также с помощью пропитки деталей под давлением
специальными герметиками. Необходимость пропитки вы-
звана тем, что дефекты, вызывающие негерметичность, об-
наруживаются после длительной и дорогостоящей механи-
ческой обработки. Кроме того, по условиям производства
391
приходится применять сплавы со специальными свойства-
ми (АЛ8, АЛЮ и др.), природа кристаллизации которых
не может обеспечить требуемой герметичности.
Однако герметизацию пропиткой следует применять
лишь в тех случаях, когда причиной негерметичности явля-
ется микро- и макропористость. Устранение с помощью про-
питки трещин, раковин и других крупных дефектов, снижа-
ющих механическую прочность литых деталей, не допуска-
ется.
Наиболее перспективными пропитывающими материала-
ми являются герметизирующие составы на основе синтети-
ческих смол (эпоксидной, полиэфирной и др.). Синтетиче-
ские смолы экономичны, просты в употреблении и дают на-
дежные результаты. В связи с отсутствием растворителя
усадка их при затвердевании невелика, а низкая вязкость
и низкое поверхностное натяжение позволяют им сразу про-
никать в микропоры и заполнять их.
Указанные пропитывающие материалы стойки против
действия воды, пара, бензина, масел, солей, слабых кислот
и т. д. Они выдерживают при постоянной работе от —55 до
260 °C и давление до 65 МПа. При современном уровне тех-
нологического процесса пропитки можно обеспечить надеж-
ную работу деталей на всем протяжении эксплуатации из-
делия. Однако пропитка отливок — крайняя или вспомога-
тельная мера, позволяющая исправить дефекты, в то время
как основное внимание должно быть направлено на реше-
ние профилактических задач получения качественного
литья. Наиболее перспективным компонентом технологиче-
ского процесса повышения качества (плотности, механиче-
ских свойств) литых деталей (помимо легирования, усовер-
шенствования конструкции и технологии производства от-
ливок) является горячее нзостатическое прессование (табл.
XV.23) [19].
Таблица XV.23. Влияние горячего изостатического прессования
на механические свойства отливок
Марка сплава Вид обработки Плот- ность, кг/м3 ов, МПа с^0’2» А^Па 6. %
ВАЛ8 Т5 447 420 2,2
ГИП+Т5 — 476 427 5,7
АЛ34 Т5 2674 327 278 5,8
ГИП+Т5 2677 357 287 7,0
Примечание. Литье в кокиль; свойства определяли на образцах диамет-
ром 5 мм; режим ГИП: Р=24,5 МПа, /=450 °C, Т=2 ч.
392
Влияние изостатического прессования на свойства лито-
го под давлением сплава ВАЛ8Т5 после закалки и старе-
ния иллюстрируют приведенные ниже данные:
<ув, МПа б, %
Литье под давлением .... 246 0,6
Литье под давлением и горячее изостатическое прессование (98 МПа, 400°C), 2 ч . . . . 368 3,9
Сущность обработки алюминиевых отливок горячим изо-
статическим прессованием (ГИП) заключается во всесто-
роннем сжатии отливок газами при определенном сочета-
нии температуры, давления и времени выдержки. Режим
ГИП выбирают, исходя из условий обеспечения микропла-
стической деформации материала отливок в местах распо-
ложения внутренних пустот, вследствие которой практи-
чески полностью исчезают дефекты в виде пор и раковин.
У подвергнутых ГИП образцов прилегающие к пусто-
там области действуют как упругие неоднородности и мо-
гут давать вклад в поверхностную деформацию, способст-
вуя развитию сдвиговых направлений и влияя на величину
внутреннего трения. При температурах ГИП предел теку-
чести большинства алюминиевых сплавов не превышает
15 МПа, а так как давление рабочей среды при ГИП мо-
жет быть больше этой величины в несколько раз, то это
ведет к микропластической деформации металла около не;
сплошностей, потому что в этих местах нарушается усло-
вие всестороннего равномерного сжатия (01 = 02 = 03). Это
вызывает интенсивное течение металла в полость несплош-
ности, а по поверхности раздела происходит диффузионное
сцепление.
Лучше всего свариваются поры усадочного происхожде-
ния с высокой степенью чистоты поверхности, хуже окис-
ленные поры, а тем более поры со шлаковыми включения-
ми. Размеры и конфигурация отливок после ГИП не изме-
няются.
Таким образом, конструкционная надежность литых де-
талей должна определяться не только выбором сплава, но
и разработкой технологических параметров, обеспечиваю-
щих формирование требуемой для данных условий прессо-
вания структуры отливки.
Глава XVI. КОРРОЗИОННОСТОЙКИЕ СПЛАВЫ
НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ Al—Mg*
Алюминиевомагниевые сплавы обладают малой плотно-
стью, хорошей обрабатываемостью резанием, высокой кор-
розионной стойкостью в атмосферных, морских условиях,
в щелочных растворах, а также в агрессивных средах на
основе азотной кислоты. Коррозионная стойкость этих спла-
вов выше, чем у литейных сплавов других систем на осно-
ве алюминия (алюминий — кремний, алюминий — медь,
алюминий — цинк).
Высокая коррозионная стойкость алюминиевомагниевых
сплавов в растворах хлористых солей, так же как и в ще-
лочном растворе, обусловлена образованием гидратной
пленки, задерживающей коррозионный процесс.
Алюминиевомагниевые сплавы длительное время сохра-
няют чистоту и блеск полированной поверхности.
Появление в структуре сплавов p-фазы снижает сопро-
тивление коррозии, которое зависит не только от количест-
ва, но и от формы выделения p-фазы: грубые первичные вы-
деления оказывают более неблагоприятное влияние. Кор-
розия усиливается в тех местах отливок, где имеется рых-
лота, за счет развития межкристаллитной коррозии.
Обзор литературы по исследованию сплавов А!—Mg до-
статочно полно приведен в работе [1].
Все промышленные композиции алюминиевомагниевых
сплавов по содержанию магния находятся в области ос-твер-
дого раствора.
При увеличении содержания магния в ос-твердом рас-
творе период кубической решетки алюминия непрерывно
увеличивается. По данным, приведенным в работе [1], уве-
личение периода кристаллической решетки алюминия со-
ставляет 0,000363; 0,000425 и 0,000433 нм на каждый атом-
ный процент растворенного магния. Последние две цифры
являются, по-видимому, более верными, так как они бази-
руются на исследовании большого числа сплавов, приготов-
ленных с применением алюминия и магния высокой чисто-
ты (99,991 и 99,98 % Mg).
Упрочнение сплавов этой системы объясняется увели-
чением искажений кристаллической решетки с повышени-
ем содержания магния в твердом растворе [2].
С увеличением содержания магния до 6—8 % и в двой-
ных алюминиевомагниевых сплавах в литом состоянии на-
* Авторы: Н. Н. Белоусов, Е. Н. Михеева.
394
блюдается повышение временного сопротивления разрыву.
При более высоком содержании магния временное сопро-
тивление разрыву заметно понижается. Пластичность спла-
вов с увеличением содержания магния постепенно умень-
шается (рис. XVI.1). Такое изменение механических свойств
хорошо согласуется с изменениями микроструктуры.
В процессе затвердевания при неравновесных условиях
кристаллизации в сплавах, содержащих более 5—6 % Mg,
по границам зерен выпадает
р-фаза в виде эвтектики.
При увеличении содержания
магния в структуре сплавов
количество p-фазы увеличи-
вается. Из-за хрупкости р-
фазы понижаются пластиче-
ские, а при значительном ее
содержании и прочностные
свойства сплавов. Вследст-
вие этого отливки из сплавов
А1 — Mg с высоким содер-
жанием магния в литом со-
стоянии требуют очень ос-
торожного обращения.
В процессе термической
обработки при температу-
рах выше линии раствори-
мости в твердом состоянии
P-фаза полностью переходит
в твердый раствор. Получе-
Рис. XVI. 1. Влияние магния на механи-
ческие свойства алюминиевомагниевых
сплавов, приготовленных на алюминии
марки А99 (I) и А7 (2). Образцы ис-
пытаны в литом состоянии (литье в
кокиль)
ние структуры гомогенного
твердого раствора сопровож-
дается резким возрастанием
прочностных и особенно
пластических (относитель-
ное удлинение, ударная вязкость) характеристик, а также
коррозионной стойкости сплавов системы А1—Mg.
Установлено, что сплавы системы А1—Mg, содержащие
до 6 % Mg, не упрочняются термической обработкой. За-
калка на твердый раствор заметно повышает механические
свойства сплавов, содержащих более 9 % Mg.
Среди двойных алюминиевомагниевых сплавов наиболь-
шей прочностью при высокой пластичности в закаленном
состоянии обладают сплавы с 10—12 % Mg [1]. При даль-
нейшем увеличении содержания магния показатели меха-
нических свойств сплавов понижаются, поскольку в про-
395
Таблица XVI.1. Химический состав алюминиевомагниевых литейных
Сплав Основной компонент, %
Mg Si Мп Ti Be
АЛ8 9,5—10,0 — — — —
АЛ27 9,5—10,5 — — 0,05—0,15 0,05—0,15
АЛ27-1 9,5—10,5 — — 0,05—0,15 0,05—0,15
АЛ 13 4,5—5,5 0,8—1,3 0,1—0,4 — —
АЛ22 10,5—13,0 0,8—1,2 — 0,05—0,15 0,03—0,07
АЛ23 6,0—7,6 — — 0,05—0,15 0,02—0,10
АЛ23-1 6,0—7,0 — — 0,05—0,15 0,02—0,10
АЛ-28 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 — —
цессе термической обработки не удается перевести в твер-
дый раствор избыточную p-фазу. Поэтому все промышлен-
ные сплавы системы А1—Mg принадлежат к типу твердых
растворов с содержанием магния не более 13 % (табл.
XVI. 1).
В состав сплава АЛ 13, кроме магния (4,5—5,5 %), вво-
дят 0,8—1,3% Si и 0,1—0,4 % Мп. Добавки кремния спо-
собствуют улучшению литейных свойств сплава благодаря
увеличению количества эвтектической составляющей вслед-
ствие образования двойной эвтектики сс-твердый раствор+
-J-Mg2Si.
Соединение Mg2Si имеет ограниченную растворимость в
алюминии; с понижением температуры растворимость его
резко уменьшается. Повышенное количество магния сни-
жает растворимость Mg2Si в твердом растворе: при содер-
жании 3 % магния растворимость Mg2Si в твердом раство-
ре снижается до нуля [3].
Механические свойства сплава АЛ 13 при введении
1 % Si изменяются незначительно: несколько повышается
ов, слегка понижается пластичность [4].
Марганец вводят в сплав АЛ 13 главным образом для
ослабления вредного влияния железа. Железо образует с
алюминием хрупкое химическое соединение FeAl3, которое
кристаллизуется при затвердевании сплава в виде кристал-
лов игольчатой и пластинчатой формы и сильно понижает
пластичность сплава. При введении в сплав марганца об-
разуется соединение MnAlg, в котором растворяется желе-
зо. Это соединение кристаллизуется в компактной скелето-
396
сплавов (ГОСТ 2685—75)
Примесь. % не более
Zr Fe Si Мп Си Zn Ti. Be, Zr
3, о, в К Д
— 0,3 0,3 — 0,3 0,1 0,3 0,1 0,07; 0,07; 0,07
0,05—0,20 0,2 0,2 0,2 0,2 о,1 0,15 о,1 —
0,05—0,20 0,05 0,05 0,05 0,05 0,1 0,05 0,05 —
— 0,5 0,5 1,5 — -— 0,1 0,2 0,15
— 0,5 1,0 1,2 — — — 0,1 0,1
0,05—0,20 0,2 0,2 — 0,2 0,1 0,15 0,1 —
0,05—0,20 0,05 0,05 — 0,05 0,1 0,05 0,05 —
— 0,3 0,4 0,5 0,3 — 0,3 — —
— — — 0,9 — — 0,1 0,2 0,01
образной или даже равноосной форме. С увеличением со-
держания марганца и железа тройная фаза выделяется в
грубой пластинчатой форме, отрицательно влияющей на
механические и технологические свойства сплава [5].
Увеличение количества железа в сплаве АЛ8, содержа-
щем 9,5—10,0 % Mg, приводит к резкому понижению ме-
ханических свойств, особенно пластичности, поэтому его
содержание ограничено 0,3 %. Ограничение примеси желе-
за вызывается теми же причинами, что и в сплаве АЛ 13,
только в сплаве АЛ8 вредное влияние железа выявляется
еще сильнее и поэтому ограничивается более жестким пре-
делом (табл. XVI.2).
Сплав АЛ8 в закаленном состоянии (см. табл. XVI.2)
имеет высокие механические свойства при испытании от-
дельно отлитых образцов (ов^290 МПа, 6^9 %). В образ-
цах, вырезанных из литых деталей, отмечается большая не-
равномерность механических свойств. Основной причиной
этой неравномерности является литейная неоднородность,
заключающаяся в наличии усадочных рыхлот и пористо-
сти, окисных включений черного и серого цвета в массив-
ных частях отливки [4—6].
Сплав АЛ8 обладает пониженной технологичностью из-
за большой склонности к образованию кристаллизационных
трещин при литье и сварке.
Большим недостатком сплавов на основе системы
А1—Mg является повышенная чувствительность к естествен-
ному старению. Установлено, что содержание магния более
10,0 % в алюминиевомагниевых сплавах обычной техниче-
397
Таблица XVI.2. Механические свойства* сплавов Al—Mg
(ГОСТ 2685—75)
Сплав Способ литья ов> МПа б. % НВ
не менее
АЛ8 Т4 3, О, В, к 290 9 60
АЛ27 Т4 з, о, к, д 320 12 75
АЛ27 1 Т4 з, о, к, д 350 15 75
АЛ13 3, О, В, к 150 1 55
д 170 0,5 55
АЛ22 3, О, В, к 180 1 90
АЛ22 Т4 3, О, в, к 230 1,5 90
д 200 1 90
АЛ23 3, о 190 4 60
к, д 220 6 60
з, О, к 230 6 60
АЛ23 1 з, О 200 5 60
к, д 240 10 60
АЛ23 Т4 з, о, к 250 10 60
АЛ28 3, О, в 200 4 55
к, д 210 5 55
з, о, к, д 210 3,5 55
АЛ29 д 210 3 60
* Определяли на отдельно отлитых образцах илн образцах, выточенных из
прилитых к отливке заготовок.
ской чистоты ведет к снижению пластичности закаленных
литых деталей после длительного хранения или эксплуата-
ции (табл. XVI.3).
Рис. XVI.2 иллюстрирует динамику изменения механи-
ческих свойств сплавов с 9,8; 11,5 и 12,5 % Mg под влияни-
ем длительного естественного старения. Содержание в спла-
ве магния в количестве 11,5% под влиянием естественного
старения приводит к постепенному возрастанию предела
текучести, временного сопротивления разрыву и твердости
при существенном понижении пластичности.
Испытанием на межкристаллитную коррозию образцов
из алюминиевомагниевых сплавов, состаренных в течение
11 лет, установлено, что сплавы, содержащие менее
8,8 % Mg, остались нечувствительными к этому виду корро-
зии; при более высоком содержании магния все исследован-
ные сплавы приобрели под влиянием естественного старе-
ния большую склонность к межкристаллитной коррозии
[8].
398
Рис. XVI.2. Влияние длительного естественного старения т на механические свой-
ства алюминиевомагниевых сплавов с различным содержанием магния, %:
/ — 9,8; 2—11,5; 3—12,5
При изыскании новых литейных алюминиевомагниевых
сплавов ставилась задача повышения механических свойств
и коррозионной стойкости, уменьшения склонности к есте-
ственному старению по сравнению со стандартным сплавом
АЛ8. Одновременно требовалось обеспечить получение бо-
лее высоких технологических свойств новых сплавов для
достижения равномерности структуры и свойств в различ-
ных сечениях отливок, изыскания возможности литья в ко-
399
Таблица XVI.3. Влияние естественного старения на механические
свойства алюминиевомагниевых сплавов различного состава [7]
Содержа- ние Mg, % ^0’2» МПа %’ МПа б, % ан’ Дж/см2 ^0’2» МПа %’ МПа 6. % °н’ Дж/см2
после закалки после закалки и естественного старения в течение 10 лет
1,3 75 120 17 21 76 120
3,3 88 150 5 22 80 135 6,5 14
5,3 ПО 160 5 18 103 180 6 14
7,2 140 190 4 16 130 210 5 14
9,0 150 220 7 17 150 150 7 16
10,7 190 360 20 24 240 310 2 10
12,4 200 380 20 26 350 400 1,3 —
13,6 210 300 10 15 360 410 0,5 3
14,4 220 350 9 8 360 400 0,6 2
киль и хорошей свариваемости литейных алюминиевомаг-
ниевых сплавов как друг с другом, так и с деформируемы-
ми сплавом АМгб. Применительно к последнему случаю
была поставлена задача получить сплав, не требующий
специальной термической обработки.
С учетом этих требований были разработаны алюминие-
вомагниевые сплавы АЛ27, АЛ27—1, АЛ23 и АЛ23—1*.
Сплавы АЛ27 и АЛ27—1, так же как и сплав АЛ8, приме-
няют только в закаленном состоянии. При этом в качестве
закалочной среды рекомендуется применять воду, нагре-
тую до температуры не менее 95 °C, или масло. Сплавы
АЛ23 и АЛ23—1 могут применяться в литом (без термиче-
ской обработки) и закаленном состояниях.
Химический состав и механические свойства этих спла-
вов приведены в табл. XVI. 1 и XVI.2. Увеличение содержа-
ния примесей железа в алюминиевомагниевых сплавах рез-
ко ухудшает коррозионную стойкость сплавов, по-видимо-
му, за счет образования катодных включений железистой
составляющей. Увеличение содержания примеси кремния
понижает механические свойства сплавов, особенно пла-
стичность (рис. XVI.4), за счет обеднения твердого раство-
ра магнием и образования хрупких, практически нераство-
римых включений интерметаллидов фазы Mg2Si.
* Сплавы разработаны Н. Н. Белоусовым, А. А. Додоновым, В. А. Его-
ровой, А. А. Иванкиным, В. С. Колесниковой, Е. Н. Михеевой, Л. Н. При-
ходкиной, М. Н. Сарафановой.
400
Резкое ограничение вредных примесей железа и крем-
ния в алюминиевомагниевых сплавах (АЛ27 и АЛ27—1)
способствует значительному повышению коррозионной
стойкости и механических свойств этих сплавов по сравне-
нию со сплавом АЛ8 [8, 9].
Влияние дополнительного легирования сплавов высокой
чистоты добавками редких элементов проявляется в следу-
ющем. Бериллий защищает
сплав от окисления в процес-
се плавки, литья и термичес-
кой обработки. Цирконий спо-
собствует резкому измельче-
нию структуры и ликвидации
пористости в отливках, по-
скольку он связывает присут-
ствующий в сплаве водород в
гидрид циркония и, возможно,
увеличивает растворимость
водорода в сплаве* [10—13].
Титан резко измельчает струк-
туру сплава. Добавки каждо-
го из перечисленных элементов
как порознь, так и совместно
повышают механические свой-
ства и коррозионную стойкость
сплава (рис. XVI.5).
Исследование структурных
составляющих алюминиево-
магниевых сплавов методами
локального спектрального и
рентгеноспектрального анализов позволило установить, что
при введении в сплав 0,1 % Be в отдельных структурных
составляющих литого сплава содержится следующее коли-
чество бериллия: в зернах a-твердого раствора 0,05 % Be;
в участках расположения 0-фазы по границам зерен 0,06—
0,15%; по всей поверхности микрошлифа в виде рассеян-
ных мельчайших включений.
Исследования распределения циркония и титана в алю-
миниевомагниевых сплавах типа АЛ27—1 с применением
обычного металлографического микроскопа, рентгеновского
теневого микроскопа и прибора «Камека» позволили уста-
новить, что цирконий и титан обнаруживаются в микро-
структуре алюминиевых сплавов в виде включений интер-
0,29
0,2]
% 0,18
°’75
i
0,12
I 0,09
0,06
0,03
О 0,05 0,10 0,15 0,20 0,750,30
5i,Fe, %
Рис. XVI.3. Зависимость коррозион-
ной стойкости сплава АЛ8 от содер-
жания кремния и железа (литье в
кокиль):
1 — с добавкой кремния; 2 — с до-
бавкой железа; 3—с добавкой
кремния и железа поровну
* Никитина-Одина М. Ф. Автореф. канд. дис. М., 1952.
26—834
401
Рис. XVI.4. Зависимость механических свойств отливок из сплавов типа
АЛ27 от содержания примесей железа и кремния:
1— с добавкой железа; 2 —с добавкой кремния; 3 —с суммарной добав-
кой железа и кремния
металлидов Al3Zr и Al3Ti. Под влиянием термической
обработки значительная часть дисперсных частиц цирко-
ниевой и титановой составляющих переходит в твердый ра-
створ.
Следовательно, положительное влияние легирующих до-
бавок бериллия, титана и циркония на свойства алюминие-
вомагниевых сплавов заключается наряду с уменьшением
окисления сплава в процессе плавки, литья и термической
обработки, уменьшением газовой пористости и измельчени-
ем зерна также в том, что эти элементы входят в твердый
402
раствор сплава, способствуя дополнительному повышению
его механических свойств в результате термической обра-
ботки.
Сплавы АЛ27—1 и АЛ27 имеют высокую коррозионную
стойкость в атмосферных, морских условиях, а также в аг-
рессивных средах на основе азотной кислоты и др.
Сплавы АЛ27—1 и АЛ23—1 в закаленном состоянии не
склонны к межкристаллитной коррозии. В литом состоянии
Рис. XVI.5. Зависимость коррозионной стойкости алюминиевомагниевых сплавов
типа АЛ27 от содержания титана, бериллия и циркония (отливки в кокиль, за-
каленное состояние):
1 — без добавок; 2 — 0,1% Ti; 3 — 0,25% Ti; 4 — Be; 5 — Be+0,1 % Ti; 6—Be+
+ 0,1 % Ti+0,1 % Zr; 7 — Be+0,25 % Ti; 8 — Be+0,25 % Ti+0,1 %
у сплава АЛ23—1 при испытаниях на межкристаллитную
коррозию наблюдается развитие коррозии по границам зе-
рен, что обусловливается наличием в литой структуре этого
сплава выделений избыточной p-фазы по границам зерен.
В табл. XVI.4 приведены типичные механические свой-
ства сплавов АЛ8, АЛ27—1 и АЛ23—1 по результатам ис-
пытания образцов диаметром 12 мм, отдельно отлитых в
песчаные формы, а в табл. XVI.5 — по результатам испыта-
ния образцов, вырезанных из фасонных деталей из сплава
АЛ27—1, которые были отлиты в металлические формы
различными способами.
Сплавы АЛ27—1 и АЛ27 по величине удельной работы,
затрачиваемой на разрушение образца, превосходят сплав
АЛ8 почти на 40 %. По значению этой характеристики спла-
вы АЛ27—1 и АЛ27 превосходят литейные сплавы АЛ4 и
АЛ 13 и высокопрочный деформируемый сплав В95 и при-
26*
403
ближаются к таким дефор-
мируемым сплавам, как
Д1, АМ.г и АМг7 (табл.
XVL6).
Значения энергии раз-
рушения при ударном
кручении v сплавов АЛ8,
АЛ27—1 "и АЛ 7 (84—
108 Дж) примерно такие
же, как у высокопрочного
деформируемого алюми-
ниевого сплава Д16 (89
Дж), и более высокие, чем
у сплава марки В95 (57
Дж).
По величине удельной
работы при ударном рас-
тяжении сплавы АЛ23 и
АЛ 23—1 находятся на
том же уровне, что и
сплав АЛ2, и несколько
уступают сплаву марки
АЛ24.
Величина энергии раз-
рушения при ударном
кручении образцов из
сплавов марок АЛ23 и
АЛ23—1 (44—45 Дж) в
три раза больше, чем у
образцов из силумина
АЛ4 (15 Дж).
В табл. XVI.7 пред-
ставлены результаты ис-
пытания образцов Мена-
же из сплавов АЛ27—1,
АЛ8, АЛ9, АЛ 19 и на
чувствительность к тре-
щинам при повторном
ударе. Испытания прово-
дили при нормальной и
пониженной (—70°C) те-
мпературах с приложе-
жением различной эне-
ргии удара (50 и 70
Дж).
СП
I
404
Таблица XVI.5. Типичные механические свойства фасонных отливок
при литье сплава АЛ27—1 в металлические формы (закаленное
состояние)
Способ литья %> МПа Оо>2> МПа б, % ф. % а , н Дж/см2 НВ
В КОКИЛЬ 340 180 17,0 20,0 41 95
Центробежное Под давлением с примене- 340 180 16,0 18,0 45 90
нием вакуума 320 180 14,0 16,0 40 90
Жидкая штамповка . . . 360 190 20,0 20,0 50 95
При энергии удара 70 Дж и комнатной температуре ис-
пытаний образцы из сплава АЛ27—1 имеют стойкость при
повторном ударе, примерно в 4—5 раз более высокую, чем
образцы из сплавов АЛ8, АЛ9 и АЛ 19. Аналогичная зако-
номерность получена и при энергии удара 50 Дж.
Под влиянием воздействия отрицательной температуры
(—70 °C) стойкость сплава АЛ27—1 при повторном ударе
понизилась примерно на 30—50 %, однако осталась выше,
чем у других сплавов.
Сплав АЛ27—1 имеет более высокий предел усталости
по сравнению с другими алюминиевыми сплавами: при из-
гибе гладких образцов диаметром 7,32 мм из сплава
АЛ27—1 получается наиболее высокий предел усталости,
равный 75 МПа (на базе 107 циклов), в то время как у
сплавов АЛ8, АЛ9 и АЛЮ он составляет 50—60 МПа.
При отрицательных температурах до —100°C механи-
ческие свойства сплавов АЛ27—1 и АЛ23—1 практически
Таблица XVI.6. Механические свойства алюминиевых сплавов
при динамических испытаниях
Сплав Ударное растяжение Энергия раз- рушения при ударном кру- чении, Дж
<тв, МПа б. % Ф. % ан, Дж/см2
АЛ27 400 16,8 27,0 81 108
АЛ27—1 410 19,9 28,3 82 94
АЛ8 436 13,8 19,0 60 87
В95 — — — 69 57
Д16 —• — — 122 89
Д1 — — — 95 Не опор.
АЛ23 287 7,2 12,1 20 44
АЛ23—1 281 9,3 7,7 25 45
405
Рис. XVI.6. Зависимость механических свойств алюминиево-
магниевых сплавов от температуры:
1 — сплав АЛ27—1; 2 — АЛ8; 3 — АЛ23—1
не изменяются, за исключением ударной вязкости, которая
существенно понижается (рис. XVI.6). Понижение темпера-
туры до —194 °C приводит к некоторому возрастанию пре-
дела текучести, заметному понижению временного сопро-
тивления разрыву, относительного удлинения и относитель-
ного сужения, а также к уменьшению ударной вязкости.
Повышение температуры приводит к разупрочнению
алюминиевомагниевых сплавов. Однако в условиях кратко-
временного (до 15 мин) нагрева до 250 °C эти сплавы име-
406
Рис. XVI.7. Зависимость механических свойств алюминиевомагниевых сплавов и
сплава АЛ2 при испытаниях на ударное растяжение от температуры испытания:
/ — сплав АЛ27—1; 2 —АЛ8; 3 — АЛ23; 4— АЛ2
ют достаточно высокий уровень механических свойств.
С повышением температуры испытания до 300—350 °C про-
исходит значительное повышение прочностных свойств и
рост пластичности сплавов.
При проведении испытаний на ударное растяжение ме-
ханические свойства сплава АЛ27—1 практически не изме-
няются при температурах до 150°C (рис. XVI.7).
407
Таблица XVI.7. Чувствительность сплавов к трещинам при испытании
образцов Менаже на повторный удар при энергии удара ku = 70 Дж
(толщина пробы 15 мм)
Сплав й, мм N* ПРИ *исп’ °C Сплав А, мм ПРИ 'исп’ °C
20 —70 20 -70
АЛ27—1 О.о. 900 675 АЛ9 О.о. 165 125
15 910 536 15 116 140
60 370 143 60 120 150
АЛ8 О.о. 175 175 АЛ19 О.о. 193 200
15 176 156
60 140 140
Примечание. Л/ — число ударов до разрушения при температуре испыта-
ния, h — толщина стенки отливки. О. о. — отдельно отлитый образец.
С повышением температуры испытания наблюдается по-
степенное понижение модуля нормальной упругости и мо-
дуля сдвига алюминиевомагниевых сплавов (табл. XVI.8).
Алюминиевомагниевые сплавы по износостойкости и ан-
тифрикционным свойствам при испытаниях на трение на
машине Амслера (с применением ружейной смазки и без
нее) превосходят такие сплавы, как В95Т, АК6, АК4 [12].
Недостатком алюминиевомагниевых сплавов с высоким
содержанием магния (АЛ8, АЛ27—1, АЛ27) является то,
что их нельзя подвергать длительным нагревам при тем-
пературах выше 80 °C вследствие увеличения чувствитель-
ности к межкристаллитной коррозии и к коррозии под на-
пряжением.
Алюминиевомагниевые сплавы марок АЛ27—1, АЛ27,
АЛ23—1 и АЛ23 имеют хорошие технологические свойства.
По заполняемости литейных форм они практически мало
отличаются от силуминов, о чем можно судить по величи-
не жидкотекучести, определившейся с помощью прутковой
Таблица XVI.8. Модуль нормальной упругости Е и модуль сдвига G
сплава АЛ27—1 в закаленном состоянии при повышенных температурах
^исп’ °с Е, ГПа G, ГПа / °C гисп’ ь Е, ГПа G, ГПа
20 68,8 26,7 300 60,2 22,7
100 200 67,5 64,7 26,1 24,3 400 57,5 21,00
408
пробы диаметром 5 мм. Указанные сплавы значительно
меньше, чем сплав АЛ8, склонны к образованию кристал-
лизационных трещин при литье и сварке. Склонность к об-
разованию трещин определяли по ширине кольца, при ко-
торой в стандартной кольцевой пробе возникали первые
трещины.
Сплавы АЛ27—1 и АЛ27 рекомендуются для изготовле-
ния силовых деталей, работающих при температурах от
—60 до +60 °C; в ряде случаев они могут успешно исполь-
зоваться взамен дефицитных бронз и латуней, нержавею-
щих сталей и деформируемых алюминиевых сплавов при
эксплуатации узлов и деталей с приложением больших
(в том числе ударных и знакопеременных) нагрузок в раз-
личных условиях, включая воздействие морской воды и ту-
мана.
Сплавы АЛ23 и АЛ23—1 в литом состоянии (без терми-
ческой обработки) предназачены для изготовления дета-
лей, несущих средние статические и сравнительно неболь-
шие ударные нагрузки (аналогично литейному сплаву
АЛ4). Из термически обработанного (закаленного) сплава
АЛ23—1 изготавливают детали, работающие при средних
статических и ударных нагрузках.
Сплав АЛ29* разработан с учетом потребности в лег-
ких сплавах, надежно работающих в различных климати-
ческих условиях, пригоден для литья под давлением. От-
ливки из сплава АЛ29 применяют без термической обра-
ботки.
Типичные механические свойства сплава АЛ29, опреде-
ляемые на образцах, отлитых под давленим, следующие:
Ов = 250ч-290 МПа; 6=54-8 %.
Сплав АЛ29 в литом состоянии имеет удовлетворитель-
ную коррозионную стойкость. Для дополнительного повы-
шения коррозионной стойкости детали из сплава АЛ29 под-
вергают анодированию в хромовой кислоте. Сплав АЛ29
обладает удовлетворительной жидкотекучестью и малой
склонностью к трещинообразованию. Линейная усадка
сплава составляет 1,2 %- Рекомендуемая температура за-
ливки 600—700 °C.
В условиях серийного производства была доказана воз-
можность применения сплава АЛ29 для изготовления лить-
ем под давлением деталей с высокой точностью размеров,
хорошей чистотой поверхности и удовлетворительным внут-
ренним строением отливок.
* Создан Н. Н. Белоусовым, А. А. Иванкиным, К- Г. Ковви.
409
Сплавы марок АЛ23—1, АЛ29 и АЛ27—1 успешно оп-
робованы для изготовления деталей газовой аппаратуры
взамен медных сплавов.
Для литья под давлением разработан сплав АЛ22*, на-
шедший применение для изготовления деталей, работаю-
щих в установках и агрегатах кратковременно при повы-
шенных температурах.
Литейный сплав АЛ28 [13] применяется в литом состо-
янии (без термической обработки) для изготовления арма-
туры трубопроводов пресной воды, масляных и топливных
систем, а также для деталей судовых механизмов и обору-
дования.
Из сплава АЛ 13 изготовляют детали, несущие средние
нагрузки и работающие в морской воде и слабощелочных
жидкостях. Сплав находит применение для изготовления
деталей морского судостроения, а также для деталей, ра-
ботающих при повышенных (до 180—200°C) температурах,
например головок двигателей воздушного охлаждения.
В последние годы предложены и исследованы высоко-
прочные литейные алюминиевомагниевые сплавы марок
АЛ23—2 и АЛ311. Эти сплавы отличаются от сплава мар-
ки АЛ27—1 более низким содержанием магния. Кроме то-
го, в состав сплава марки АЛ23—2 дополнительно входят
хром и марганец, а в сплаве марки АЛ311 присутствует бор
взамен циркония.
Сплав марки АЛ311 имеет удовлетворительный уровень
механических свойств в литом и закаленном состояниях
(табл. XVL9) [14].
Результаты натурных испытаний деталей из литейного
сплава марки АЛ311 дали основание для замены им в ря-
де случаев деформируемых алюминиевых сплавов [15, 16].
В процессе многолетней практики производства отливок
из сплава марки АЛ27—1 и эксплуатации изделий с литы-
ми деталями из этого сплава выявились следующие особен-
ности и недостатки.
Во-первых, в литом состоянии (до термической обработ-
ки) заготовки из высоколегированных магналиев, содержа-
щих 9,5—10,5 % M.g, хрупкие, и поэтому при неосторожном
обращении в них могут возникнуть трещины. При отсутст-
вии тщательного контроля отливок на наличие трещин ука-
занные дефекты могут остаться незамеченными в условиях
производства, но в некоторых случаях обнаруживаются при
эксплуатации или хранении изделий.
* Разработан И. Ф. Колобневым и О. Б. Лотаревой.
410
Таблица XVI.9. Типичные механические свойства сплава АЛ311
Способ литья %,2’ МПа ов, МПа 6. % ан, кДж/м2
В песчано-глинистую форму 150 196 2,0 40—60
150 362 26 350—450
В металлическую форму 155 210 2—4 40—60
175 365 25 550—700
По выплавляемым моделям 153 200 2—5 —
162 322 13 195
Жидкая штамповка 159 251 5—6 40—50
170 370 37 350—1200
Примечание. В числителе приведены данные для нетермообработанного
сплава, в знаменателе — для сплава в состоянии Т4.
Во-вторых, в результате многолетнего естественного ста-
рения происходят изменения в субструктуре высоколегиро-
ванных магналиев, в том числе и сплава марки АЛ27—1.
Под влиянием структурных превращений возрастают проч-
ностные свойства материала отливок, понижаются его пла-
стичность и ударная вязкость, а также увеличивается склон-
ность к коррозии под напряжением.
Снижение содержания магния в сплаве марки АЛ27—1
с 9,5—10,5% до 8—9,5 % при дополнительном (кроме бе-
риллия, титана и циркония) легировании хромом (0,03—
0,12 %) и марганцем (0,1—0,3 %) позволило существенно
уменьшить перечисленные выше недостатки высоколегиро-
ванного магналия. Сплаву1 дано условное наименование
марки АЛ23—2 [16,17]. Гарантируемые механические свой-
ства этого сплава, полученые на отдельно отлитых образ-
цах или изготовленных из прилитых к отливке заготовках,
приведены ниже:
Способ литья
В песчаные формы (Т4) . . .
В кокиль (Т4) ................
<ТВ, МПа б, % НВ
245 5 70
314 12 75
1 Сплав разработан и исследован Н. Н. Белоусовым, Е. Н. Михее-
вой, Л. Я. Кашевник, Е П. Жолобовой и др.
411
Литейные свойства сплава характеризуются следующи-
ми данными: линейная усадка 1,1 %, жидкотекучесть
259 мм (при определении по ОСТ 1—90008—70), горяче-
ломкость 15 мм (при определении по ОСТ1—90020—71).
Отливки из этого сплава удовлетворительно свариваются
аргонно-дуговой сваркой только после закалки. При этом
прочность сварных соединений составляет 80—90 % проч-
ности основного материала.
Рекомендуемые режимы закалки сплава марки АЛ23—2
следующие.
Обычный режим: нагрев при 435+5 °C, выдержка 16—
20 ч, охлаждение в воде при 95—100 °C.
Ускоренный режим: нагрев при 435+5 °C, выдержка
4 ч, затем нагрев при 460+5 °C, выдержка 4 ч, охлаждение
в воде при 95—100 °C.
Влияние технологических параметров литья на струк-
туру и механические свойства исследовали путем отливки
слитков диаметром 70 мм и высотой 230 мм в металличес-
Та блица XVI.10. Механические свойства образцов, вырезанных
из слитков диаметром 70 мм( без термической обработки)
Условия кристал- лизации АЛ27—1 (6=0) АЛ23—2
(3, °C °с O"q,2> Л4Па ов, МПа <т0,2, МПа ов, МПа 6, %
700 100 138 138 163 272 4,0
200 172 172 155 258 3,3
300 177 190 168 292 7,7
400 175 183 163 262 4,7
800 100 158 170 165 302 8,3
200 152 165 162 274 9,3
300 160 165 166 292 7,0
400 127 127 172 258 4,0
900 100 155 167 164 306 8,7
200 158 162 167 296 7,7
300 175 175 165 236 3,3
400 127 127 169 310 2,3
1000 100 165 172 161 258 3,3
200 175 187 156 272 6,7
300 133 133 163 298 8,3
400 123 130 152 192 1,7
Примечание,
нагрева кокиля.
/8—температура заливаемого металла,
tк— температура
412
Таблица XVI.11. Механические свойства образцов, вырезанных
из слитков диаметром 70 мм (после закалки)
Условия кристалли- зации АЛ27—1 АЛ23--2
'з>°С 'к- °C <тв, МПа б. % °н’ кДж/м2 GB’ МПа б, % кДж/м2
700 100 400 24 500 390 24 400
200 390 22 400 370 22 400
300 380 20 300 370 19 400
400 290 8 200 340 15 400
800 100 350 17 400 390 21 600
200 330 12 400 380 21 600
300 280 9 300 370 20 700
400 270 8 300 350 16 500
900 100 320 12 400 370 22 800
200 280 9 400 350 16 600
300 260 7 300 350 14 500
400 240 6 300 350 12 500
1000 100 310 10 300 380 22 600
200 270 8 300 300 9 300
300 230 5 300 300 9 400
400 220 4 200 210 3 200
кую форму, нагретую до температур от 100 до 400 °C, тем-
пература заливки изменялась в пределах от 700 до 1000 °C.
Указанные режимы литья позволили обеспечить изменение
скоростей охлаждения затвердевающих слитков в широ-
ком диапазоне, характеризующем все разнообразие тепло-
вых условий формирования структуры деталей, получае-
мых методами литья в металлические, сырые и сухие пес-
чаные формы.
Приведенные в табл. XVI. 10 результаты испытания об-
разцов до термической обработки позволяют установить
значительную разницу в уровне механических свойств
сплавов АЛ27—1 и АЛ23—2. Отливки в металлические
формы из сплава АЛ27—1 в литом состоянии имеют очень
низкие прочностные и пластические свойства по сравнению
с отливками из сплава АЛ23—2.
Анализ результатов испытаний термически обработан-
ных образцов из исследуемых сплавов (табл. XVI.11) по-
казывает, что на механические свойства сплавов АЛ27—1 и
АЛ23—2 условия затвердевания оказывают очень большое
влияние: по мере увеличения температуры заливаемого
413
Таблица XVI. 12. Механические свойства образцов, вырезанных
из отливок сплава АЛ23—2
D отливки, мм Термообра- ботка а0,2- МПа ов, МПа 6. % ап’ кДж/м8 нв
Литье в кокиль
50 — 175 273 5,0 49 95
Т4 185 369 13,8 481 95
188 375 13,3 235 95
70 — 169 238 2,3 39 89
Т4 185 347 16,1 343 90
1 ‘х 181 389 11,6 343 90
Литье в сырую песчаную форму
12—18 — 162 202 1,0 29 85
Т4 184 335 9,5 216 95
179 353 10,1 137 88
П р и м е ч а н и е. В числителе приведены данные для закалки в воду, в
знаменателе — на воздухе.
металла и температуры нагрева формы наблюдается пони-
жение как прочностных, так и пластических свойств.
Отливки из сплавов АЛ27—1 и АЛ23—2, залитые при
700 °C, оказались герметичными при давлении воды до
450 МПа; при температуре заливки 1000 °C течь в образ-
цах была выявленая без приложения давления. При темпе-
ратурах заливки металла 800, 900 и 1000 °C образцы имеют
значительную пористость, причем размер и количество пор
увеличиваются с повышением температуры заливаемого
металла.
Для уменьшения остаточных напряжений и коробления
допускается охлаждать отливки после нагрева под закал-
ку не в воде, а на воздухе.
Типичные механические свойства образцов, вырезанных
из литых заготовок сплава марки АЛ23—2, приведены в
табл. XVI.12.
Сплав марки АЛ23—2 в термически обработанном сос-
тоянии является коррозионностойким сплавом с повышен-
ной стабильностью размеров и свойств во времени. Сплав
удовлетворительно сваривается аргонно-дуговой сваркой,
которая применяется для заварки дефектов литья.
414
Сплав используют для изготовления деталей средней и
сложной конфигурации (корпуса, крышки, кронштейны и
т. п.) способами литья в песчаные формы, кокиль, по вы-
плавляемым моделям, под давлением, жидкой штамповки,
литья под низким давлением, с противодавлением, авто-
клавными способами литья, литья способом последователь-
ного заполнения формы.
Сплав хорошо обрабатывается резанием, детали из не-
го можно полировать.
Сплав обладает удовлетворительными антифрикцион-
ными свойствами при трении в условиях смазки и может
применяться в узлах трения различных приборов и меха-
низмов. Из него изготавливают также детали, подвергаю-
щиеся в процессе эксплуатации коррозионным воздействи-
ям атмосферы, морского тумана, несущие повышенные ста-
тические и средние ударные нагрузки и работающие при
температурах от —60 до +60 °C.
За 15—20 лет применения высокопрочных литейных
алюминиевомагниевых сплавов марок АЛ27, АЛ27—1, а
также за 4 года применения сплавов марок АЛ311 и
АЛ23—2 накоплен достаточно большой производственный
опыт получения качественных отливок из этих сплавов.
При освоении и промышленном использовании сплавов
марок АЛ27, АЛ27—1, АЛЗ 11 и АЛ23—2 следует учиты-
вать, что качество деталей из этих сплавов определяется
тщательным соблюдением параметров технологического
процесса плавки, обработки расплава и разливки в формы.
В этом отношении высоколегированные магналии требуют
большего влияния, чем, например, силумины.
При плавке магналиев в пламенных печах необходимо
защищать поверхность расплава флюсом, а перед разлив-
кой сплавы должны быть тщательно отрафинированы.
В качестве рафинирующего средства хорошо зарекомендо-
вали себя гексахлорэтан и «дегазер».
Из-за высокой концентрации магния сплавы марок
АЛ27, АЛ27—1, АЛЗ 11 и АЛ23—2, особенно при литье, про-
являют значительную склонность к окислению, несмотря
на присутствие в химическом составе защитной добавки бе-
риллия. Эффективным средством предотвращения попада-
ния крупных окисных частиц в отливки является установ-
ка в литниковую систему синтетических фильтрующих се-
ток с ячейкой 0,8—1,5 мм. Очень важно на всех стадиях
технологического процесса соблюдать температурный ре-
жим приготовления и разливки магналиев, не перегревая
сплавы выше 730—740 °C.
415
Часть четвертая.
СВОЙСТВА ПРОМЫШЛЕННЫХ
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Глава XVII. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
В данной главе приведены общая характеристика и сопоставление
основных механических свойств алюминиевых деформируемых, алюмини-
евобериллиевых и порошковых сплавов при комнатной, повышенных и
пониженных температурах.
1. Свойства при комнатной температуре 1
Механические свойства при растяжении. В зависимости от прочност-
ных свойств алюминиевые сплавы можно разделить на три группы:
низкопрочные (ов до 300 МПа), среднепрочные (ов от 300 до 450МПа)
и высокопрочные (ов выше 450 МПа) [1, 2, 3].
Временное сопротивление алюминиевых сплавов при комнатной
температуре изменяется в широких пределах — от 80 до 750 МПа; пре-
дел текучести — от 30 до 690 МПа. Наименьшей прочностью при очень
высокой пластичности обладает технически чистый алюминий марки
АД (ов=80 МПа, 6=35 %, ф=80 %). Самый прочный сплав В96Ц1 си-
стемы А1—Zn—Mg—Си (сгв=750МПа; 6=6 %).
Большинство алюминиевых сплавов низкой прочности (ов до 300
МПа) не упрочняется термической обработкой и применяется в отож-
женном и нагартованном состояниях (табл. XVII.1). К этой группе от-
носятся технически чистый алюминий АД, сплавы АМц, АМг1, АМг2,
АМгЗ, АМг4, АМг5, некоторые термически упрочняемые сплавы систе-
мы А1—Mg—Si (АД31, АДЗЗ) и порошковые сплавы САП-1, САС-1 и
САТ-1.
У сплавов системы А1—Mg—Si (АД31, АДЗЗ и др.) в естественно
состаренном состоянии сохраняются высокие значения удлинения. Ис-
кусственное старение этих сплавов по сравнению с естественным резко
повышает прочностные свойства.
Сплавы средней прочности (ов от 300 до 450 МПа) упрочняются
термической обработкой и применяются после закалки и естественного
или искусственного старения (табл. XVII.2). К ним относятся сплавы
АД35, АВ, АК4-1, АК6, АК8, Д1, Д16, 1163, Д19, 1161, ВАД1, М40,
Д20, 1201, 01205, 01570, АМгб, 01911, 1420, САП2.
Прочность листов и плит из сплава Д16 в естественно состаренном
состоянии несколько меньше прочности в нагартованном и искусствен-
но состаренном состояниях. Нагартовка холодной прокаткой в закален-
ном состоянии в большей степени повышает о0,2 по сравнению с ов при
существенном снижении удлинения.
Сплавы АВ, Д1, Д16, Д19, так же как и высокопрочные сплавы
В95, В96Ц1, обладают ярко выраженным пресс-эффектом, поэтому
прочностные характеристики прессованных полуфабрикатов (профили,
трубы и т. д.), зависящие от сечения, направления вырезки образцов,
выше, чем у катаных полуфабрикатов (листы, плиты и т. д.).
Авторы: О. А. Романова, С. Н. Боровских.
416
Таблица XVIL1. Типичные свойства при комнатной температуре
алюминиевых сплавов низкой и пониженной прочности_____________
Сплав и его со- стояние Вид полуфабриката Е, ГПа KJ с £ С* 1? ся Е S и е> 6- % it, % тср, МПа Й а—1, МПа
АД1М Листы катаные 71 40 80 35 80 60 25 35
АД1Н Прутки прессован- ные — 100 150 6 60 — — 50
АМиМ Листы катаные 70 60 ПО 23 70 80 30 —
АМцП То же — 130 170 10 55 100 40 —
АМцН » » — 180 220 5 50 ПО 55 —
AMrlM Листы катаные и прутки прессован- ные 70 50 120 28 — 100 30 70
АМг2М Листы катаные 71 100 190 23 30 125 45 —
АМг2П Листы катаные — 210 250 8 — 140 68 —
АМг2Н То же — 230 280 5 — 165 77 —
АМгЗМ » » 71 120 230 25 — 155 58 80
АМгЗП » » — 230 270 8 — 160 75 —
АМг4М » » 71 140 280 23 — 175 — 100
АМг4П » » — 240 320 12 — — — —
АМгбМ Листы 71 150 300 20 — — — но
Прутки, штампов- ки, продольное на- правление — 160 300 14 — 190 — —
АМгбМ Листы, профили 71 170 340 20 — 210 — 100
Поковки (2500 кг) — 150 300 14 — — •— —
АМгбН Листы катаные — 300 400 9 — 250 — 250
АМгбНН Листы катаные — 320 420 10 — — — —
АМгбб То же — 200 380 22 — — — —
01570 Профили и прутки — 300 400 17 — — — —
АД31Т прессованные 71 80 170 20 — — — 70
АД31Т1 То же 71 210 250 13 — 150 80 90
АДЗЗТ » » 140 240 20 — 165 65 90
АДЗЗТ1 » » 71 280 320 12 25 190 25 100
АД35Т » » 71 200 270 15 — 155 60 —
АД35Т1 » » 300 330 10 35 180 95 по
АВТ1 » » 71 290 350 12 20 210 95 115
Штамповки, про- дольное направле- ние — 260 310 10 — 195 85
27—834
417
Таблица XVII.2. Типичные механические свойства при комнатной
температуре алюминиевых сплавов средней прочности
Сплав и его Вид полуфабриката а к—« °0,2 пв б га Е S Е 2
состояние U) МПа % ь< и 03 X Г ь
Д1Т, Д1ЧТ Д16чТ, 1163Т Д16чТ1, 1163 Д16чТ1, 1163Т1 Д19Т Д19чТ 1161 М40Т1 ВАД1Т Д20Т1 Д20Т1Н Д20Т1 Д21Т1 1201Т1 01205 ВД17Т1 В92Т1 1915Т1 1911Т1 Штамповки Листы, плиты ка- таные Профили прессо- ванные Листы, плиты ка- таные Листы катаные Профили прессо- ванные Панели прессо- ванные Листы катаные Профили, панели прессованные Листы катаные Профили, прутки прессованные Листы катаные Плиты катаные Профили, прутки прессованные Поковки, штампов- ки Листы, плиты ка- таные Профили прессо- ванные Поковки Листы, плиты ка- таные Штамповки: продольное на- правление поперечное на- правление Листы, плиты ка- таные Профили, прутки прессованные Листы, плиты ка- таные Профили, прутки прессованные Листы, плиты ка- таные Профили, прутки прессованные 72 72 72 72 70 72 71 70 71 69 72 71 71 72 72 72 70 72 72 69 70 68 70 68 70 280 320 350 400 310 350 280 250 310 280 360 300 360 280 350 350 350 260 380 340 200 300 340 280 320 350 420 410 450 480 470 440 480 450 390 400 440 500 420 450 420 430 450 430 380 460 520 440 400 450 360 380 420 500 15 19 12 8 16 10 20 18 12 18 13 11 10 10 9 8 7 7 9 17 17 10 10 11 10 12 15 30 26 17 2 35 16 20 20 20 270 290 290 290 270 260 290 270 270 ПО 120 115 100 115 140 130 140 120 160 150 120 140 105 105 130 ПО 130 165 150
418
Таблица XVII.3. Типичные механические свойства при комнатной
температуре алюминиевых сплавов средней прочности и ковочных
сплавов
Сплав и его состояние Вид полуфабриката Е, ГПа а0,2> МПа ав- МПа 6. %
АК4—1ч Листы, плиты катаные* 72 360 420 7
Профили, прутки прессованные 73 370 420 7
Поковки, штамповки: продольное направление 73 320 420 8
поперечное » — 300 400 6
высотное » — — 390 5
АК4—2 Профили прессованные: продольное** направление — 390 440 9
поперечное » — 380 420 7
высотное » — 370 410 6
Плиты: продольное** направление — 380 420 12
поперечное » — 380 420 10
высотное » — 370 400 6
АК6Т1 Поковки, штамповки: продольное** направление 72 340 420 10
поперечное » 72 320 400 9
АК6ПП 1[рутки прессованные — 410 490 12
АК8Т1 Поковки, штамповки: продольное направление — 310 420 10
поперечное » — 290 410 6
высотное » — 290 390 3
Прутки прессованные — — 470 12
1420 Листы, закалка в воду, правка до 3 %: продольное направление 75 240 400 12
поперечное » — 250 400 15
Листы, перезакалка в воду: продольное направление — 200 360 15
поперечное направление — 220 360 17
Листы, перезакалка на возду- — 240 380 15
хе, поперечное направление Листы, закалка на воздухе, — 250 420 12
правка до 4 %, поперечное на- правление Листы, закалка на воздухе, ис- 270 450 9
кусственное старение, попереч- ное направление Профили с полкой толщиной: до 1,5 мм 270 430 10
1,5—10 мм — 300 450 9
Штамповки, поковки 75 260 420 8
* о_1 = 125 МПа. ** О = 130 МПа.
27*
419
Таблица XVI1.4. Типичные механические свойства при комнатной
температуре алюминиевых сплавов высокой прочности________________
Сплав и его состояние Вид полуфабриката Е, ГПа <Tq 2, МПа га е S д ь б, % % ‘Ф BHW и К <т_р МПа
В95пчТ1; В95очТ1 Лист, плиты ка- таные, поперечно- го направления 72 500 570 12 27 320 — 160
В95пчТ2; То же 72 450 530 12 30 320 150 150
В95очТ2
В95пчТЗ; » » 72 410 500 12 34 310 140 140
В95очТЗ; В95пчТ1
В95очТ1 Профили прессо- ванные: 72 550 600 12 20 330 160 180
В95пчТ2 продольное на- правление 72 470 540 12 30 330 150 160
В95очТ2 Профили, панели прессованные 72 470 540 12 30 330 150 170
В95пчТЗ; В95пчТЗ В95пчТ2; Профили прессо- ванные, продоль- ное направление Поковки, штампо- вки: 72 410 500 12 34 310 140 160
В95очТ2 В95пчТЗ; продольное на- правление высотное на- правление Поковки, штам- повки: 73 470 440 540 480 12 5 30 10 310 270 150 150
В95очТЗ В95очТЗ с цирконием продольное на- правление высотное на- правление Поковки, штам- повки: 72 430 410 510 470 12 6 33 11 320 280 140 140
продольное на- правление /3 490 540 И — — — —
В93пчТ2 высотное на- правление Поковки, штам- повки: 480 510 3
продольное на- правление 72 440 470 10 30 310 125 140
ВЭЗпчТЗ высотное напра- вление Поковки, штампов- ки: 72 440 470 5 10 310
продольное на- правление высотное на- правление 72 360 360 440 440 12 6 40 15 290 290 115 115 130
420
Продолжение
Сплав и его состояние Вид полуфабриката Е, ГПа га Е S ё5 Е и е> вб ф. % га Е р. СП К МПа |
I933T3 Поковки, штам- повки: 390 460 11
продольное на- правление — — — —
поперечное на- правление 380 450 8 — — — —-
В96ЦЗТ1 высотное направ- ление Поковки, штам- повки: 370 440 4
продольное на- правление 71 600 630 10 25 —. 175 170
поперечное на- правление 71 480 540 12 35 340 155 170
В96ЦЗТЗ; В96Ц1Т1 Профили прессо- ванные, продоль- ное направление — 680 720 6 — — —• —
В96Ц1Т2 Профили прессо- ванные, продоль- ное направление — 630 660 8 14 — — —
ВАД23Т1 Листы катаные — 500 560 5 — — — 140
Профили, прутки прессованные 76 550 590 5 — 340 150 160
Типичные свойства ковочных сплавов АК4-1, АК4-1ч, АК4-2, АК6,
АК8, В93пч, В95пч, В95оч, В96ЦЗ приведены в табл. XVII.3—XVIL5.
Характерным для этих сплавов, кроме высокопрочных сплавов В93,
В95 и В96ЦЗ, является сравнительно невысокая прочность (сгв=
=4004-440 МПа) в продольном направлении поковок и штамповок. Для
полуфабрикатов из алюминиевых сплавов характерна анизотропия
структуры и свойств, наблюдаемая на всех полуфабрикатах, причем в
большей степени на полуфабрикатах с перекристаллизованной струк-
турой. Как правило, прочностные характеристики несколько снижаются
в поперечном и сильнее в высотном направлениях.
Высокопрочные ковочные сплавы В93, В95, В96ЦЗ в состояниях
Т2 и ТЗ имеют прочность от 440 до 540 МПа при о0,2 от 360 до
480 МПа.
К термически упрочняемым сплавам высокой прочности (сув=
=450 МПа и выше) относятся сплавы В93, В95, В96, ВАД23 и час-
тично сплавы Д16, Д19, М40, АК8, ВАД1 и др. (в виде прессованных
полуфабрикатов). Для сплавов этой группы характерны высокие зна-
чения предела текучести.
Сплавы В93, В95, В96, ВАД23, Д16Т1 имеют относительно низкие
значения удлинения и обладают повышенной чувствительностью к кон-
421
Таблица XVII.6. Отношение (У0,2/<7в и пластические свойства
некоторых алюминиевых сплавов
Таблица XVII.5. Типичные механические свойства порошковых и алюминиевобериллиевых сплавов
Сплав и его состояние ао,2/°в б, % Сплав и его состояние стоУ°в б, %
АД1М 0,50 35 1420Т1 0,60 12
АД1Н 0,66 6 В95Т1 0,87 10
АДЗЗТ 0,58 20 В95пчТ2 0,85 12
АДЗЗТ1 0,87 12 В95пчТЗ 0,82 12
АМгбМ 0,50 20 В93Т1 0,96 8
АМгбНН 0,76 10 В93пчТ2 0,93 10
АМгбН 0,75 9 ВЭЗпчТЗ 0,81 12
Д16Т 0,71 19 ВАД23Т1 0,90 6
Д16Т1 0,85 8 В96Ц1Т1 0,94 6
1201Т1 0,78 8 В96Ц1Т2 8
АК4—1Т1 0,85 8 В96ЦЗТ1 0,95 10
В96ЦЗТЗ 0,88 12
центрации напряжении. Заметное повышение пластичности сплавов (В95,
В96 и др.) можно получить, снижая содержание примесей железа и
кремния и применяя смягчающие режимы старения.
В табл. XVII.6 приведены величины отношения предела текучести
к временному сопротивлению некоторых алюминиевых сплавов при рас-
тяжении, а также их удлинения. Сплавы в отожженном состоянии об-
ладают наименьшим отношением (Уо,2/сГв 0,5— при лучшей пластично-
сти (35—20 %)- У естественно состаренных сплавов сохраняются вы-
сокие значения удлинения, отношение (То.г/сНз невелико (0,58-—0,71).
Для большинства искусственно состаренных сплавов отношение
сг0,2/сгв составляет 0,78—0,96. Самые высокие значения этого отношения
наблюдаются у сплавов системы А1—Zn—Mg—Си и у сплава ВАД23
при низких значениях относительного удлинения.
Снижение содержания железа и кремния, а также применение
смягчающих режимов старения Т2 и ТЗ снижает отношение (Уо.аМв и по-
вышает относительное удлинение.
При низких значениях удлинения конструкции успешно работают в
том случае, если устранены резкие концентраторы напряжений и тех-
нология изготовления полуфабрикатов строго регламентирована. Мо-
дуль нормальной упругости Е — важная конструкционная характерис-
тика, особенно в тех случаях, когда имеет место потеря продольной
устойчивости. Модуль упругости основных алюминиевых сплавов на-
ходится в пределах от 70 до 78 ГПа (табл. XVI 1.7). Из деформируемых
сплавов наиболее высоким модулем упругости обладает сплав ВАД23,
за ним следует сплав 1420.
Особую группу сплавов составляют САПы и САСы с повышенным
значением модуля упругости (72—НО ГПа). Затем идут так называе-
мые высокомодульные, сплавы алюминия с бериллием, у которых мо-
дуль упругости составляет 115—200 ГПа, т. с. почти в 2,5 раза больше,
чем у стандартных алюминиевых сплавов. Композипонные алюминие-
вые металлические материалы обладают также достаточно высокими
значениями модуля упругости: 90—120 ГПа.
Вследствие того что сплавы 1420 и ВАД23 обладают наименьшими
значениями плотности среди алюминиевых деформируемых сплавов, их
423
422
Таблица XVII.7. Модуль упругости при растяжении, сжатии и сдвиге
некоторых алюминиевых сплавов, ГПа
Сплав Е £сж G И Сплав Е £сж G ц
АД1 71 71 27 0,31 В95 72 73,5 27,5 0,31
Д16 72 73,5 27 0,31 ВАД23 76 80 29 0,31
АМг2 71 72 27 0,32 1201 72 74 27 0,33
АД31 71 72 26,5 0,32 Д18П 71 — 27 0,31
АДЗЗ 71 72,5 26,5 0,33 АК6 72 73,5 27 0,33
АК4—1 73 74 27,5 0,31 1420 78 — — —
преимущества в расчетах на удельную жесткость (£3^2/у) проявляются
в большей степени. Алюминиевобериллиевые сплавы в этом отношении
более перспективны. В случае применения последних в конструкциях
выигрыш в массе достигает 20—50 %-
Механические свойства при сжатии и кручении. Модуль упругости
при сжатии £Сж примерно на 2—3 % выше, чем упругости при растя-
жении (см. табл. XVII.7). Предел текучести при сжатии (O-0.2) так-
же несколько выше (на 2—5 %) предела текучести при растяжении
(табл. XVI 1.8).
Модуль сдвига G алюминиевых сплавов, определяемый при испы-
тании на кручение, находится в пределах 26500—29000 МПа, причем
чем выше модуль нормальной упругости сплава, тем выше и модуль
сдвига. Для большинства алюминиевых сплавов коэффициента Пуас-
сона составляет 0,31—0,33.
Сопротивление срезу имеет особое значение для заклепочных спла-
вов (табл. XVII.9). Основные требования, предъявляемые к этим спла-
вам,—достаточно высокое сопротивление срезу и способность выдер-
живать значительную холодную деформацию.
Таблица XVII.8. Предел текучести при сжатии и растяжении
некоторых алюминиевых сплавов
Сплав и его состояние °—0,2' МПа %,2’ МПа Сплав и его состояние °—0,2‘ МПа °0,2* МПа
АМгбМ катаный 170 170 АК4—1чТ1:
АМгбН катаный 320 300 катаный 350 330
Д16Т прессован- 390 380 прессованный 320 320
ный
Д16Т катаный 320 280 В95Т1:
катаный 560 440
Д16ТН катаный 370 350 прессованный 540 550
Д16Т1 катаный 400 390 В95Т2:
Д16Т1Н катаный — 460 катаный 450 450
прессованный
АК6Т1 штампе- 340 320 В93Т1, штамповки 450 440
ванный ВАД23Т1 катаный 520 490
424
Таблица XVII.9. Типичные механические свойства при комнатной
температуре заклепочных сплавов
Сплав и его состояние Е, ГПа %’ МПа aQ , МПа б, % М>. % Тгп, МПа ср НВ
АМг5ПМ 70 270 150 23 190 70
Д18Т 71 300 170 24 50 210 70
В65Т 71 400 250 20 50 260 90
Д19ПТ 70 460 280 20 40 290 120
В95ПТ1 72 580 510 8 — 340 150
В95ПТЗ 72 500 360 10 45 310 —
Д16ПТ 71 450 290 18 35 290 120
Алюминиевые заклепочные сплавы, упрочняемые термической обра-
боткой, в зависимости от состава могут расклепываться либо в све-
жезакаленном, либо в состаренном состоянии. Для массового производ-
ства предпочтительнее заклепки, которые можно ставить в состарен-
ном состоянии.
Наиболее высоким сопротивлением срезу обладают сплавы
В95пТ1 и В95пТЗ. Самое большое применение для силовых конструк-
ций нашли заклепки из сплавов Д19П и В65. Для менее нагружен-
ных конструкций, требующих повышенной коррозионной стойкости,
применяют сплав АМгбП, в конструкциях подвергающихся нагреву —
сплав Д19П.
Величины сопротивления срезу остальных алюминиевых сплавов
приведены в табл. XVI 1.1—XVI 1.5. Как показывают эти данные, тСр
атюминиевых сплавов меняется в широких пределах: от 60 до 340 МПа.
Отношение тСр/(Тв для всех алюминиевых сплавов составляет 0,5—0,7.
Сопротивление смятию является важной конструкционной характе-
ристикой для оценки прочности в условиях, когда нагрузка передает-
ся от одного элемента к другому через поверхность, по которой эти
элементы соприкасаются между собой. Сопротивление смятию зависит
от свойств материала и геометрии конструктивного узла.
Напряжение смятия в болтовых и заклепочных соединениях рас-
пределяются неравномерно из-за наличия отверстий и действия болта
и заклепки. Эта неравномерность не принимается во внимание при оп-
ределении модуля упругости, пределов пропорциональности, текучес-
ти и прочности.
Значение модуля упругости и предела текучести при смятии по
сравнению с модулем упругости при растяжении плакированных листов
из сплавов Д16, В95 и ВАД23 приведены ниже:
Е, ГПа, при:
сжатии...................
растяжении............
<То,2, МПа, при:
сжатии...................
растяжении............
<Уо,2 см/0о,2............
Д16Т В95Т1 ВАД23Т1
29 28,5 31
72 72 76
350 540 740
310 460 520
1,21 1,30 1,43
425
Напряжение смятия определяли в отверстии и диаметром 10 мм при
следующих отношениях размеров образца: b]d=4 и x/t/=2, где b —
ширина образца, d — диаметр отверстия, х — расстояние от края отвер-
стия до торца образца в направлении, перепендикулярном действию на-
грузки.
Для алюминиевых сплавов средний модуль упругости при смятии
составляет 0,3—0,4 от модуля упругости при растяжении. Предел теку-
чести и прочности при смятии выше, чем при растяжении. Так, у спла-
ва Д16 Оо,2 при смятии на 20 % выше, чем при растяжении, a v спла-
ва ВАД23 — на 40—45 %.
Твердость. Алюминиевые деформированные сплавы при комнатной
температуре имеют твердость от 25 до 170 МПа. Следует отметить, что
для алюминиевых сплавов не наблюдается устойчивого соотношения
между твердостью и временным сопротивлением. Испытания на рас-
тяжение являются основным методом испытания алюминиевых сплавов.
По твердости можно определить, например, состояние материала: отож-
женное, закаленное, состаренное. Различного вида пережоги и наруше-
ния режимов термической обработки сплавов этим испытанием устано-
вить не удается.
2. Трещиностойкость сплавов 1
Методы оценки [4—7]
В современных методах оценки трещиностойкости (способности тормо-
зить разрушение) используют характеристики, получаемые непосред-
ственно в процессе усталостного разрушения, или испытывают образ-
цы с заранее полученной усталостной трещиной. Таким образом, ис-
пользуя концентратор напряжения максимальной остроты, часто
встречающийся в практике аварийных разрушений, получают наиболее
универсальные характеристики сопротивления разрушению.
Ударный изгиб образцов с трещиной (ГОСТ 9454—78). Основные ре-
зультаты, приведенные ниже, получены на образцах типа 15. Кроме ис-
пытания на удар, образцы с трещиной можно испытывать на статический
изгиб при том же расстоянии между опорами (40 мм). Трещину глуби-
ной 1,5 мм обычно получают на настольных вибрационных приборах.
Можно использовать усталостные машины, предназначенные для изгиба
без вращения.
Основной характеристикой является удельная работа разрушения:
цт.у(КСГ) =Лту(К7)/Гнетто, где Ат.у—полная работа разрушения образ-
ца с трещиной, измеренная по стрелке копра (при ударном) или по пло-
щади под диаграммой нагрузка — прогиб (при статическом изгибе);
Тнто— площадь поперечного сечения нетто. При статическом изгибе
и при испытании на удар на копре с осциллографом также можно оп-
ределить разрушающее напряжение: Опзг = ЗРтах-Б/(2Д нетто), где
Ртах — максимальная нагрузка; L — расстояние между опорами; t —
толщина; 6неТто — ширина (высота) сечения нетто.
Для испытания в основном применяется ударный изгиб вследствие
его простоты и относительного постоянства податливости копров раз-
ных типов. Для большинства алюминиевых сплавов работа разруше-
ния при ударном изгибе (аТу) выше, чем при статическом (ат-с). Ис-
1 Авторы: Н. И. Новосильцева, Б. А. Дроздовский, В. Ю. Соин,
Т. В. Полищук.
426
ключенне составляют сплавы, содержащие цинк (типа В95, В96), у ко-
торых величина ст.у или равна gt.c, или даже ниже (рис. XVII.1).
Однократное одноосное растяжение образцов
с центральной трещиной
Этот вид испытаний применяется в основном для листовых материалов
толщиной до 10 мм*. Для испытаний алюминиевых сплавов применяют
образцы со сквозной трещиной. Ширина образца должна быть не ме-
нее 100 мм. Чем шире образец, тем легче выявляется опасная хрупкость
АК4—1 (3) и Д16Т (4) по различным характеристикам
/ — Щ , II — отр , III—G IV —а ,
В нетто с т.у
материала и тем ближе испытание к условиям службы обшивочных ма-
териалов. Трещину создают на пульсаторе от исходного концентратора
щели шириной 0,2—0,4 мм. Длина трещины от конца щели не менее
2 мм. Испытание можно проводить при разной и при одной длине ще-
ли. В последнем случае длина щели с трещиной принимается равной
0,3—0,4 от ширины образца Ь. Ширину сечения нетто (&Нетто) измеряют
по излому образца. Разрушающее напряжение или остаточная прочность
образца с трещиной нетто=Лпах/(^нетт<А Эта величина зависит от
ширины и толщины образца и уменьшается с ростом ширины при дан-
ной толщине. Поэтому она может служить только как сравнительная,
а не расчетная характеристика. Несколько меньше зависит от ширины
образца величина критического истинного и условного (Кс) (или
Кр коэффицснта интенсивности напряжений при плоском напряжен-
ном состоянии, а также величина условного коэффициента интенсив-
ности напряжений при страгивании трещины Кстр-
* Для определения Кс рекомендуется выполнять условие равенства
толщины образца и элемента конструкции из данного материала.
427
Величину Кс определяют так же, как и о’етто:
(эт зтХ? \ 1 /2
—sec—(1—0,025kQ+0,067.g) опре-
деляют обычно по готовым таблицам, "ka^^lolb, 10 — полудлина исход-
ной трещины.
Величину К.с определяют по той же формуле, что иКс, с учетом
/ист — длины трещины в момент достижения Ртах, получаемой при не-
прерывной записи диаграммы нагрузка — длина трещины.
кист=2/Ист/&. Определение Кс и Кс правомерно только при условии
«то <О.8(Го,2.
Определение величины Kic- Величина критического коэффициента ин-
тенсивности напряжений при плоской деформации Kic (ОСТ 1—90215—
Рис. XVII.2. Основные типы
(I—III) диаграмм Р — Д
(нагрузка — смещение) и
схемы определения величины
76) еще в меньшей степени зависит от размеров образца ( в том
числе от его толщины), чем Кс. Для определения Kic используют так-
же образцы с усталостной трещиной. Испытание проводят на машине,
оборудованной электронной записью диаграммы нагрузка — раскрытие
трещины. Обычно применяют образец для испытания на внецентренное
растяжение, при этом толщина подбирается так, чтобы при дальнейшем
увеличении толщины величина Kic оставалась бы неизменной1.
Для внецентренного растяжения К1С=РоУЩЬ№)\ PQ определяют
из диаграммы нагрузка — раскрытие трещины (рис. XVII.2):
у=29,6 (к)1 /2—185,5 (%)3/2+665,7 (к)5/2—1017 (к )7/2 + 638,9 (к)9/2.
Величину у для определения К с обычно, так же и для Кс, находят
по готовым таблицам ОСТ 1—90215—76. Одновременно с Kic можно вы-
числить разрушающее напряжение ст„етто =2Pmax" (2l+b)/t(b—i)2. Эта
величина существенно зависит от размера образца.
Испытание на однократное двухосное растяжение
Для определения прочности при двухосном растяжении образцов с ис-
ходной трещиной применяют два метода: испытание сферических сег-
ментов или плоских пластин.
1 Для большинства сплавов следует по возможности использовать
образцы толщиной 35,0 мм.
428
Рис. XVII.3. Образцы для определения
скорости роста трещины усталости при
двухосном растяжении:
I—плоская пластина (0,2s=:o2/<ji^1);
II — сферический сегмент; А — размеры
щелевого надреза. Образец / использу-
ют также для испытания при О2/сч=0
(одноосном) и 02/01=—1 (разноименном
двухосном) растяжении
Испытание внутренним давлением сферических сегментов. Сегмен-
ты получают путем вытяжки из плоских заготовок, В полюсе сегмен-
та делают сквозную щель (шириной 0,3 мм и длиной обычно 0,1 от об-
разующей сегмента, которую уплотняют липкой лентой). По концам
щели создают трещины длиной 2 мм путем циклического нагружения.
В процессе испытания регистрируют давление под образцом (Р) и
прогиб (Дйтр). Прочность образца с трещиной определяют по формуле
°брутто —-PmaxPc/2/o, где Ртах — максимальное давление под образцом;
Рс — радиус сферического сегмента; /0— исходная толщина в полюсе
сегмента (до испытания).
Условный критический коэффициент интенсивности напряжений опре-
деляют по формуле: К* * =Обр(Ш)1^2 у, где у — коэффициент, учитыва-
ющий действие мембранных напряжений и напряжений в результате из-
гиба кромок трещины. Величина у зависит от параметра оболочки:
Хоб= [12(1—р2)]1/4//(ад1/2, где I—полудлина трещины; Рс—радиус;
t — толщина сегмента. Значения у приведены в работе [14].
Испытание плоских пластин1.
На рис. XVI 1.3 показаны форма и
размеры плоского образца для ис-
пытания при различной степени
двухосного напряженного состоя-
ния: D = o2/Oj=0,24-1* (под сте-
пенью двухосности D принято от-
ношение напряжения, приложенно-
го вдоль трещины, к напряжению,
приложенному перпендикулярно
трещине). Для определения тре-
щиностойкости при однократном
нагружении на образце по концам
щелевого надреза создают цикли-
ческим нагружением трещины дли-
ной 2 мм. Суммарная длина над-
реза и трещины составляет 0,3—-
0,56 (6 —ширина образца). Обра-
зец зажимают по контуру и нагру-
жают по двум осям до разруше-
ния. С помощью микроскопа изме-
ряют исходную длину трещины,
определяют сечение нетто.
Разрушающее напряжение по
сечению нетто Онетто дв = Ртах/[/(6—
—2Z) ], где 7?тах — максимальная
нагрузка, приложенная перпенди-
кулярно трещине.
Напряжение по сечению брут-
то Обрутто( дв) — Pmax/(Z6).
Условный критический коэффици-
ент интенсивности напряжений при
двухосном растяжении (0,2<cr2/cTi< 1) определяют по формуле
1 Метод разработан совместно с А. Н. Евгеньевым.
* Характеристики разрушения можно получать также на образцах
крестообразного типа, но они сложны в изготовлении.
429
К'сШ = V (°'Р + °1Р) И W “ + 3°2Р)]’'2-
Для симметричного двухосного растяжения: (o’2/(5'i = 1); А*(дв) =
-оДл/) 1/2.
Для несимметричного двухосного растяжения: (сг2/(7| = 0,5); А^Дв)=
= 1,006(7! (л/) 1/2.
Образец, схематически показан на рис. XVII.3, применяется также
для испытания при одноосном растяжении для оценки трещиностой-
кости в зависимости от степени двухосности.
Циклическое одноосное и одноименное двухосное растяжение
образцов с центральной трещиной
Образцы для этого испытания изготавливают аналогично образцам для
однократного одноосного и двухосного растяжения при длине исход-
ной щели 10 мм и ширине 0,3 мм. Испытание чаще всего проводят при
знакопостоянном асимметричном цикле с коэффициентом асимметрии
менее 0,2 или пульсирующем (А = 0). При этом испытании с помощью
автоматической записи или биноку-
Рис. XVII.4. Типичная диаграмма
циклической трещиностойкости:
1, 2, 3 — низко-, средне- и высоко-
амплитудный участки соответствен-
но
лярного микроскопа или лупы запи-
сывают длину трещины и число цик-
лов. Число циклов регистрируют че-
рез каждые 0,5 мм прироста длины
трещины.
На основе полученных результа-
тов строят график зависимости длины
трещины от числа циклов, проводят
его графическое дифференцирование
через 1 мм прироста трещины с опре-
делением величины dl[dN для каждой
точки прироста. Через каждый милли-
метр прироста трещины определяют
размах коэффициента интенсивности
напряжений АА = Атах—Amin, ГДе
Атах И Amin — Коэффициенты ИНТеН-
сивности напряжений, определяемые
путем подстановки в формулу (1)
(при данной степени двухосности
(72/(71) максимального и минимального
напряжений цикла при данной длине
трещины.
Построив зависимости lg(d//(Z/V)—
—JgAA или \g(dl[dN)—IgAmax (рис.
роста трещины при данном размахе
XVII.4), определяют скорость
коэффициента интенсивности напряжений. В определенном интервале
значений АА зависимость представляет прямую линию:
lg(dl/dN) =lgC + nlgAA или \g(dl!dN) =lgC + nlgAmax. Параметры С и
п определяют графически: п равна тангенсу угла наклона прямой,
lgC=lg(dl/dN) при lgAA=0 или lgAmax=lg[AA/(l—А)]=0.
Во многих исследованиях показано, что зависимость \g(dlldN) —
—IgAA на прямолинейном участке является наиболее универсальной
из всех характеристик трещиностойкости, определяемых при цикличе-
ском нагружении. Это позволяет использовать ее для прогнозирования
поведения материалов при различных условиях нагружения.
430
В ряде случаев используют один и тот же образец для определе-
ния трещиностойкости при циклическом и однократном нагружении.
Для этого образец со щелевым надрезом циклически нагружают при
заданных условиях: ассимметрии, напряжении, частоте и др. до получе-
ния трещины, длина которой равна половине ширины образца, а затем
нагружают однократно для определения Кс, Кс, с нетто-
Циклическое двухосное разноименное растяжение
Разноименное двухосное напряженное состояние растяжение — сжатие
возникает при кручении, например, в обшивке фюзеляжа. Для оценки
способности сплавов тормозить разрушение в этих условиях разработан
метод циклического нагружения плоских пластин с исходным щелевым
надрезом. Образец нагружают по двум осям одинаковыми по величи-
не, но разными по знаку усилиями, при этом усилие сжатие направлено
вдоль трещины, а растяжения — перпендикулярно трещине. Испытания
проводят при асимметричном (7?=0,2), знакопостоянном (по каждой
оси) цикле нагружения частотой 10 циклов в минуту. В процессе испы-
тания фиксируют длину трещины и число циклов. По полученным дан-
ным строят график прироста длины трещины от числа циклов. В ка-
честве характеристики принята скорость роста трещины при данной ее
длине, а также число циклов на развитие трещины при даном напря-
жении цикла.
Примеры трещиностойкости некоторых алюминиевых сплавов
(листы толщиной l-i-б мм)
Одноосное и двухосное однократное растяжение
Следует заметить, что в таблицах данного раздела приведены разультаты
определения трещиностойкости сплавов В93, Д16, В95, АК4—1 невы-
сокой чистоты по примесям железа и кремния, которые в настоящее
время мало применяются. Эти результаты даны для сравнения с чис-
тыми сплавами и для сопоставления характеристик трещиностойкости в
большем диапазоне значений.
В табл. XVII.10 показано, что менее пластичные сплавы (В95Т1,
Д16Т1) оказываются чувствительными к изменению испытания от плос-
ких образцов к сферическим сегментам. Для более пластичных спла-
вов (АК4—1, Д16Т) это изменение не влияет на прочность образца с
трещиной.
Таблица XVII. 10. Сопоставление чувствительности к трещине
при одноосном и двухосном растяжении
Сплав ов, МПа Одноосное растяжение плоских образцов, Ъ =100 мм, t =0,8 мм Двухосное растяжение сфе- рических сегментов, Д =210 мм, t =0,8 мм
обр, МПа абр/°в обр, МПа °6Р (ДВ)/ов
В95Т1 520 340 0,65 250 0,45
Д16Т 450 290 0,70 280 0,70
Д16Т1 440 — — 243 0,55
АК4—1 400 270 0,70 280 0,75
431
Таблица XVII.11. Влияние степени двухосности (<Т2/<У1=0 и 02/01 = 1)
на величину ОбР и К с
Сплав, толщина листа, мм Состояние BUW стнетто’ МПа Кс, МПаХ XmV2 * Кс дв «с °нетто °0,2
1201, S=2 150** 290 43,7 1,23
TH (нагартовка + ес- тественное старение) 108 210 36,9 1,19 0,89
Т1 (правка + 180 °C, 18 ч) 132 262 39,3 0,8
136 262 45,9 0,86 0,8
141 275 41 0,75
ТН1 (нагартовка + 137 — 46,6 0,9
+ 10 % + 170 °C, 16 ч) 265 0,78
1420, 135 274 40 0,98
Закалка с 450 °C, на воз- 140 — 0,82
S=2 духе + 120 °C, 5 ч 280 49 1
В95оч, 173 317 51 0,65
Т2 193 — 0,83
S=6 388 61 0,8
Примечания: 1. Данные получены совместно с А. Н. Евгеньевым. 2. Вычи-
слителе приведены значения характеристик при двухосном, а в знаменателе —
при одноосном растяжении.
В табл. XVII.11 приведены значения Обр(дв) и ^с(дв)пРи двухосном
и одноосном растяжении плоских образцов сплавов 1201, 1420 и
В95очТ2. Отношение длины трещины к ширине (Ь = 116 мм) составля-
ло 2//Ь = 0,4—0,5.
Эти данные показывают, что при двухосном растяжении (с21^\ = 1)
критический условный коэффициент интенсивности напряжений ниже,
чем при одноосном на 10—15 %, за исключением сплава 1201 в со-
стоянии TH (нагартовка+естественное старение). Сопоставление отно-
шения аНетто/0о,2 показало, что значение Кс неправомерно для оценки как
при одноосном, так и двухосном растяжении сплавов 1201 TH и 1420.
Поэтому в данном случае влияние двухосного напряженного состоя-
ния целесообразно оценивать по величине Онетто. В табл. XVII. 12 пока-
зана ранжировка сплавов по этой величине.
При переходе от одноосного растяжения к двухосному ранжировка
сплавов по прочности образцов с трещиной меняется. Таким образом,
приведенные данные показывают необходимость учета влияния двух-
осного напряженного состояния на характеристики трещиностойкости
при однократном нагружении.
Ударный изгиб образцов с трещиной. В ряде случаев работа раз-
рушения листового материала изменяется однозначно с изменением ве-
личины относительного удлинения б при растяжении гладких образ-
цов из сплава Д16 (рис. XVII.5). Увеличение длительности выдержки
при 125 и особенно при 135 и 150 °C приводит к резкому понижению ве-
личины ат.у и б (рис. XVII.5,а),постепенно превращая сплав из естест-
венно в искусственно состаренный. В искусственно состаренном состоя-
нии значения ат.у и б практически не изменяются.
432
Таблица XVII.12. Ранжировка сплавов по характеристике Онетто
при одноосном и двухосном растяжении
Сплав Состояние Одноосное растяжение Двухосное растяжение
°нетто’ МПа место' в ряду °нетто’ МПа I место в ряду
1201 TH 210 4 290 1
Т1 262 3 262 4
ТН1 265 2 275 2
1420 Закалка с 450 °C, старе- ние при 120 °C, 5 ч 280 1 274 3
В то же время такой параллелизм наблюдается далеко не всегда. Так,
для листов из сплавов (£=2мм) АК4—1 величина ат.у ЦСТ=6 Дж/см2,
6=6 %; из сплава ВАД23 после старения при 160°С, 12 ч, /СС’7’=1Дж/
/см2; 6 = 7,5 %; из сплава В95Т1 КС7’=3,1 Дж/см2, 6=12%.
Уменьшение содержания железа и кремния в сплаве В95 (лист тол-
щиной 2 мм) привело к увеличению ст.у (К.СТ) более чем вдвое, а
6 — в 1,3 раза:
Прпмесь, % ов, МП а ао,2 ’МПа 6, % КСТ дж/см2
0,28 Fe, 0,11 Si 58,8 51,0 12,0 3,1
0,42 Fe, 0,3 Si 55,0 49,0 9,2 1,4
Увеличение размера зерна в некоторых пределах повышает тре-
щиностойкость сплава АК4—1. Необходимо однако отметить, что это
увеличение не является стабильным. Так, нагартовка на 6 % сплава с
укрупненным зерном практически уничтожает различие по величине
Ят-у и характеристикам циклической трещиностойкости. Подобным же
образом действует и длительный (2500 ч) нагрев при 150° С.
Циклическое растяжение. Изучение кинетики разрушения при цик-
лическом одноосном растяжении плоских пластин и двухосном растя-
жении внутренним давлением образцов в виде сферических сегментов
показало, что число циклов до разрушения сегментов из алюминиевых
сплавов в 2—3 раза меньше, чем плоских пластин. Одна из причин по-
вышенной скорости роста трещины сегментов — наличие кривизны. Под
действием давления кромки трещины изгибаются, что создает по сравне-
нию с плоской пластиной дополнительные напряжения. Чем больше
кривизна, тем выше скорость роста трещины и меньше число циклов
на развитие трещины.
На рис. XVII.6, а приведены диаграммы прироста трещины в за-
висимости от числа циклов сплава Д16Т1 (лист толщиной 2,0 мм) при
двухосном растяжении (о2/О1 = 1) образцов различной кривизны: плос-
кой пластины (1//?с=0), растянутой по двум осям, сферических сегмен-
тов (1/Яс =0,005 и 0,012 мм"’). При увеличении кривизны от 0 до
28—834
433
0,012 при одинаковом напряжении цикла средняя скорость роста трещи-
ны по,5-2 и Пг-15 повышается соответственно в 2 и 3 раза.
Однако расчет коэффициента интенсивности напряжений с учетом
кривизны по формуле К* =Обр(л/)1/Г2 I/ и построение зависимостей
lg(dl/clN)—lgA/< показывают, что при одинаковом размахе коэффици-
ента интенсивности напряжений скорость роста трещины одинакова
Рис. XVII.5. Изменение работы разрушения ат.у и относительного удли-
нения сплавов Д16Т (а) и Д16Т1 (б) после длительных нагревов (толщи-
на листа 2 мм) йри 150 (1), 135 (2), 125 °C (3)
для сегментов различной кривизны (рис. XVII.6, б). Но следует отме-
тить, что разрушение с одинаковой скоростью происходит у сегментов
большой кривизны при меньшей длине трещины, чем у сегментов ма-
лой кривизны или плоской пластины. Полученная зависимость позволя-
ет прогнозировать скорость роста трещины для элемента любой кривиз-
ны путем испытания образцов какой-либо одной кривизны.
Метод испытания сегментов позволяет оценить скорость роста тре-
щины тонких листов из алюминиевых сплавов в зависимости от раз-
личных структурных и технологических факторов, состава и т. д.
В табл. XVII.13 приведены характеристики разрушения Vo,5-15, V0.5-2 и
П2-15 в зависимости от степени двухосности: о2/<Д=0; +1 и —1,
т. е. при одноосном и двухосном одноименном ( + 1) и разноименном
(—1) напряженном состоянии при напряжении цикла 100 МПа; /? = 0,2;
п =10 ц/мнн.
434
Рис. XVII.6. Диаграммы усталостного разрушения (а) и циклической тре-
щиностойкости (б) листов из сплава Д16Т1 (двухосное растяжение сфери-
ческих сегментов и плоской пластины);
1 — кривизна 0,012 мм—1; 2 — кривизна 0,005 1/мм; 3 — кривизна 0
Таблица XVII.13. Сопоставление СРТУ алюминиевых сплавов
при одинаковом напряжении цикла отах=100 МПа и различном
отношении с?2/<Ъ (щелевой надрез вдоль волокна)
Сплав, толщина листа, Л 0,5—15’ &0,5- 2 *2-15
ММ КЦИКЛЫ мм/кциклы
Д16Т, /=2,0 0 28,3 0,24 0,62
+ 1 32,7 0,25 0,50
— 1 10 0,5 1,30
Д16АТ1, / = 2,0 0 11,8 0,38 1,6
+ 1 12 0,4 1,6
— 1 7,3 0,68 2,8
В95пчТЗ, /=2,0 0 18,6 0,37 0,9
+1 27 0,25 0,63
—1 18,7 0,37 0,88
1420 0 6,9 0,86 2,9
+1 13 0,65 1,42
—1 14,4 0,65 1,53
Примечания: 1. Сплав 1420 испытывали при щелевом надрезе поперек
волокна, остальные — при щелевом надрезе вдоль волокна. 2. ЛГ п _ ._ —число
циклов на развитие трещины от длины 0,5 до 15 мм; v„ с _ —средняя скорость
0,0—Z
роста трещины в интервале Длин 0,5—2 мм; v 2_j5 — средняя скорость роста
трещины в интервале длин 2—15 мм.
28*
435
Таблица XVII.14. СРТУ при разноименном напряженном состоянии
сплавов Д16Т, Д16Т1, В95пчТЗ
Сплав dlfdN, мм/кциклы, при длине трещины, мм
6 7 8 9 10 и 12
В95пчТЗ 0,32 0,45 0,53 0,63 0,70 0,83 1,0
Д16Т 0,55 0,68 0,72 0,83 1,02 1,18 1,29
Д16Т1 0,87 1,14 1,5 1,87 2,48 — —
Если принять изменение характеристик разрушения относительно
одноосного растяжения, то двухосное растяжение (Пг/щ = +1) положи-
тельно влияет на СРТУ. Разноименное напряженное состояние (о2/
/oi=—1) оказывает различное влияние в зависимости от состояния ма-
териала. Так, сплав Д16 в состоянии естественного старения оказался
более чувствительным к напряжению сжатия вдоль трещины, чем в
искусственно состаренном. Сплавы В95пчТЗ и 1420 не чувствительны
к напряжению сжатия. Следует отметить, что образцы из сплава 1420
имели в отличие от других сплайов щелевой надрез, направленный по-
перек волокна.
Сопоставление значений числа циклов до разрушения No,5-is спла-
вов Д16Т, В95пчТЗ и Д16Т1 в зависимости от степени двухосности
(о2/(Т1 = + 1 и 0^/01 =—1) показывает, что при двухосном растяжении
(cr2/Oi = +1) в одинаковых с другими сплавами условиях сплав Д16Т вы-
держал наибольшее число циклов, тогда как при разноименном напря-
женном состоянии наилучшим оказался сплав В95пчТЗ (см.
табл. XVII.13). Сплав Д16 в состояниях Т1 и Т показал практически
одинаковые значения No,s-is, но при одной и той же длине трещины
сплав Д16Т1 имеет более высокую скорость роста трещины
(табл. XVII.14).
Массивные полуфабрикаты
Для массивных полуфабрикатов основными характеристиками разруше-
ния при однократном нагружении являются Kic и ат.у. В табл. XVII.15
даны примеры значений этих характеристик для ряда алюминиевых
сплавов. В последних трех графах приведена ранжировка z материалов
и состояний по величинам /<1С , (КСТ на образце типа 15 по
ГОСТ 9454—78) и а*9у (КСТ на образце типа 19 по ГОСТу) в процен-
тах по отношению к материалу № 3 (см. табл. XVII. 15), обладающему
одним из максимальных значений всех характеристик для деформиро-
ванных полуфабрикатов. Величина Kic несколько выше типичной для
этого сплава в данном состоянии. Обычно она равна 40—41 МПа-м1^2*
Как видно из табл. XVII. 15, наиболее низкие значения характеристик
ранжировки zK и га в большинстве случаев совпадают, благодаря
1с 15
чему наблюдается корреляционная связь этих характеристик (рис.
XVII.7). Однако различие между материалами по величине пт.у суще-
ственно больше, чем по Kic- Поэтому и невысок коэффициент кор-
реляции (65 %). Особенно сильное различие наблюдается для матери-
алов, обладающих меньшей вязкостью.
Несколько ближе характеристика ранжировки Zj^ и и^при исполь-
зовании образца типа 19 по ГОСТу, обладающего более глубокой тре-
436
а б л и ц a XVII.15. Характеристики разрушения массивных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов
% о о см о <о СМО t" Tf <О О1 Ю 00 Tfc Ю СО о CM 00 О СМ СМ Г- -ф о —< — — — см —
Го ,вТ®2 Ю 'F Ю Ю О Tf —< О О О СС СО — 00 Ш 00 Ю СЧ О — N О со СП СО см — СМ СО '
ЭТ % * *2 LO О О LO ю ь» C4N О io СМ ~ —* 1 I II loco о -е1 со оо Tf 1 1 II
3 £ тип 19 CM LO —< СМ 00 СО ТГ rf Г- ТГ •^СМ 00 СМ СО 00 СМ С? СПЬО
ат. у.' % тип 15 00 со со —< со Ю Ю О LO LO СМ СМ 00 СМ со " СО t— см . СМ со см
. КХ 7,1 \ XBUW >ОгХ sco о сп> ю со СО00 ’—’СО — —• —• 1 СМ — Ю СМ СО см
% *9 СО 00 о о о ю о ю юо СОСО СМ 00 СМ ’— о Г-Т о? 00 00 *—« < ч—1 V—Ч »—«
BLIW *й01) О СМ ’-’О LO О СО О LO юо 'Ф СО — Ю СО ’Ф СО тГ со СП со Tf М* СО СО CM Tf СО со
ИЯЕЭЙ1ЧЯ ЭИНЭ1ГЯВ(1пвЦ rstj К ч С С Ч I I || СС ЧС Ч ЧЕ ' 1 II
Режим старения Естественное 190 °C, 12 ч 115 °C, 8 ч + 180 °C, 8 ч 195 °C, 12 ч 195 °C, 9 ч 180 °C, 8 ч 120 °C, 5 ч Закалка + 160 °C, 4 ч Ступенчатая закалка в воду То же Закалка + 160 °C, 4 ч
Сплав, полуфабрикат Д16, плита В950ч, штамповка АК4—1, прессованный профиль АК4—2, плита 1201, плита 1420, прессованная полоса ВАЛЮ, литье в песча- ную форму ВАЛ 14, литье в землю ВАЛИ, литье в кокиль
437
щиной и соответственно большим стеснением пластической деформации.
Весьма близкие значения zK и га даже для образца типа 15, наб-
1с т.у
людаются для материалов повышенной вязкости (оч, пч) и особенно
при режимах коагуляционного старения (Т2, ТЗ) и естест-
венного. Наиболее резко различающиеся значения z^ и za
Ic 15
получены на режиме Т1 и направлениях ПД и особенно ВД.
По образцам ПД наиболее низкие значения К1с получены на по-
ковке из сплава АК8, прессованном профиле из сплава АК4—1 (№ 4)
и прессованной полосе из сплава 1420 (№ 7). По сравнению с первыми
двумя сплавами сплав 1420 обладает примерно одинаковым значени-
,МПа-г№
Рис. XVII.7. Корреляционная
15
связь и для сплавов
В95. В93. В96ЦЗ, АК8, Д16.
Сплошные прямые — линии ре-
грессии, штриховая — биссектри-
са угла между линиями регрес-
сии. Режимы старения:
1 — ТР, 2 — Т2; 3 — ТЗ
ем АТс и повышенным значением ат.у. Наличие в изломе этого сплава
расслоений, образующихся в процессе разрушения, приводит к ветвле-
нию трещины при разрушении продольных и поперечных образцов и по-
вышает работу развития трещины после достижения максимальной на-
грузки. Вероятно, при разрушении продольных и поперечных образцов
(например, листов) образование расслоений не понижает, а, возможно,
даже п повышает надежность материала. Однако в массивных полуфаб-
рикатах материал может разрушаться и в высотном направлении.
Опасность увеличения количества расслоений для высотного направ-
ления разрушения лучше всего выявляется испытанием малых гладких
образцов на одноосное растяжение. Увеличение скорости охлаждения
при закалке сплава 1420 приводит к усилению образования расслоенией.
Если после закалки на воздухе при полном отсутствии расслоений на
высотных образцах оп = 345 МПа, от после закалки в воде с температу-
рой 20° С появляются расслоения и ов снижается на 16 %, а если тем-
пературу соленой воды понизить до 0° С, то при максимальной интен-
сивности образования расслоений прочность высотных образцов снижа-
ется до 235 МПа (на 32 %), т. е. при возможности разрушения в высот-
ном направлении наличие расслоений, выявляемых при испытании
продольных и поперечных образцов, может привести к существенному
снижению прочности.
438
Для получения сравнительной характеристики разрушения алюми-
ниевых сплавов, в наибольшей степени приближающейся к оценке по
величине Ктс, следует определять ат.у на образцах типа 19. Наиболее
контрастно понижение вязкости выявляется при использовании образ-
ца типа 15 по ГОСТ 9454—78.
3. Свойства при низких температурах 1
.Механические свойства алюминиевых сплавов достаточно подробно ис-
следованы при температурах вплоть до —196е С; результаты этих ис-
следований приведены в работе [8]. В последние годы опубликовано
много данных по свойствам различных металлов при —253° С, испытан-
ных в среде жидкого водорода в качестве хладагента.
Алюминиевые сплавы представляют большой интерес для примене-
ния при температурах ниже —196° С в связи с использованием жид-
кого гелия в качестве охлаждающей среды. Использование жидкого
гелия, а не жидкого водорода при низкотемпературных испытаниях про-
диктовано не только более широким температурным интервалом испы-
таний в этом случае, но также и отсутствием серьезных проблем, свя-
занных с взрывоопасностью воздушно-водородной смеси. Поэтому в
последнее десятилетие внимание было сосредоточено на исследовании
свойств материалов при температурах в интервале от —196 °C до
—269 °C [9].
Использование жидких кислорода и водорода (а в ряде случаев и
гелия) в технике приводит к тому, что конструктивные элементы экс-
плуатируются при температурах, близких к абсолютному нулю (—273°С).
Основными критериями при выборе конструкционных материалов,
работающих в условиях низких температур, являются удельная проч-
ность и сопротивление хрупкому разрушению. С этих позиций одним из
перспективных материалов для криогенной техники являются алюми-
ниевые сплавы. При любом уровне прочности удельная прочность ти-
тановых сплавов в 1,7 а в алюминиевых в 2,8 раза выше, чем у стали.
Опыт показывает, что в алюминии и его сплавах не существует резко-
го перехода из вязкого состояния в хрупкое при низких температурах
(порога хладноломкости), а пределы текучести и прочности при низких
температурах выше, чем при комнатной. У большинства алюминиевых
сплавов пластичность повышается с понижением температуры или ос-
тается на уровне значений при комнатной температуре. Благодаря это-
му алюминиевые сплавы были и остаются в настоящее время основ-
ным конструкционным материалом в космической и ракетной технике,
а также в конструкциях наземных резервуаров для хранения и транспор-
тировки ожиженных газов.
Различия в свойствах зависят от состава, состояния, а также приро-
ды упрочнения сплава. У алюминиевых сплавов, не упрочняемых терми-
ческой обработкой, механические свойства во всем интервале темпера-
тур от 20 до —269° С изменяются примерно так же, как у алюминия
(табл. XVII. 16).
Из данных этой таблицы следует, что у всех сплавов этой группы
предел текучести возрастает в гораздо меньшей степени, чем времен-
ное сопротивление, поэтому отношение о’о.г/о’в снижается. Удлинение по-
вышается при понижении температуры вплоть до —196° С, а затем прак-
тически не изменяется. Закономерности изменения механических свойств
исследованных сплавов с понижением температуры аналогичны пзме-
1 Автор: Э. 3. Непомнящая.
439
* Т«а^»?Ица XVII. 16. Механические свойства алюминия и термически иеупрочняемых алюминиевых сплавов систем
о А1—Мп и А1—Mg при низких температурах
Сплав и состояние материала Вид полуфабриката Свойство Температура испытания, °C
20 -70 —196 -253 —269
АДМ, АД1М Листы, поперечные образцы ов, МПа 80 95 170 260
о02, МПа 30 30 40 54
6/ % 35 45 50 46 —
АМцМ То же ав, МПа 135 230 390
сг0 2, МПа 50 — 60 70
б,’ % 23 — 40 46 —
AMrIM » » ов, МПа 80—140 110—160 200—250 .
о02, МПа 60 65 70
б,’ % 25 38 46 — —
АМг2М » » ов, МПа 190 200 ЗЮ
(Тл о у МПа 80 90 160 —
б,’ % 23 38 50 — —
АМгЗМ Листы, поперечные образцы ов, МПа 235 250 350 450
(Ул 2» М.11а 100 105 120 125
б,' % 22 35 42 41 —
АМгЗМ Плиты толщиной 25,4 мм, про- ов, МПа 247 263 374 509
[9, с. 151] дольные образцы о,, 2, МПа 115 116 134 — 166
б,' % 24,5 29,5 39,5 — 34,3
ф, % 48 57 49 — 35
о”, МПа 331 — 415 — 452
о£/ав 1,34 — 1,П — 0,89
ав/а0,2 2,88 — 3,04 — 2,72
АМг4М Плиты толщиной 25,4 мм, про- ов, МПа 322 — 443 587 557
[9, с. 151] дольные образцы о0 2. МПа 140 — 158 174 178
б,’ % 19,5 — 34 32 32
% 26 — 34 24 33
о«, МПа 372 — 429 408 429
О’в/Ов 1,16 — 0,97 0,70 0,77
ОвМ.2 2,65 — 2,65 2,36 2,42
АМг5М То же Ов, МПа 338 338 455 581
[9, с. 152] о0 2, МПа 160 166 180 — 203
б,' % 21,8 24 34,5 — 30,7
ф. % 31 43 35 — 24
о£, МПа 351 — — 411 419
1,04 — — 0,89 0,72
СТв/СТ0,2 2,19 — — 2,29 2,02
АМгбМ Листы, поперечные образцы ов, МПа 320 350 470 545 —
о02, МПа 170 175 185 195 —
б,’ % 24 25 26 24,5 —
4* Примечание, овопределяли при 16.
4^ 1
нению свойств алюминиевых сплавов при повышении степени пересы-
щения твердых растворов. Так, у сплавов А1—Mg при повышении кон-
центрации магния одновременно увеличиваются прочность и пластич-
ность, у сплавов А1—Zn-—Mg в закаленном состоянии и в стадии зонного
старения при повышении концентрации цинка и магния эти характерис-
тики также одновременно увеличиваются [10]. Предел текучести у всех
термически неупрочняемых сплавов сохраняет относительно низкие зна-
чения и в ряде случаев можно констатировать, что удлинение тем боль-
ше, чем меньше отношение 00,2/Ов или чем больше разрыв между (Уо,2
и СГВ.
При понижении температуры отношение (То.гМп, равное 0,4—0,6 при
20° С, плавно уменьшается в связи с тем, что временное сопротивление
постепенно повышается, а предел текучести меняется мало. Незначи-
Рнс. XVI 1.8. Температурная зависимость показателен
чувствительности к надрезу он/о (а) и он/о (б)
В В В U,z
алюминиевых сплавов типа [9, с. 157]:
1 — АК8Т1; 2 — Д16Т1; 3 — 1201Т1; 4 — 1201Т1Н; 5 —
АК4—1Т1; 6 — АМг4М; 7 — АМг4П; 8 — АМгЗМ; 9 —
АМгЗ, нагартовка на ‘/4; 10 — АМг5М; 11 — АМгб, нагар-
товка на ’/<; 12 — АДЗЗ; 13 — 1915
тельное изменение сопротивления малым пластическим деформациям и
высокий уровень относительного удлинения сплавов этой группы сви-
детельствуют об относительной легкости процесса пластической дефор-
мации даже при очень низких температурах.
В качестве критерия вязкости или способности материала перерас-
пределять нагрузки в местах концентрации напряжений пользуются от-
ношением временного сопротивления надрезанного образца о” к вре-
менному сопротивлению (или пределу текучести) гладкого образца. По
мнению многих исследователей, для более правильной оценки сплава
целесообразно использовать отношение ов/оо2-
Кривые изменения отношений сгв/ов и приведены на
рис. XVII.8. Прочность надрезанных образцов ов при —269 °C выше,
чем при комнатной температуре, и практически одинакова со значения-
ми при —253° С. Отношение обычно уменьшается при снижении
температуры, в то время как отношение ов/а0 2 остается либо постоян-
ным, либо имеет максимум в интервале температур от комнатной до
442
—269 °C. Значения отношения о“/сгвпри —269 °C, как правило, ниже,
чем при комнатной температуре.
Следует отметить, что результаты, приведенные на рис. XVI 1.8 по-
лучены на образцах, имевших теоретический коэффициент концентра-
ции напряжений 7(^16, т. е. острота надреза сопоставима с естествен-
ной трещиной.
Из графиков рис. XVII.8 следует, что наименьшей чувствительнос-
тью к надрезу, оцениваемой отношением ов/о0 2 обладают сплавы си-
стемы AI—Mg (типа магналиев). У этих сплавов значения указанного
отношения >2 для материала в отожженном состоянии и >1,6 в со-
стоянии с различной степенью нагартовки, причем эти значения при
-200 -129 -17,838 -290 -129 -17,8 93 205t°C
Рис. XVII.9. Удельная работа разрушения образца с
заранее нанесенной трещиной при комнатной и низких
(а), комнатной, низких и повышенных (б) температурах
(выдержка при повышенных температурах 0,5 ч). Образ-
цы изготовлены из сплавов следующих типов:
1 — B95TI; 2 — В95ТЗ; 3 — В93Т1; 4 —Д16Т1; 5 —АК8Т1;
6 — АЦМ; 7—1201Т1Н; 8 — Д16Т; 9—1201Т1; /0—1915;
11— АМгб, нагартованный на */4 и стабилизированный;
12 — АМг4, нагартованный на 1/а; 13— АМгЗ, нагартован-
ный на */г; 14 — АДЗЗ
—269° С одинаковы со значениями при комнатной температуре. Для
сплавов этой системы величина отношения сгв/о02при всех температурах
испытания >1,0.
Важной характеристикой для оценки способности материала сопро-
тивляться хрупкому разрушению является удельная работа разрушения
образца с заранее нанесенной трещиной (ат.у).
Данные рис. XVII.9 показывают, что сплавы типа магналиев имеют
высокие значения пт-у, что свидетельствует об их высокой вязкости.
Все сплавы, приведенные в табл. XVI 1.16 упрочняются нагар-
товкой и хорошо свариваются. Прочность сварных соединений сплавов
этой группы при комнатной температуре обычно составляет 0,9—1,0 от
прочности основного материала в отожженном состоянии. При сниже-
нии температуры прочность сварных соединений повышается в мень-
шей степени, чем прочность основного материала, что справедливо для
сварных соединений всех алюминиевых сплавов при низких темепера-
турах. Свойства сварных соединений некоторых алюминиевых сплавов
приведены в табл. XVII.17 и XVII.18.
Из сплавов системы А1—Mg в криогенной технике наиболее ши-
роко применяются сплавы АМгб (в СССР) и 5083 (США). Оба сплава
443
Таблица XVII. 17. Свойства сварных соединений некоторых
алюминиевых сплавов при низких температурах
Сплав, состояние материала Вид полуфабриката *исп’ °с ов, МПа, металла св °в
основного ; сварного
осн °в
АМгбМ Листы 20 320 310—320 0,9—1,0
1201Т1 ' Листы правленые 20 410 320 0,78
—196 520 420 0,80
—253 640 490 0,76
1201Т1Н Листы нагарто- 20 430 310 0,72
ванные и искусст- —196 530 410 0,77
венно состаренные —253 670 500 0,75
используются в сварных конструкциях баков для жидкого криогенного
топлива в космической и ракетной технике, в конструкциях оборудова-
ния для получения ожиженных природных газов, в сварных резервуа-
рах для хранения и транспортировки этих газов, включая транспорти-
ровку по океану. В связи с этим свойства указанных сплавов в виде
плит толщиной 20 мм (АМгбМ) и 25,4 мм (5083—0) и сварных соеди-
нений этих плит были подробно рассмотрены в работе [9, с. 105, 119,
127]. Исследование свойств этих сплавов было одним из разделов сов-
местной советско-американской программы исследования свариваемос-
ти и механических свойств конструкционных материалов и сварных со-
единений, предназначенных для резервуаров хранения и транспортиров-
ки ожиженных газов.
Таблица XVII. 18. Чувствительность к трещине сварных соединений
некоторых алюминиевых сплавов при комнатной и низких температурах
Сплав, состояние до сварки Вид полуфабриката ^ИСЦ’ °C ат кДж/м2
основного металла надреза по шву надреза по зоне сплавле- ния
АМгбМ Листы 20 - 1,6 1,6
1201Т1 Листы закаленные, правленые и искусст- венно состаренные 20 —196 0,95 0,97 1,3 1,0 1,1 0,5
1201Т1Н Листы закаленные, нагартованные и ис- кусственно состарен- ные 20 —196 0,73 0,79 1,49 1,11 1,13 0,79
В92Т1 Листы 20 0,85 0,9 0,85
444
Таблица XVII 19. Свойства сплавов систем А1—Mg—Si, Al—Си—
Mg—Si, Al—Си—Mg и Al—Си—Mg—Fe—Ni при низких температурах
Сплав и Вид полуфабри- Свойство Температура испытания, °C
состояние материала ката 20 —70 —196 —253 —269
АДЗЗТ1 Профили прес- ств, МПа 310 350 410 530 —
сованные Опо, МПа 270 310 350 390 —
б,' % 12 14 18 14 —
Плиты толщи- ов, МПа 309 — 405 — 485
ной 31,8 мм, по- а02, МПа 278 — 321 — 362
перечные образ- б,’ % 15,2 — 20,5 — 22,7
цы [ 11, с. 152] ф, % 42 — 39 — 33,5
о«, МПа 467 — 555 — 601
Ов/^в 1,51 — 1,37 — 1,24
°в/а0,2 1,68 — 1,73 — 1,66
Д16Т1 Плиты толщи- ов, МПа 496 536 687 — 719
(И,с. 150] ной 35 мм, про- <тп5>, МПа 453 491 574 — 62о
дольные образ- б,’ % 7,8 6,0 7,7 — 9,5
цы ф, % 17 14 13 — 14
Д16Т Листы ов, МПа 440 470 550 700 —
о0 2, МПа 290 330 420 520 —
б,’ % 19 21 24 18 —
<^в (А/ =6,3) 0,91 520 0,90 0,90 — —
Полуфабрика- о£!, МПа 540 710 — —
ты прессован- Оп», МПа 380 390 570 — —
ные, продоль- б,’ % 16 17 18 — —
ные образцы (А/=6,3) 1,2 1,2 1,08 — —
Сплавы системы Al—Mg—Si легко свариваются и хорошо обраба-
тываются давлением. Наиболее широко в криогенной технике исполь-
зуется сплав АДЗЗ в виде прессованных полуфабрикатов, трубопрово-
дов и патрубков. По временному сопротивлению в искусственно соста-
ренном состоянии сплав АДЗЗ как при комнатной, так и при низких
температурах близок к сплавам АМгб и АМгб, но предел текучести
его при всех температурах выше. Прочность сварных соединений спла-
ва АДЗЗ в состоянии после сварки ниже, чем у сплавов системы А1—
Mg (АМг4, АМгб и АМгб), и составляет около 0,7 от прочности основ-
ного материала (табл. XVII. 19). Полная термообработка после сварки
(закалка и искусственное старение) повышает свойства сварных сое-
динений.
Сплавы типа дуралюмин (Д1, Д16, ВАД1) имеют достаточно высо-
кий уровень прочности, предела текучести и пластичности при комнатной
температуре и сохраняют эти преимущества при низких температурах,
445
вплоть до температуры жидкого гелия (см. табл. XVII.19). С пониже-
нием температуры сгв и од,2 этих сплавов повышаются примерно с оди-
наковой интенсивностью, поэтому во всем интервале температур от ком-
натной до —269 °C отношение (Уо.а/Ов сохраняет примерно одинаковое
значение, равное 0,7—0,8. Значения пластичности, оцениваемой отно-
сительными удлинением и сужением, как правило, одинаковы при тем-
пературах —253 и —269° С; обычно значения 6 при криогенных темпе-
ратурах были выше значений при комнатной температуре, в то время
как значения ф такие же или ниже, чем при комнатной температуре.
Прочность надрезанных образцов 0“ при —269° С выше, чем при
комнатной температуре, и практически одинакова со значениями при
—253° С. Отношение о^/оъ обычно уменьшается при снижении темпе-
ратуры (см. рис. XVII.8), в то время как отношение 2остается
либо постоянным, либо имеет максимум в интервале температур от
комнатной до —269° С. Значения отношения о”/сгвпри —269° С обычно
ниже, чем при комнатной температуре. Чувствительность к надрезу,
оцениваемая отношением о”/сг0 2> исключительно низкая: при всех тем-
пературах значения этого отношения >2 для материала в состоянии
отжига и >1,6 — в нагартованном состоянии, причем эти значения
при —269 °C одинаковы со значениями при комнатной температуре или
несколько ниже.
Механические свойства сплавов Д16 и ВАД1 при комнатной и низ-
ких температурах очень близки, однако сплав Д16 может успешно при-
меняться в несварных конструкциях (силовые узлы и крепежные детали ).
Относительное удлинение обоих сплавов несколько снижается в ин-
тервале от —196 до —253° С, сохраняется на достаточно высоком уров-
не. Значение его при такой температуре не ниже значений при комнат-
ной температуре. Сплав Д16 несколько менее учвствителен к надрезу
при комнатной и низких температурах, чем сплав ВАД1. Последний мо-
жет применяться в сварных конструкциях, при этом прочность сварных
соединений в состоянии после сварки и естественного (зонного) старе-
ния составляет около 0,8 от прочности основного металла. Однако при
снижении температуры до —253° С прочность сварных соединений не
превышает 0,6 от прочности основного металла; в зоне же сварного
шва существенно снижается сопротивление хрупкому цазрушению. Так,
пт.у шва равна 78,0 кДж/м2, пт.у зоны сплавления 41,16 кДж/м2 при
20 °C; при —196 °C значения ат.у для шва и для зоны сплавления оди-
наковы и составляют 19,6 кДж/м2.
На основе отечественных и зарубежных исследований установлено,
что наиболее перспективным материалом для использования в сварных
конструкциях при криогенных температурах является сплав 1201, а
также сплавы типа Д20 с добавками кадмия, циркония и олова [11,
12]. Введение кадмия и олова в качестве легирующих добавок в сплавы
системы А1—Си—Мп значительно повышает прочностные свойства спла-
ва после закалки и искусственного старения по сравнению со сплавами
1201 и Д20; в среднем на 50—60 МПа увеличивается сгв на 100 МПа
Go,2- Упрочняющее действие малых добавок использовано при разработ-
ке сплава 01205.
Свойства сплавов 1201, 01205, а также сплавов систем А1—Mg и
А1—Си—Мп с добавками лития в качестве легирующего элемента при-
ведены в табл. XVII.20. Временное сопротивление и предел текучести
сплавов 1201 и 01205 при низких температурах выше, чем при комнат-
ной, при этом разница между ними увеличивается по мере снижения
446
Таблица VII.20. Свойства сплавов систем А1—Си—Мп,
AI—Си—Мп—Li—Cd и Al—Mg—Li при низких температурах
Сплав н сос- тояние мате- риала Вид полуфабриката Свойства Температура испытания, °C
20 —70 —196 —253
1201Т1 Листы правленые ов, МПа 410 430 520 640
и искусственно о0 2, МПа 320 340 380 420
состаренные б,’ % 10 И 13 15
ав/ов* 1,05 0,98 — 0,90
1201Т1Н Листы нагарто- св, МПа 430 450 530 670
ванные и искусст- сгп й, МПа 350 370 410 450
венно состаренные 6,’ % 8 9 13 17
1201Т1 Полуфабрикаты <тв, МПа 430 460 530 680
прессованные оп я, МПа 320 380 410 490
б,’ % 10 10 12 0
<Ув/сГв* 0,98 0,96 0,95 0,92
01205 Листы ов, МПа 460 495 550 670
(?о 2 > МПа 340 390 430 510
б,’ % 9 9,5 12 15
О>в* 0,8 0,8 0,8 0,8
ВАД23Т1 » ов, МПа 550 570 720 —
с0 2, МПа 490 520 650 —
б,’ % 6 6 5 —
0,96 0,91 — —
Полуфабрикаты огв, МПа 560 580 740 —
прессованные сг0 2, МПа 510 540 670 —
б,' % 5 6 5 —
ов/сгв* 1,0 — — —
1420Т1 То же <ув, МПа 490 560 570 660
оп 9, МПа 360 365 370 370
б,’ % 8 6 8 4
1,2 1,1 0,9 0,75
температуры, что свидетельствует о пластичности этих сплавов в усло-
виях глубокого охлаждения. Уровень относительного удлинения пример-
но одинаков при комнатной температуре и повышается при ее сниже-
нии.
Свойства листов и плит сплава 1201 приведены на рис. XVII. 10.
Временное сопротивление и предел текучести сварных соединений так-
же выше при низких температурах, чем при комнатной. Разница меж-
ду прочностными свойствами сварных соединений при комнатной и
низких температурах такая же, как и для основного материала.
447
Таблица XVI 1.21. Свойства свариваемых сплавов системы
А1—Zn—Mg, высокопрочных сплавов системы А1—Zn—Mg—Си
и порошкового алюминиевого сплава САП-1 при низких температурах
Сплав и сос- тояние мате- риала Вид полуфабриката Свойство Температура испытания, ®С
20 —70 —196 —253
В92Т1 Листы Св, МПа 440 470 510 610
а0.2> МПа 320 330 360 400
б,’ % 14 19 17 11
1915Т1 » <тв, МПа 360 410 480 —
Оло, МПа 280 320 350 —
6,’ % 11 11 16 —
о’вМв* 1,02 0,99 0,94 —
Полуфабрикаты ав, МПа 400 — 560 —
прессованные Он 2> МПа 350 — 440 —
6,’ % сгв, МПа 10 . 18 —
В93Т1 Штамповки, по- 490 520 580 —
ковки (поперечное а0 2, МПа 450 470 530 —
направление) б,’ % 7 8 6 —
</<*в* 1,45 — 1,45 —
В95Т1 Листы сгв, МПа 520 560 640 750
cFq 2 » А1Пя 440 470 520 630
6,’ % 14 12 9 7
о’вМв* 1,0 0,97 0,78 0,7
Полуфабрикаты <JB, МПа 600 620 750 810
прессованные <т0 2, МПа 550 560 640 730
6,’ % 8 8 7 5
В96Т1 Пол уф аб рика ты ов, МПа 650 710 810 —
прессованные сгп«, МПа 630 670 730 —
б,’ % 6 4 9 —
о>в* 0,97 0,8 0,52 —
САП-1 Листы ств, МПа 320 380 480 560
2» МПа 220 260 350 450
б, % 5 7 8 10
^в/°В* 1,0 0,88 0,88 —
* Kt =6.3.
Свариваемые сплавы системы Al—Zn—Mg типа В92 и 1915 могут
быть перспективным материалом для использования при низких темпе-
ратурах (табл. XVII.21).
Следует отметить, что свариваемые сплавы системы А1—Zn—Alg
склонны к замедленному разрушению под напряжением даже при от-
носительно невысоких уровнях напряжений и в среде, мало активной
в коррозионном отношении. Это необходимо учитывать при выборе ма-
448
териала и проектировании конструкции, предназначенной для работы
в условиях низких температур, с целью максимально возможного устра-
нения различных концентраторов напряжений — острых надрезов, от-
верстий с острыми кромками, резких переходов сечений и т. п.
Освоенные промышленностью высокопрочные сплавы системы А1—
Zn—Mg—Си не могут быть рекомендованы для работы при температу-
рах ниже —70° С. Данные табл. XVII.21 свидетельствуют о том, что
у сплавов В95 и В96 при температурах ниже —70° С снижается отно-
Рис. XVI 1.10. Температурная зависимость механических
свойств основного и сварного материала листов и плит
сплава 1201Т1Н:
а — основной материал: б — после сварки без термооб-
работки; в—сварка из закаленного и нагартованного
состояния, старение после сварки до состояния Т1Н;
1 — листы; 2—плиты; 3 — поперечные образцы;
4 — Д16Т1
-196 -80 20
t;c
сительное удлинение, а у сплава В96 значительно повышается чувстви-
тельность к надрезу. Кроме того, эти сплавы имеют пониженное сопро-
тивление распространению трещины даже при комнатной температуре.
Поковки и штамповки из сплава В93 можно применять при темпе-
ратурах до —196° С, если они состарены по режиму, обеспечивающему
достаточный запас пластичности (режимы Т2 и ТЗ), и при условии, что
отсутствуют концентраторы напряжений.
Для материала САП—1 ха-
рактерен линейный закон повыше-
ния предела текучести с пониже-
нием температуры. Временное соп-
ротивление особенно интенсивно
повышается в интервале от —196
до —253 °C с одновременным не-
которым увеличением удлинения.
Общей закономерностью для
алюминиевых сплавов является
повышение модуля упругости при
растяжении со снижением темпе-
ратуры (рис. XVII.11).
Данные по усталостной проч-
ности алюминиевых сплавов при
температурах ниже —196 °C очень
Рис. XVII.И. Температурная зависи-
мость модуля упругости при растяже-
нии алюминиевых сплавов систем:
1 —А1—Си; 2— Al—Mg—Si; 3 — сплавы
систем А1—Мп. А1—Mg, Al—Zn—Mg,
Al—Zn—Си—Mg
29—834
449
малочисленны, но общий характер закономерности заключается в том,
что предел усталости возрастает при снижении температуры. При этом
наибольший прирост наблюдается в интервале температур от —196 до
—253 °C. На рис. XVII.12 приведены данные об усталостной прочности
Рис. XVII.12. Предел усталости на базе
106 циклов при осевом растяжении
алюминиевых деформируемых сплавов
при низких температурах:
а — сплавы системы А1—Си—Mg (лист,
R=—1); б — сплавы системы Al—Mg;
1 — сплав 1201Т1Н; 2 — сплав типа
АК8Т1; 3—сплав типа АК8Т1, сварной
металл; 4 — сплав 1201Т1Н, сварной
металл; 5 — сплав типа АМгб, нагар-
товка на */4 и стабилизация, плита,
/?=0; 6 — сплав типа АМг4, нагартован-
ный на ’/в, плита, 7? = 0; 7 — сплав типа
АМгб, плита, сварной металл, /?=0;
8 — сплав типа АМг4, плита, свар-
ной металл, /?=0; 9 — сплав ти-
па АМг4, нагартованный на У8,
плита, изгиб поперечных образ-
цов; 10 — сплав типа АМгб, нагартован-
ный на Уг, лист, R=—1; 11— сплав ти-
па АМг4, плита, сварной металл, изгиб
поперечных образцов; 12 — сплав типа
АМгб, лист, сварной металл
для некоторых сплавов и их свар-
ных соединений. Для сварных со-
единений она ниже, чем для основ-
ного металла, но также повыша-
ется при снижении температуры.
Во всех алюминиевых сплавах
независимо от термообработки ма-
териала при температуре жидко-
го гелия (—269 °C) наблюдается
скачкообразная деформация в
пластической области, которая со-
провождается характерным зву-
ком постепенно возрастающей ам-
плитуды и срывами нагрузки на
диаграммах нагрузка — деформа-
ция. Эти срывы начинаются пос-
ле достижения нагрузки, соответ-
ствующей пределу текучести. Ве-
личина срывов, их количество и
момент различны для каждого
сплава Скачкообразная деформа-
ция зависит от многих факторов,
связанных как с условиями де-
формирования (температура, ско-
рость деформации), так и с ис-
ходным структурным состоянием
материала (чистота металла, раз-
мер зерна, термообработка).
Суммируя имеющиеся данные
по свойствам алюминиевых спла-
вов при низких температурах, мо-
жно сказать, что степень упрочне-
ния сплавов при понижении тем-
пературы тем меньше, чем выше
исходная прочность сплавов (проч-
ность при комнатной температу-
ре), определяемая зонами или ме-
тастабильными частицами при ле-
гировании и термической обработ-
ке алюминиевых сплавов.
4. Свойства при повышенных температурах 1
Для оценки жаропрочности конструкционных алюминиевых сплавов
используют главным образом следующие характеристики:
1) механические свойства (ав, Оо,2, 6), определяемые при кратковре-
менном растяжении при повышенных температурах.
Автор: О. А. Романова.
450
2) механические свойства (сгв, сг0,2, 6), определяемые при кратковре-
менном растяжении при повышенных температурах после длительных
выдержек при соответствующих температурах;
3) механические свойства (ств, Оо,2> 6), определяемые при комнат-
ной температуре после длительных выдержек при повышенных темпе-
ратурах (восстановленная прочность);
4) длительная прочность, оцениваемая долговечностью материала
при определенном напряжении;
5) сопротивление ползучести, оцениваемое пределом ползучести или
скоростью ползучести.
К деформируемым алюминиевым сплавам, работающим при повы-
шенных температурах, относятся жаропрочные сплавы Д16, Д19, ВД17,
М40, АК4, АК4—1, АК4—2, Д20, 1201, Д21, ВАД23, САП.
Свойства при кратковременном растяжении
Механические свойства алюминиевых сплавов при кратковременном рас-
тяжении при повышенных температурах, так же как и свойства при ком-
натной температуре, изменяются в широком диапазоне. Наиболее низ-
кие значения сгв и о0,2 и высокая пластичность при кратковременном
растяжении при повышенных температурах наблюдается у термически
неупрочняемых алюминиевых сплавов типа АМг и АМц Несколько бо-
лее высокий уровень прочностных свойств при достаточно высокой плас-
тичности отмечается у малолегированных термически упрочняемых спла-
вов АД31, АДЗЗ, Д18П.
Высокие значения <тв, (То,2 при кратковременном растяжении при по-
вышенных температурах при сравнительно хорошей пластичности на-
блюдаются у алюминиевых сплавов типа дуралюмин, например Д1,Д16,
ВД17, М40, Д19, ВАД1, АК4—1, АК8, а также у сплавов типа Д20,
Среди этих сплавов наиболее высокие значения прочностных свойств
при температурах выше 150° С отмечаются у жаропрочных алюмини-
евых сплавов АК4—1, Д16, Д19, ВД17, М40, Д20, Д21.
Достаточно высокие значения сгв и б0,2 при кратковременном растя-
жении до температуры 150°C наблюдаются-у сплавов АК6, АК8 и др.,
однако с повышением температуры эти характеристики быстро снижа-
ются.
Наивысшие прочностные свойства при температурах до 150иС до-
стигаются у высокопрочных сплавов типа В95, однако с повышением
температуры подобные сплавы резко разупрочняются.
Сравнительно высокие значения сгв и <То,2 при кратковременном рас-
тяжении наблюдаются у сплавов В92 и 01915.
Высокие значения прочностных свойств и пониженная пластичность
при кратковременном растяжении при повышенных температурах отме-
чаются у сплава ВАД23. Наряду с этим сплав ВАД23 обладает вы-
сокими исходными характеристиками временного сопротивления и пре-
дела текучести при комнатной температуре.
Самыми высокими значениями сгв в интервале температур 250—
500° С обладают САПы и САП—1 с железом и церием, изготовленные
методом спекания алюминиевых порошков. В табл. XVII 31 приведены
механические свойства алюминиевых сплавов после длительных на-
гревов при повышенных температурах, испытанных при комнатной тем-
пературе.
Как следует из этой таблицы, наименьшее снижение прочностных
характеристик отмечается у таких жаропрочных алюминиевых сплавов,
как АК4—1, Д20, 1201, Д21, Д16, Д19, М40 и ВАД23. Например, у сплава
АК4—1 заметное снижение сгв и Оо,2 при 150—175° С наблюдается пос-
29*
451
452
Таблица XVII.22. Влияние длительных нагревов на механические свойства алюминиевых сплавов при комнатной
температуре (ав, Со.г» МПа; 6, %)
Марка сплава и его состоя- ния Вид полуфабриката т выдерж- ки, ч Температура нагрева. °C
125 150 175 200 250
% °0,2 б °в °0,2 б °0,2 б % °0,2 б % °0,2 б
1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18
АМГ6 Листы (нагартовка 5 — — — 385 220 15 — — — 375 190 17 — — —
20 %) 10 — — — 385 180 15
100
Листы (нагартовка 30%) 5 — — — 410 390 270 245 15 — — — 380 235 18 — — —
Листы (нагартовка до 40 %) 10 — — — 16 340
5 — — — 445 360 15 — — — 430 16 — — —
10 — — — 435 350 15
100
АДЗЗТ1 Профили прессован- 10 — — — 330 290 11 310 280 10 300 270 10 230 180 12
ные 100 — — — 330 290 10 280 240 11 260 220 10 190 130 14
АД35Т1 Прутки прессованные 10 25 — — 330 330 320 320 8 8 320 310 310 290 8 8 270 240 230 200 9 10 — —
Листы 10 — — — 300 260 11 290 270 10 250 210 10 — — 1 — ~
25 — — — 300 270 12 290 270 9 230 180 10 — — —
Д18Т Проволока 10 100 — — 260 270 115 130 27 27 270 270 200 200 12 11,5 — — —
В65Т » 10 — — 400 220 25 — — — 380 280 13 — — —
100 — — — 410 290 17 — — — 350 250 13 — — —
Д16Т Листы 100 450 320 19 480 430 7 430 360 10 330 310 17 270 160 16
Д16чТ » 1000 465 375 14 450 395 7 360 260 13 300 170 18 230 150 20
Д16ТН » 100 480 390 15 480 450 6 470 420 7 420 360 10 285 145 18
Д16чТН Листы 500 470 380 16 460 430 6 410 320 6 360 270 7 240 105 18
Д16Т1 » 100 455 410 6 455 410 5
Д16чТ1 » 1000 455 415 6 440 388 6,5 —
Д16Т Профили прессован- 100 460 370 19 490 465 9 —
ные 1000 490 470 10 480 415 7
2500 500 490 5,5
Д16ч Профили прессован- 100 530 420 16 530 480 9 480 430 9 460 390 9 410 340 7
ные круппогабарит- 200 520 420 16 520 480 8 470 420 9 450 370 10 — — —
ные
Д16Т1 Профили прессован- 100 500 470 6 500 470 6 —
ные
Д16чТ1 То же 1000 505 480 6 475 405 6,5
2500 500 470 6 455 380 6,5 —
Д19Т Листы 100 455 305 20 450 330 18 450 400 6 450 380 6 — — —
Д19чГ » 1000 445 320 19 465 430 6 —
Д19Т1 Листы 100 470 430 7 465 420 6,5
1000 470 426 6,5 460 425
2500 465 430 7 455 400 6,5 —
ВАД1Т » 10 — — — — — — 455 400 7 440 390 6 410 340 7
100 — — — 460 390 6 420 360 7 400 380 7 — — —
Профили прессован- 10 — — — 500 380 14 — — — 490 460 14 390 290 7
ные 100 — — — 500 400 14 — — — 450 380 7 — — —
М40Т1 Листы 100 — — — — — — 380 310 10 370 290 7,5 330 210 11
Профили прессован- 100 — — — — — — 420 320 10 390 280 10 300 230 10
ные
Д21Т1 Листы 100 — — — 430 350 12 420 330 9 400 300 10 300 170 13
453. 1000 — — "1 430 330 10 390 280 10 350 240 11 270 150 14
454
Продолжение
1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18
Профили прессован- 100 490 380 9 440 330 9 430 320 9 320 190 10
ные 1000 — — — 440 330 9 410 280 9 370 240 10 300 170 11
Плиты катаные (S = 100 — — — 480 420 9 460 400 8 440 360 8 310 200 10
= 40 мм) 1000 — — — 460 400 10 410 320 9 380 270 8 300 180 11
Д20Т1 Листы 10 — — — 430 290 14 420 280 12 390 260 10 360 220 11
100 — — — 430 340 14 390 270 10 380 230 9 320 — 12
01205Т1 » 100 .— — — 450 350 10
2000 — — — 450 350 10
Профили прессован- 100 — — — 470 320 12 430 300 13 —
ные 500 — — — 440 300 13 410 280 14 —
1201Т1 Листы 100 420 330 10 420 330 10 — 340 240 9 — — —
500 420 330 10 400 300 — — — — 390 230 10 — — —
Плиты катаные 100 — — 450 340 8 — 430 320 10 360 270 12
500 — — — 450 340 8 — — — 430 290 12 360 270 13
ВАД23Т1 Листы неплакирован- 10 — — — 620 570 — 600 560 — 520 470 — — — —
ные 100 — — — 610 560 — 540 480 — 450 340 — — — —
1 000 — — — 570 520 — 450 350 — 370 300 ——-• — — —
10 000 —, — — — — — 360 240 — — — — — — —
Профили прессован- 10 — — — — — — — 510 440 — — — —
ные (тонкие) 100 — — — 550 490 — — 430 340 — — — —
1 000 — — 510 420 — — 310 200 — — — —
10 000 430 330 — — 280 180 — — — —
Листы плакирован- 100 570 500 6 540 490 6 510 450 7 450 370 8 — — —
ные 1 000 580 520 6 510 450 7 420 300 9 350 240 10 — — —
5000 560 500 8 430 350 8 340 230 11 — — — — — —
Плиты (5=35 мм) 100 540 500 4,5 550 510 4 540 500 4 480 400 6 — — —
1 000 550 520 2,0 520 480 3,5 370 450 5 370 250 8 — —, —
5 000 550 510 3,5 500 440 4,5 380 270 7 340 210 10 — — —
АК4—1Т1, Листы 100 420 350 9 410 350 7 400 345 5 380 325 6
АК4—1чТ1 1000 430 350 8 420 370 5,5 400 330 6
5 000 410 350 7 390 340 6 —
10 000 410 350 7 390 290 6
30 000 410 370 7 380 300 6 -— —
Профили прессован- 100 410 380 7 400 370 7 400 370 7 380 325 6 — — —
ные (тонкие) 1 000 410 380 7 430 380 8 380 345 7 —
5 000 410 370 7 390 310 7 —
10 000 410 370 8 380 300 7
20 000 410 370 8 360 280 7
30 000 400 — 8 360 280 7 —
Штамповки, поковки 10 440 340 10 440 350 9 430 360 8 —
100 440 340 8 440 350 9 410 360 8
1 000 440 340 8 440 350 9 400 330 7
30 000 400 — 8 370 — 9 320 — 7 — — — — — —
Плиты кованно-ката- 100 450 410 7 450 420 7 —
ные 1 000 460 430 7 440 410 7
5 000 450 420 6 420 380 6 —
10 000 450 390 5 420 350 5 —
20 000 430 380 7 400 330 6
30 000 420 370 7 380 310 6 —
АК42—2чТ1 Плиты 100 440 390 11 440 400 10 425 395 9 —
500 440 400 10 435 400 10 395 345 10 —
1000 440 400 10 430 400 9,5 390 340 11 — — — — — —
2 500 440 400 10 415 370 11 380 315 11 —
5 000 440 400 8 405 360 8 365 310 8,5 —
Профили прессован- 100 440 390 8 440 390 8 420 385 8 —
ные 1 000 440 390 8 440 390 8 385 350 8,5 —
10 000 420 385 9 415 365 8 375 320 8 —
Полосы прессован- 100 445 380 14,5 455 390 14 —
ные 1 000 455 400 12 450 400 9
АК8Т1 Штамповки, поковки 10 520 440 7 510 460 8 520 410 9 430 370 10 — — —
100 530 430 8 505 465 7 500 400 9 320 260 12 — — —
СИ сл 1000 530 440 8 500 450 8 460 380 10 270 180 16 — — —
456
Таблица XVII 23. Пределы длительной прочности и сопротивления ползучести конструкционных и жаропрочных
деформируемых алюминиевых сплавов
Марка сплава и его состоя- ние Вид полуфабриката ТИСП’ ч Предел ползучести, МПа Предел длительной прочности, МПа
О125 °0,2 о150 °0,2 О175 °0,2 °® О250 °0,2 G3°o %, 2 а125 а150 а175 Л0 а250 азо<)
1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15
Д16Т, Листы 10
Д16Т1 100 180 180 120 85 — — 340 300 230 180
1 000 — 115- — 45—50 — — 300 240 175 120
120 340— 310—
Д16чТ Плиты 100 300 270 230— — — 350 320 270
1163Т 240
1 000 270 245 ( —
Профили прессован- 100 — 260 210 — — — 340 320 270 210
ные 1 000 — — — — — — — 280 22 — — —
ВД17Т1 : Полосы прессован- 100 — — — — 160 75 — — — 190 100 55
ные
АК4—1Т1 Листы 100 250 220 140— 90 — — 280 250 210 170
150
1 000 210— 170 — — — — 250 220 160 130
220
АК4—1чТ1 2 500 — — — — — — 240
10 000 155 — — — — — 200
20 000 150 — — — — — 190
Плиты 100 280 250 160 — — — 350 330 240 —
1 000 240 210 — — — — 300 280 — — —
5 000 — — — — — — 290 200 —
10 000 215 160 — — — — 260 -
20 000 — — — — — — 220 — — — — —
Профили прессован- 100 270 240 20
ные 1 000 250 210
10 000 220
20 000 200 —
Прутки прессованные 100 — — — 150 65 35 — — — 180 90 45
АК4—2чТ1 Плиты 100 — — — — — — 340 300 240 — — —
1 000 — — — — — — 300 260 — — — —
Профили прессован- 100 — — 210 — — — — — 240 — — —
ные
Д21Т1 Листы 100 290 250 170 105 — — 370 330 240 170
1000 260 160 95 290 240 180 130 — —
Плиты 100 310 280 220 160 95 — 370 310 260 20 120
1 000 290 230 175 120 45 — 330 270 220 160
5 000 270 200 140 — — — 300 250
10 000 250 — — — — — 280 — — — —
Профили, прутки 100 310 280 220 160 85 — — 340 250 190 110
прессованные 1 000 280 230 — — — — — 280 200 240 80 —
5 000 260 170
10 000 240 —
Д20Т2 Полосы прессованные 50 190 130 85
100 — 200 170 120 80 65 —— 30 210 180 125 80
200 170 115 75
400 — НО 75
1201Т1 Листы 100 — 150 — — — — — — — 180 — —
Поковки прессован- 100 240 200 140 130 — — 290 250 220 180
ные профили, плиты 1 000 210 160 125 105 — — 260 210 180 150 — —
СИ
ле выдержки в течение 1000 ч, в то время как у сплава АК8 существен-
ное снижение аналогичных характеристик при этих же температурах
отмечается после выдержки в течение 100 ч.
Остальные алюминиевые сплавы (АДЗЗ, Д18П, Д1, В65 и др.) ха-
рактеризуются резким разупрочнением с увеличением времени нагрева
при повышенных температурах. Особено интенсивное снижение вре-
менного сопротивления и преде-
ла текучести наблюдается у вы-
сокопрочных алюминиевых спла-
вов системы А1—Zn—Mg—Си
(В93, В95, В96 и др.).
Рис. XVI 1.14. Предел ползучести
алюминиевых сплавов за 30000 ч:
/—АК4—1Т1; 2 —ВЛД23Т1; 3 —
Д16Т1Н; 4— Д20Т1Н; 5—САП—4
Рис. XVI 1.13. Длительная прочность
листов сплава Д16Т при температу-
рах, °C:
1 — 150; 2 — 175; 3 — 200; 4 — 225
Особую группу занимают порошковые алюминиевые сплавы САПы,
характеризующиеся очень медленным разупрочнением при высоких тем-
пературах и длительных выдержках. При комнатной температуре эти
сплавы обладают средним уровнем прочностных свойств и умеренной
пластичностью.
Ползучесть и длительная прочность
Сплавы, обладающие высокими значениями длительной прочности и пол-
зучести, называются жаропрочными. К этой группе сплавов относятся
сплавы Д16, Д19, М40, ВД17, ВАД1, АК2, АК4, АК4— 1, АК4—2, Д20,
Д21, 1201, ВАД23, а также САПы и САСы.
Предел ползучести обычно определяют с разным допуском на ос-
таточную или общую деформацию. Данные по пределам ползучести
в большинстве случаев соответствуют остаточной деформации 0,2 %.
Чистый алюминий, имеющий наименьшие прочностные свойства, харак-
теризуется и наименьшими значениями пределов ползучести и длитель-
ной прочности.
У сплавов типа магналий с увеличением содержания магния и воз-
растанием прочностных свойств повышаются значения длительной проч-
ности и ползучести. Эти сплавы применяются при температурах до
100° С.
Сплавы системы А1—Zn—Mg—Си очень сильно разупрочняются от
нагрева при повышенных температурах и имеют низкие значения дли-
тельной прочности и ползучести, поэтому их не рекомендуется приме-
нять в случае длительных нагревов при температурах выше 125° С.
-458
В табл. XVII.23 приведены значения пределов длительной прочно-
сти и ползучести жаропрочных алюминиевых сплавов.
Сплавы типа дуралюмин имеют сравнительно близкие значения
длительной прочности (рис. XVII.15) и ползучести при 125, 150, 175 и
200° С и ведут себя лучше, чем сплавы с цинком. Сплав ВАД23 по ха-
рактеристикам жаропрочности превосходит сплав Д16 при температурах
до 200° С.
Для работы изделий, рассчитанных на длительный ресурс, хорошо
зарекомендовал себя сплав АК4—1: при 125—-135° С он имеет высокое
сопротивление ползучести. Так, по данным Т. К. Понарьиной.о^^о 000~
= 145 МПа для листов; 0^/20 000 =205 МПа для прессованных полу-
фабрикатов. Заслуживает внимания для работы при более высоких тем-
пературах сплав Д20, который по сопротивлению ползучести при 300 °C
превосходит сплавы Д16, АК4—1 и ВАД23.
Сплав ВД17 при 200—250 °C сопоставим по сопротивлению ползу-
чести со сплавом Д20.
Особую группу сплавов составляет материал, полученный порош-
ковой металлургией, САП. По сопротивлению ползучести и длительной
прочности САП имеет заметное преимущество перед сплавами, полу-
ченными из литых заготовок обычными методами.
САП сохраняет высокие значения характеристик ползучести и дли-
тельной прочности при 250—300° С и даже может применяться при
500° С.
Сопоставление характеристик ползучести отдельных полуфабрика-
тов показывает, что листы обладают наибольшей ползучестью, затем
идут прессованные и кованые полуфабрикаты. У сплава АК4—1 на-
блюдается меньшее расхождение в значениях ползучести листов и прес-
сованных полуфабрикатов (табл. XVII.32).
Испытания, проведенные Ю. С. Даниловым на сплаве АК4—1, сви-
детельствуют о том, что пределы ползучести при сжатии несколько выше
(на 5—10 %), чем при растяжении.
В связи с увеличением скоростей полетов самолетов и ресурсов
важно знать характеристики материала при длительном ресурсе.
На рис. XVII.16 сопоставлены пределы ползучести за 30000 ч спла-
вов типа ВАД23Т1, Д16Т1Н, АК4—1Т1, Д20Т1Н и САП—4. При 125° С
наиболее высокими значениями пределов ползучести обладают сплавы
типа ВАД23, затем идут сплавы типа АК4—1, Д16 и Д20. Это преиму-
щество сплава типа ВАД23 еще сохраняется при 150° С. При 175 и
200° С, лучшее сопротивление ползучести имеет сплав типа АК4—1.
Глава XVIII. ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА1
Своим широким применением в важнейших отраслях народного хозяй-
ства алюминиевые сплавы во многом обязаны благоприятному сочета-
нию ряда физических и химических свойств.
Небольшая плотность, позволяющая создавать легкие конструкци-
онные сплавы, обладающие к тому же относительно высокой удельной
прочностью, высокая электро- и теплопроводность, очень большая скры-
тая теплота плавления, большая теплоемкость, малое поперечное сече-
1 Авторы: А. И. Ковалев, И. М. Хацинская.
459
ние захвата тепловых нейтронов — вот далеко не полный перечень
свойств, определяющих значение алюминия и его сплавов для промыш-
ленности.
Физические и механические свойства алюминиевых сплавов в зна-
чительной степени определяются влиянием легирующих элементов, об-
разующих с алюминием твердые растворы, эвтектические смеси и хими-
ческие соединения. В соответствии с этим легирование используют для
создания специальных алюминиевых сплавов, обладающих особыми фи-
зическими свойствами, например пониженной способностью к теплово-
му расширению и др.
Ниже приведены данные о влиянии различных легирующих элемен-
тов на физические свойства алюминия и характеристики основных про-
мышленных алюминиевых сплавов.
Период кристаллической решетки
Алюминий имеет кубическую гранецентрированную решетку типа Си.
Период решетки алюминия чистоты 99,99 % при 25 °C составляет
0,404956 нм по данным Пирсона и 0,04965 нм по данным Фиггипса. Зна-
чения периода решетки алюминия (99,99 %) при температурах от —252
Рис. XVII 1.1. Зависимость периода решетки алюминия от концент-
рации легирующих элементов
0,4042
0,4041
ъ
0,4040
0 2 4 0
Li,% (по массе)
Рис. XVIII.2. Зависимость пери-
ода решетки алюминия от со-
держания лития
пенную зависимость изменения
до 25,5 °C (данные Пирсона) и от 0 до
650 °C (данные Вильсона) приведены в
габл. XVIII.1. Погрешность определения
а при отрицательных температурах со-
ставляет 0,000002 нм.
В случае образования твердых раст-
воров замещения изменение периода ре-
шетки зависит от соотношения величин
атомных радиусов алюминия и легирую-
щего элемента. В первом приближении
для разбавленных растворов справедливо
правило Вегарда, устанавливающее ли-
периода решетки от концентрации рас-
творенного металла.
На рис. XVII 1.1 представлены зависимости, характерующие вли-
яние легирующих элементов на период решетки алюминия, согласно
460
Таблица XVIII.1. Период кристаллической решетки алюминия
при разных температурах
/, °C а, нм t, °C а, нм t, °C а. нм
—252,8 0,403186 — 158,0 0,403462 100,0 0,405668
—240,9 0,403191 —148,2 0,403528 150,0 0,406159
—228,8 0,403201 +25,5 0,404956 200,0 0,406680
—218,1 0,403219 0 0,404731 300,0 0,407792
—207,2 0,403239 82,5 0,404935 400,0 0,408984
—198,2 0,403271 47,0 0,405165 600,0 0,411700
—187,5 0,403314 50,0 0,405187 650,0 0,412451
—167,0 0,403412
результатам, получении В. Пирсоном. Марганец, медь, цинк, бериллий,
имеющие меньший атомный радиус, чем алюминий, уменьшают период
решетки, а магний и литий, имеющие больший атомный радиус, уве-
личивают. Эта закономерность справедлива лишь в пределах раство-
римости.
X. Аксон и В. Юм-Розери наблюдали, вопреки общему правилу, не-
которое уменьшение периода решетки алюминия при введении в него
лития. Приведенные на рис. XVIII.2 данные В. М. Замоторина, взятые
из работы [1], по-видимому, более вероятны.
Тепловое расширение
Тепловое расширение чистого алюминия неоднократно являлось объ-
ектом исследований как в области низких, так и в области повышенных
температур. В табл. XVIII.2 приведены температурные коэффициенты
линейного расширения (ТКЛР) при температурах от 20 до 400' С, а в
табл. XVIII.3 — от —258,2 до 20° С по данным различных исследова-
телей. Предельная погрешность измерения ТКЛР при низких темпера-
турах составляет 1,5 %.
П. Хиднер и X. Кридер обнаружили у чистого алюминия остаточ-
ное изменение длины после нагрева до 609—618° С, составляющее 0,01—
Таблица XVIII.2. Тепловое расширение чистого отожженного
алюминия при высоких температурах
Чистота алюминия Метод определения а- 106, К в интервале температур, °C
20—100 20—200 20—300 20—400 лит. ис- точник
99,996 Интерференционный 23,9 24,6 25,4 26,5 [2]
99,997 » 23,9 24,3 25,3 26,5 [3]
99,85 (0,09 Fe; 0,06 Si Дилатометр ДКВ 22,4 23,9 24,8 26,0 [4]
461
Таблица XVIII.3. Тепловое расширение алюминия (99,99) при низких
температурах [5]
t. сс а-101 К-1 t, °C а-10'' К-1 t, °C а •10’* К-1
—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 1,1 — 183 10,6 0 22,5*
—233 —223 2,2 3,9 —173 12,4 20,2 23,0*
* По данным работы [6].
0,02 % для литого алюминия и 0,001—0,002 % для отожженного алю-
миния после нагрева до 400° С отжиг (500° С, 12 ч).
В соответствии с общими закономерностями температурный коэф-
фициент линейного расширения алюминия, как правило, увеличивается
при легировании металлами с большими, чем у алюминия, коэффициен-
Рис. XVIII.3. Зависимость тем-
пературного коэффициента ли-
нейного расширения алюминия
от содержания различных леги-
рующих элементов
тами линейного расширения, и уменьшается при легировании металла-
ми с меньшими коэффициентами линейного расширения.
Твердые растворы при этом несколько отклоняются от правила ад-
дитивности в сторону уменьшения значений коэффициента линейного рас-
ширения.
На рис. XVIII.3 представлены зависимости влияния различных ле-
гирующих элементов на коэффициент линейного расширения алюминия
в интервале температур 20—100 °C. Как следует из рис. XVIII.3, берил-
лий, железо, никель, хром и кремний в значительной степени понижа-
ют ТКЛР алюминия. Наиболее сильное влияние из указанных элементов
оказывает железо. Магний значительно повышает ТКЛР алюминия.
При исследовании влияния различных элементов на ТКЛР алюми-
ния следует учитывать возможность образования новых фаз в процессе
нагрева, что может исказить результаты. Например, распад пересыщен-
ного твердого раствора с выделением фазы СпА12 сопровождается уве-
личением объема [7], что может быть расценено как увеличение ТКЛР,
в то время как медь приводит к его уменьшению.
462
Л. Кемпф для устранения погрешностей подобного рода применил
отжиг исследуемых сплавов при 225° С и получил для системы А1—Си
закономерное уменьшение коэффициента линейного расширения с повы-
шением концентрации меди.
Н. П. Нусс и И. Н. Фридляндер исследовали тепловое расширение
бинарных сплавов системы А1—Zn в литом и отожженном состояниях
[после отжига при 300 °C и дли-
тельного сложного отжига по ре-
жиму 350 °C, 20 ч 4-300 °C, 100 ч 4-
4-250 °C, 50 4 4-200 °C, 50 ч 4-100 °C
50 ч]. Зависимость коэффициента
линейного расширения сплавов си-
стемы Al—Zn от содержания цин-
ка в состоянии после длительного
многоступенчатого отжига при раз-
личных температурах представле-
на на рис. XVIII.4.
В интервалах температур,
при которых фазовые превраще-
ния отсутствуют (кривые 1 и 2
до 200 °C и кривая' 6 — до 400—
500 °C), ТКЛР сплавов законо-
мерно возрастает с повышением
Zn, % (по массе)
Рис. XVIII.4. Зависимость ТКЛР спла-
вов системы А1—Zn от содержания
цинка и температуры °C:
/ — 20—100; 2— 100—200; 3 — 200—300;
4 — 250—300; 5 — 300—400; 6 — 400—500
концентрации цинка и температу-
ры. В интервалах 200—300, 250—
300 и отчасти 300—400 °C имеет
место суммарный эффект теплово-
го расширения и фазовых превра-
щений, связанных с изменением
предела растворимости цинка в
алюминии, эвтектоидным превращением и разрывом растворимости. Для
литых сплавов (без отжига), находящихся в метастабильном состоя-
нии, температура эвтектоидного превращения сдвигается в сторону бо-
лее высоких (по сравнению с отожженными сплавами) температур;
в остальном же характер изменения ТКЛР литых образцов подобен ха-
рактеру изменения ТКЛР отожженных образцов.
Температурные зависимости коэффициента линейного расширения
бинарных систем А1—Си, А!—Fe, Al—Ni, Al—Si, по данным Л. Кемпфа,
представлены на рис. XVIII.5. В тройных и многокомпонентных сплавах
влияние легирующих элементов при отсутствии фазовых превращений
качественно подобно их действию в бинарных системах. На рис. XVIII.6
приведены значения ТКЛР для систем А1—Fe—Си, А1—Ni—Си, А1—•
Fe—Ni по данным того же автора.
Т еплопроводность
Алюминий и его сплавы относятся к хорошим проводникам тепла и
электрического тока. Ниже приведены значения теплопроводности алю-
миния чистоты 99,996 % в интервалах от —265 до —100 °C [8] и от
20 до 500 °C [9]:
/. °C X. (Вт/(м- К) Д °C X, Вт/(М-К) /, °C X, ВтДм.К)
—265 5196 —150 264 200 210
—260 6788 —100 256 300 197
—250 4693 20 230 400 193
—200 490 100 218 500 189
463
2 4 6 8 100 2 Ь 6 8
Ni, % f по пассе) {е,%(ло пассе)
Рис. XVIII.6. Зависимость ТКЛР алюминия
в присутствии второго компонента от со-
держания легирующего элемента при раз-
личных температурах, °C:
1 — 20—300; 2 — 20—200; 3 — 20—100
Примеси оказывают существенное влияние на теплопроводность
алюминия в области низких температур. Максимум, наблюдающийся для
зависимости A=f(7) в области низких температур, располагается для
чистого (99,996) алюминия вблизи —259°C (Хтах=6914 Вт/(м-К), а для
технического алюминия сдвигается в область высоких температур на
23—25 °C и делается значительно менее выраженным (Атах=390
Вт/(м-К).
В области повышенных температур примеси оказывают на тепло-
проводность меньшее влияние. Рис. XVIII.7 иллюстрирует суммарное
464
влияние небольшого количества примесей и температуры на теплопро-
водность и электропроводность алюминия [10].
Влияние различных легирующих элементов на теплопроводность
алюминия, по данным В. Бунгардта, показано на рис. XVIII.8. Повы-
шение теплопроводности при содержании меди в сплаве более 10 % не
Л, Вт/(м К) 7/р 10/ См/и
200 ____।i---------1---1--- 10------1 ।--1---1---1---
100 99,9 99,8 99,7 99,6 99,5 99,9 100 99,9 99,8 99,7 99,6 99,5 99,9
А1,7о (по массе)
Рис. XVII 1.7. Зависимость теплопроводности и электро-
проводности алюминия от суммарного содержания при-
месей при 400 (/), ~ 100 (2)
подтверждается данными П. А. Алиева
и некоторых других исследователей.
Электрическое сопротивление
Удельное электрическое сопротивление
чистого алюминия (99,9) составляет
2,62-10~8 Ом-м при 0 °C и 6,2-Ю~80мХ
Хм при 327 °C [И]. Влияние неко-
торых примесей на удельное электро-
сопротивление алюминия характеризу-
ется данными, приведенными в табл.
XVIII.4 [12].
Электрическое сопротивление спла-
вов на основе алюминия может значи-
тельно изменяться в зависимости от тер-
мической обработки изменяющей фазо-
вый состав сплава.
Изменение электрического сопротив-
ления сплавов алюминия с серебром в
Содержание
элемента, Z, (по массе)
Рис. XVIII.8. Зависимость теп-
лопроводности литых алюмини-
евых сплавов от содержания
легирующих элементов
зависимости от состояния сплава пред-
ставлено ниже (в числителе — для закаленного состояния, в знамена-
теле — для отожженного):
Содержание
Ag. % (ат.)
0,00
3,83
8,79
р-108, Ом-м
2,65/—
2,95/3,50
4,31/3,20
Содержание
Ag, % (ат.)
20,20
29,72
40,41
р-10®, Ом-м
5,95/4,05
8,37/3,20
10,3/4,95
Т еплоемкость
Ниже приведены значения удельной теплоемкости чистого алюминия при
низких температурах, полученные С. Майером, и высоких температу-
рах по данным [9]:
30—834
465
t, °C с, кДж/(кг-К) t, °C с, кДж/(кг-К) /, °C с, кДж/(кг-К)
—269 26,11-10-5 —93 0,763 200 1,013
—263 14,08 • 10—4 —53 0,825 300 1,060
—253 8,92-10-3 —13 0,872 400 1,111
—223 0,143 27 0,901 500 1,152
— 173 0,482 100 0,964 600 1,211
—133 0,654
Таблица XVIII.4. Повышение удельного электросопротивления
алюминия в зависимости от содержания небольших количеств
легирующих элементов и примесей
Элемент Повышение р-108, Ом-м/% Элемент Повышение p-108, Ом-м/% Элемент Повышение p-108, Om-m/%
Li 0,94/3,8 Сг 8,0/4,1 I Zr 6,8/2,0
Be 0,4/1,2 Fe 6,7/3,2 Ag 1,2/0,30
В 0,1/0,3 Мп 7,3/3,6 Cd 0,59/0,14
Mg 0,46/0,51 Си 0,78/0,33 Sn 0,90/0,2
Si 0,70/0,68 Zn 0,24/0,10 Sb 0,90/0,2
Са 4,0/2,7 Ga 0,24/0,09 Pb 1,0/0,13
Ti 5,5/3,1 Ge 0,78/0,29 Bi 1,3/0,17
V 8,1/4,3 As 0,4/0,15 1
Примечание. В числителе приведены значения, отнесенные к атомному
проценту, в знаменателе — к проценту по массе. Эти данные справедливы при
содержании примеси, существенно меньшем предела растворимости.
Присутствие легирующих элементов в обычных для промышленных
сплавов количествах, как правило, лишь незначительно влияет на теп-
лоемкость алюминия.
Алюминиевые сплавы в общем подчиняются правилу Неймана и
Коппа и при отсутствии фазовых превращений в области температур
испытания их теплоемкость можно подсчитать на основе аддитивного
сложения теплоемкостей составляющих сплава.
При комплексном легировании в связи с образованием различных
фаз и наличием возможных отклонений от общего правила предпочти-
тельнее пользоваться экспериментальными данными.
Плотность
Плотность алюминия чистоты 99,99 при 20 °C равна 2,669 г/см3. При
высоких температурах плотность алюминия (99,996) имеет следующие
значения:
t, °C V, г/см8 t, °C V, г/см8 t, °C V, г/см3
25 2,698 600 2,550 800 2,332*
100 2,680 660 2,368* 850 2,319*
300 2,660 700 2,357* 900 2,304*
500 2,620 750 2,345*
* В расплавленном состоянии.
I
466
Легирующие элементы, образующие твердые растворы с алюминием,
как правило, вызывают изменение плотности алюминия в соответствии
с правилом аддитивности, т. е. плотность является в первом приближе-
нии линейной функцией массовой концентрации компонентов. Обычно
наблюдается лишь ее незначительное отклонение в сторону уменьшения
удельного объема от линейной зависимости.
При образовании химических соединений и промежуточных фаз их
плотность определяется теми изменениями, которые претерпевает крис-
таллическая решетка в процессе их взаимодействия. В этом случае для
получения достаточно точных значений необходимо экспериментальное
определение плотности рентгенографическим или пикнометрическим ме-
тодом.
Рис. XVII 1.9. Зависимость плотности алюминия от содер-
жания легирующих элементов
На рис. XVI И.9 приведена зависимость плотности алюминия от со-
держания различных компонентов по данным Д. Кунклэ, в табл.
XVIII.5-—значения плотности некоторых соединений алюминия пли
сплавов, отвечающих по составу указанным соединениям.
Таблица XVIII.5. Плотность некоторых химических соединений
алюминия [1]
Соеди- нение V, г/см® Соедине- ние V, г/см® Соедине- ние у, г/см® Соедине- ние у, г/см
wai5 5Д1 (P) AlSb 4,25 (n) Co2A19 3,46 (n) uai2 8,30(p)
wai12 3,88(p) TiAl3 3,37 (p) Co2A15 4,19 (n) Al4Ce 4,02
FeAl3 3,77 (p) TiAl3 3,31 (n) CoAl 6,03 (n) Al3Ce 6,21
AI2O3 3,53(p) UA13 6,80 (p) Li Al 1,725 (n) ZrAl3 4,11
A12O3 3,63(n) CuA12 4,30 (n) Al^Mn 3,00 (p) Zr3Al 5,976
AlSb 4,23 (p) CuAl 3,50 (n)
Примечание, (р) — плотность определена рентгенографическим методом,
(п) — пикнометрическим.
30:
467
Оптические свойства
Алюминий обладает высокой отражательной способностью, относитель-
но высокой коррозионной стойкостью в обычных условиях, хорошо об-
рабатывается и полируется. Эти свойства алюминия объясняют его ши-
рокое применение для тепловых экранов, зеркал и интерференционных
фильтров.
В видимой и инфракрасной областях спектра алюминий имеет отно-
сительно невысокий и малоизменяющийся коэффициент поглощения а^.
Согласно результатам, полученным Р. Хаазе, наличие на поверхности
алюминия даже тонких окисных пленок, полученных искусственным
путем в процессе анодирования или при нагреве до высоких температур
(выше 500°C), приводит к появлению двух максимумов в области
длин волн 3,8 и 6—8 мкм. Если величина второго максимума почти не
изменяется с толщиной пленки, то величина первого (%=3,8 мкм) зна-
чительно увеличивается с толщиной слоя окислов.
Имеющие существенное значение для тепловых расчетов данные ин-
тегральной степени черноты для алюминия и его сплавов при различном
состоянии поверхности приведены в соответствующих таблицах.
Тонкие алюминиевые пленки обладают высокой отражательной спо-
собностью и часто используются для создания различных экранирую-
щих и отражающих поверхностей. Наиболее высокой отражательной
способностью обладают пленки, напыляемые в глубоком вакууме.
В табл. XVIII.6 приведены значения оптических характеристик непро-
зрачных (6-10~8—7-10-8м) [13] пленок алюминия, полученных методом
распыления в вакууме.
Качество напыленных пленок зависит от условий напыления. При-
веденные в табл. XVIII.6 данные соответствуют скорости напыления
порядка 1 -10 7 м/с-1 на расстоянии более 50 см.
Таблица XVIII.6. Оптические характеристики непрозрачных пленок
из напыленного в вакууме алюминия
А, мкм п ^погл ^от! 0/ г /0 X, мкм п ^погл ^отР’ %
расчет- ный экспери- менталь- ный расчет- ный экспери- менталь- ный
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 —. 2,000 2,30 16,5 96,8 97,2
0,436 0,47 4,84 92,7 .— 3,000 — .—. — 98,0
0,450 — — —. 92,2 4,000 5,97 30,3 97,5 98,2
0,492 0,64 5,50 92,2 — 5,000 — — — 98,4
0,500 — — — 91,8 6,000 — —_ .—. 98,5
0,546 0,82 5,99 91,6 — 7,000 — —- — 98,6
0,550 — — — 91,5 8,000 17,0 55,0 98,0 98,7
0,600 — — — 91,1 10,000 25,4 67,3 98,0 98,7
0,650 1,30 7,11 90,7 90,3 20,000 — — .—. 99,00
0,700 1,55 7,00 88,8 .—. 30,000 — — — 99,2
0,750 — — — 88,0
468
Основные физические свойства промышленных алюминиевых спла-
вов в состояниях, наиболее часто используемых в узлах конструкций,
приведены в табл. XVIII.7—XVIII.13.
Таблица XVIII.7. Теплопроводность и плотность алюминиевых сплавов
Марка сплава V, г/см3 X, сплавов, Вт/(м • К), при t, °C
25 100 200 300 400
1 2 3 4 5 6 7
Деформируемые сплав Ы
АД, АД1 2,71 218 210 202 — —
АМц 2,73 180 180 180 184 189
АМг! 2,70 184 189 193 188 188
АМг2 2,68 155 159 163 163 168
АМгЗ 2,67 147 151 155 159 159
АМг4 2,67 134 138 142 146 155
АМг5 2,65 121 126 130 138 147
АМгб 2,64 117 122 126 130 138
АД31 2,71 192 192 192 192 192
АДЗЗ 2,71 142 151 163 172 —
АД35 2,72 170 174 178 182 182
АВ 2,70 176 180 184 189 —
АКБ, АКБ—1 2,75 176 180 184 184 184
АК8 2,80 159 168 176 180 180
Д18 2,76 163 172 180 184 192
Д1 2,80 117 130 151 172 176
Д16Т 2,78 117 130 147 163 —
Д16Т1 2,78 140 147 155 163 168
1161Т 2,78 151 160 171 184 184
Д19Т 2,76 138 138 151 172 —
ВАД1 2,76 117 126 138 151 155
ВД17 2,75 134 142 151 159 —
АК2 2,80 155 158 163 172 176
АК4 2,77 145 149 155 163 168
АК4—1 2,80 145 149 155 163 168
М40 2,75 122 126 134 142 147 (350 °C)
В95оч 2,85 177 178 179 181 179
В95оч (с Zr) 2,85 133 126 142 155 —
В96Ц 2,89 121 134 151 163 —
В96Ц—1 2,89 113 126 142 155 —
В96Ц—ЗТ1 2,89 142 151 163 172 163
В96Ц—ЗТ2 — 155 161 167 174 167
В93Т2 2,84 141 151 155 159 163
В93оч(с Zr)—Т2 2,84 163 168 172 168 163
01915 2,77 154 159 163 167 167
01911 2,78 155 163 172 172 172
B92LIT1 2,72 134 142 146 151 151
469
470
ns^s^ , Т О 4ь «С >>>>>> Ь S=i S=i S=i Sa S=i ND ND ND ND ND 00 О CD 05 ND >—< W>>>05 > >s=ibs=i ^s=i £2 CD CD > Ф >>>>>> S3^^S3^S3 CD СЛ CO CD >fb ND £ * 2Dдпппооп 4Ь Д СО > >>>>> ->goooддд 1 1 1 1 ЛЛ1Я^„(О„ * о о о CD •- Марка сплава
2,90 2,75 2,74 ND ND ND ND ND ND СЛ СЛ CD DO СЛ СЛ СЛСЛЫЫОСЛ ND ND ND ND ND 1 00 00 05 О 00 О CD СП ND ND ND ND ND ND 05 05 05 05 05 05 05 00 05 05 СЛ СЛ к съ NDNDNDNDNDNDNDNDND 00 О О CD ND СО — О t3 о 8 ndndndndndndndnd 4b CD 4ь 00 00 00 00 ОСЛ-ЧООСЛСЛ4ь4ь ND S bi
CD 4ь О СО ФДОО I 00 CD 1 1 CD CO & ND ND ND ND СЛ 4ь ND CD — СЛ СЛ СЛ СЛ СЛ 4ь 1 — CD — — 1 а £ ей 9 4b 1 1 О ND О £ CD 1 1 4ь 05 О 05 СЛ 05 к о 0> cS NDCD'^OOCDCDCDND СОООООООДОО- CO ND O1
О>£О W О ND СО ОС 00 00 ND ND 00 CD CD CD О О 00 CD CD CO CD CD 4ь СЛ ОД OWNDCT СП 05 СЛ СЛ СЛ 05 СО СО СО СЛ СЛ 00 о § 4b4bNDCDNDCO4b^)>^ 4bND00ND^-O5ND^-ND 3 is a co £ MW00OiN4bWW 054bOCnNDND00O 4ь I 100 8 ь и я
147 117 140 104 CD CD ND ND CD О CD CD CD CD О — 4ь 4b CD 4b СЛ ND <! 00 ND CD 05 05 05 05 СЛ 05 СО 00 ND СО СО 00 СЛ4ьСООь-сОСл5-^)^] OOWO^MW'-M ND WOO — CTCTCT Д 050NDCD — СЛ^-ND СЛ I 200 о и W
•— CD ND СЛ СО 00 CD СЛ oowWOO О О — CD СЛ СЛ 4Ь -о ел СЛ -CT^O5 - to с о ел Со О: 00 О 00 СЛСЛСОСЭОООСО'^'^ •—‘b-cOOCCOOCOCb-ND ND ND 00 ND СЛ 05 05 05 Д (D W -tO WOC'CT о О м • К), п
ND СО ND 00 159 1—1 1—‘ 1—‘ ‘ 1—1 CO OJ 00 00 СЛ co 05 05 СЛ I 1 СЛ CD CD CD 1 1 СП 05 I 05 05 СЛ 05 00 1 “О 00 СЛ 00 СЛ СЛ 4b I I 00 CD 05 05 ND CD 00 1 1 4ь 00 00 167 167 124 -1 I 400 1ри t, °C П родолжение
Та б л и ц a XVI11.8. Теплоемкость алюминиевых сплавов
Марка сплава с, кДж/(кг-К). при t, °C Марка сплава с, кДж/(кг-К) при t, °C
100 | 200 | 300 •ЮО 100 200 300 400
Деф армируемые сплавы
АД, АД1 0,964 1,013 1,060 1,110 ВАД1 0,880 0,922 0,964 1,050
АМц 1,090 1,170 1,300 1,300 ВАД 17 0,830 0,880 0,920 0,962
АМг1 0,992 1,010 1,050 1,090 АК2 0,755 0,838 0,964 1,000
АМг2 0,965 1,010 1,050 1,090 АК4 0,838 0,922 0,96 1,050
АМгЗ 0,880 0,922 1,000 1,050 АК4—1 0,797 0,838 0,922 0,964
АМг4 0,961 1,010 1,045 1,070 В95оч 0,922 1,000 1,050 1,090
АМг5 0,922 1,000 1,050 1,090 В95оч (с Zr) 0,922 1,000 1,050 1,090
АМгб 0,922 1,000 1,050 1,090 В96ц 0,888 0,964 1,050 1,090*2
АД31 0,920 0,964 1,000 1,050 В96ц-1 0,861 0,952 1,050 1,133
АДЗЗ 0,920 1,000 1,050 В96ц-3 0,900 1,000 1,030 1,250
АД35 0,838 0,879 0,963 1,047 В93 0,880 0,964 1,050 1,090
АВ 0,797 0,880 0,964 1,090 В93оч (с Zr) 0,880 0,964 1,050 1,130
АК6 0,838 0,880 0,964 1,000 01915 0,877 0,920 0,962 1,000
АК6-1 0,838 0,922 1,000 1,050 0,1911 0,836 0,920 0,962 1,000
АК8 0,838 0,880 0,904 1,090 В92ц 0,920 1,000 1,050 1,090
Д18 0,926 1,000 1,090 1,170 Д20 0,880 0,964 1,050 —
4Ь Д1 0,922 0,964 1,000 1,050 Д21 0,797 0,880 0,964 1,000
2 Д16 0,922 1,050 1,130 1,170*1 I 1201 0,900 0,963 1,000 1,090
Продолжение
При 350 °C. « При 356 °C. *3 При 250 °C.
472
Таблица XVIII.9. Температурные коэффициенты линейного
расширения при высоких температурах
Мариа сплава a-10fi, К Т в интервале температур, °C
20—100 100—200 200—300 300—400
Деформируемые сплавы
АД, АД1 АМц 22,0*, 23,5 21,6*, 23,2 25,4 25,4 27,4 26,4 29,5
АМг1 23,4 25,3 27,4 28,9
АМг2 24,2 26,8 28,8 —
АМгЗ 23,5 25,1 27,0 28,8
АМг4 24,3 26,1 26,8 28,4
АМг5 22,5*, 24,1 26,3 28.2
АМгб 23,7 25,7 27,1 29,5
АД31 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 —
АК6, АК6—1 21,4 23,7 26,2
АК8 21,6*, 22,5 24,7 26,3 —
Д18 21,8*, 23,4 25,6 26,6
Д1 21,8*, 22,9 25,1 27,0
Д16Т1 21,4*, 23,2 24,9 26,5 26,6
Д16ч 23,2 25,7 27,9 —.
1163Т1 24,0 25,5 25,0
1161Т 24,0 25,5 — _
1161Т1 23,6 25,1 24,9
Д19Т1 21,4*, 23,2 24,9 26,5 26,6
ВАД1 24,6 26,6 28,6
ВД17 23,6 24,8 26,2
АК2 21,1*, 22,3 24,3 26,0 —-
АК4, АК4— 1 23,5 25,2 25,5 28,5
М40 24,2 25,3 25,4 30,2
В95очТ2 23,2 24,4 26,6
В95оч (с Zr) 23,6 24,7 25,4
В96Ц 24,6 26,2 27,7
В96Ц—1Т2 23,9 25,4 25,9
В96Ц—ЗТ1 25,1 26,6 23,1
В93Т2 23,8 25,3 26,8
В93оч (с Zr) 24,4 26,4 —
01915Т 25,6 27,2 27,0
01915Т2 25,0 25,0 28 6
01911 24,1 25,7
Д20 22,6 24,7 27,3 30,2
Д21 23,9 25,9 —
1201 23,8 25,3 -—
01205 23,8 25,3 —
ВАД23Т1 24,0 25,9 28,2 29,9
1420 22,2 23,2 21,5
АБМ1 19,2 21,8 22,3
АБМ2 19,3 20,1 20,6
АБМЗ 14,8 16,7 18,3 19,6
473
Продолжение табл. XVII 1.9
Марка сплава
а-10°, К-1’ в интеРвале температур, °C
20-100 | 100—200 | 200—300 { 300—400
Порошковые сплавы
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
САС1—400 14,5 15,8 17,0 —
15,5 16,5 19,0
С АС 1—50 15,0 16,8 18,0 —
15,8 17,4 18,6
САСвк 12,5 14,0 15,6 —
13,0 14,5 16,1
ПВ90 24,6 26,2 — —
СПАК4 22,3 23,7 26,0 27,8
01419 23,1 24,5 26,0 27,4
Литейные сплавы
АЛ2 21,1 23,1 25,7 —
АЛ4 21,7 23,3 25,5 —
АЛ9 21,9 23,8 25,4 —
АЛ 9—1 22,7 24,1 25,1 —
АЛ34 20,7 22,3 26,9 27,5
АЛ5 23,1 23,9 24,7 —
АЛ9М 22,0 22,6 24,1 —
АЛ4М 22,2 23,5 25,5 —
ВАЛ8 22,9 24,4 — —
В124 22,5 23,9 27,0 —
АЛ7 23,0 24,9 — —
АЛ19 19,5 22,8 26,5 —
АЛЗЗ 23,4 26,6 — —
ВАЛЮ 25,1 26,6 — —
АЛ8 24,5 26,7 30,7 —
АЛ22 24,5 26,7 30,6 —
АЛ23 24,4 26,0 28,1 29,0
АЛ23—1 24,4 26,0 28,1 29,0
АЛ27 24,5 26,7 — —.
АЛ27—1 24,5 26,7 — —
АЛ1 22,3 24,1 26,8 —
АЛ24 23,9 25,9 26,6 —
АЛ25 18,5 19,6 21,3 —
АЛ26 19,1 20,3 23,1 —
АЛЗО 20,0 21,3 23,7 —
АЦР1У 23,6 24,1 26,1 29,8
* Значения получены в интервале —50—(-20 °C.
474
Таблица XVIII.10. Удельное электросопротивление алюминиевых
сплавов при 20 °C
Марка сплава Р • io8, Ом-м Марка сплава р-10», Ом-м Марка сплава Р-Ю9, Ом-м
Деформируемые 1161Т 5,38 Порошковые
АД, АД1 2,87 1161TI 4,35 САП—1 3,91
АМц 4,20 Д191 6,10 САП—2 4,00
АМН 3,41 ВАД1 5,94 САП—3 4,47
АМг2 4,76 АК2 4,70 САС1—400 10,50
АМгЗ 4,96 АК4 5,00
АМг4 6,09 АК4—1 5,50 Литейные
АМгб 6,40 В95очТ2 4,55
АМгб 6,73 В95оч (с Zr) 4,23 АЛ2 5,48
АД31 3,44 В96Ц—1Т2 4,90 АЛ4 4,68
АД35 3,92 В96Ц—ЗТЗ 4,30 АЛ9 4,57
АВ 3,70 В96Ц—ЗТ1 5,08 АЛ34 4,62
АК6 4,10 В93 4,08 АЛ5 4,62
АК6—1 4,30 В93оч (с Zr) ТЗ 4,09 АЛ7 4,33
АК8 4,30 Д20 6,10 АЛ 19 5,95
АБМ1 6,60 Д21 5,40 ВАЛ1 5,28
АБМ2 6,40 1201Т2 5,53 АЛ8 9,12
Д1 5,40 1205 5,34 АЛ22 10,30
Д16Т 5,70 ВАД23 9,12 АЛ 21 5,72
Д16чТ 5,45 01420 10,50
Таблица XVIII.il. Температурные коэффициенты расширения
при низких температурах
Марка сплава а-10", К"1 при t, °C
—173 —123 —73 —23 0 20
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
А1\4—1 4 9,9 16,4 19,1 19,7 19,7 19,7
АК8 12,3 15,4 18,0 20,3 20,5 20,7
В92 * 14,7 19,4 21,3 21,9 22,1 22,4
Типа В95 4,5**, 10,4 15,6 19,3 21,2 21,8 22,3
Типа АДЗЗ 5,3**, 10,8 14,9 18,4 21,4 22,0 22,5
Типа ВАД23 9,7 15,9 19,7 21,5 22,1 22,5
САС 1—400 6,0 9,1 10,7 11,8 12,4 13,0
АЛ9 11,8 15,0 17,4 18,5 18,8 20,8
АЛЮ 12,9 15,4 17,5 19,5 19,5 19,5
АЛ8 13,0 18,0 20,6 21,8 22,4 23,0
* Данные Института металлофизики АН УССР. ** Значения при —223 'С.
475
Таблица XVIII.12. Интегральная степень черноты полного
нормального излучения алюминия и его сплавов (нагрев на воздухе)
Сплав Вид обработки поверхности Шерохова- тость t, °C Степень черноты
о « « S й н m 5 0 0 S О Q, . отноше- ние вы- соты к шагу
А00 Химическое полирование в растворе: 75 °/oH2S04; 25 % Н3РО4; 0,1 г/л AgNO3; 126 °C, 5 мин 0,3 0,01 100—500 0,021— 0,041
20-кратный нагрев на воздухе до 500 °C после химического полирова- ния 0,3 0,01 100—600 0,032— 0,073
Механическое полиро- вание 0,04 0,004 100—500 0,045— 0,070
20-кратный нагрев на воздухе до 500 °C после механического полиро- вания 0,04 0,004 100—600 0,049— 0,087
Прокатка 0,26 0,013 100—450 0,046— 0,053
Алюми- ний А1 Химическое полирова- ние в растворе: 75 % H2SO4; 25 % Н3РО4; 0,1 г/л AgNO3 при 130 °C, 2—7 мин 0,055 0,001 100—500 0,021— 0,041
Механическое полиро- вание 0,05 0,002 100—500 0,059— 0,080
После прокатки 0,8 0,114 100—450 0,058— 0,069
АД Химическое полирова- ние в растворе: 75 % H2SO4; 25 % Н3РО4; 0,1 г/л AgNO3 при 125 °C, 2—7 мин 100—500 0,038— 0,049
Механическое полиро- вание — — 100—500 0,055— 0,094
АД1— М (фольга толщиной 25 мкм) Прокатка (шаг между гребешками 1 мм, высо- та гребешков 100 мкм) 100 0,1 100—500 0,047— 0,054
АМгб Химическое полирова- ние в растворе: 75 % H2SO4; 25 % Н3РО4; 0,1 г/л AgNO3 при 130 °C, 3 мин 100—450 0,032— 0,042
Химическое полирова- ние в растворе: 1600 г/л Н3РО4; 80 г/л HNO3 при 98 °C, 3—5 мин 100—300 0,035— 0,045
476
Продолжение табл. XVIII.12
Сплав Вид обработки поверхности Шерохова- тость t, °C Степень черноты
о 5 СЗ д g н CQ ~ о о S У о. . й gg i 2 м В сс ~ к. О Sr И С Н g 0 § О Е U Я
АМгб Травление в растворе 400—450 г/л NaOH при 60 °C, 10 мин — — 100—300 0,045— 0,055
Д16 Химическое полирова- ние в растворе: 75 % H2SO4; 25 % Н3РО4; 0,1 г/л AgNOs при 125 °C, 2—7 мин 100—500 0,038— 0,049
Механическое полиро- вание 0,06 0,0045 100—500 0,042— 0,058
Таблица XVIII.13. Интегральная степень черноты полного
нормального излучения анодированного алюминия
Толщина анодного слоя,мкм Степень черноты при температуре, °C (нагрев на воздухе)
100 150 200 300 400 500 600
5*1 0,72 0,65 0,59 0,48 0,40 0,32 0,29*2
10 0,78 0,72 0,65 0,55 0,45 0,38 0,35*2
20 0,83 0,79 0,74 0,64 0,53 0,45 0,43*2
40 0,88 0,85 0,81 0,73 0,64 0,56 0,53*2
60 0,91 0,89 0,87 0,81 0,73 0,65 -
80 0,94 0,93 0,91 0,87 0,80 0,72 —
100 0,94 0,94 0,93 0,90 0,84 0,76
130 0,95 0,95 0,94 0,91 0,85 0,78 —
52—54 0,91 0,88 0,83 0,73 0,66 0,63
6*з 0,57 0,53 0,48 0,40 0,34 0,29 0,26
10 0,62 0,57 0,52 0,43 0,37 0,33 0,32
*' Анодирование проводили в растворе H2SO4 концентрации 300 г/л при плот-
ности Тока 2,5 А/дм2 и температуре —2—6 °C.
*2 Значения получены при 550 °C.
*3 Анодирование производили в растворе СгО3 концентрации 50 г/л при плот-
ности тока 0,3 А/дм2 и температуре 40 °C.
477
Глава XIX. КОРРОЗИОННЫЕ СВОЙСТВА1
1. Основные особенности коррозионного поведения
алюминия и его сплавов
Высокая коррозионная стойкость алюминия и его сплавов
определяется свойством алюминия легко пассироваться
Даже на воздухе на поверхности алюминия образуется ус-
тойчивая оксидная пленка, толщина которой составляет
от 5 до 20 нм [1—9].
Наиболее типичным видом коррозии для алюминия и
его малолегированных сплавов в атмосферных условиях и
в нейтральных водных растворах является питтинг (точеч-
ная коррозия) (рис. Х1Х.1,а). Механизм питтинговой кор-
розии алюминия и его сплавов с позиции теории пассив-
ности, можно представить следующим образом. При дости-
жении потенциала, несколько более положительного, чем
потенциал пробоя, пассивное состояние на отдельных участ-
ках поверхности нарушается. Существование такого потен-
циала в области значений, которые имеют место в реаль-
ных средах, определяется наличием в них агрессивных
ионов и прежде всего ионов, образованных галоидами, наи-
более часто хлором. По данным Я.М. Колотыркина [10],
эти ионы образуют с ионами металлов комплексы, что об-
легчает их переход в раствор.
В результате скорость растворения на этих участках
значительно превосходит (в том числе и за счет отрица-
тельного разностного эффекта) скорость растворения ос-
новной поверхности, находящейся в пассивном состоянии,
что и обусловливает развитие язвенной или питтинговой
коррозии. Значительные изменения состава, концентрации и
pH электролита в основании питтинга препятствуют вос-
становлению разрушенной окисной пленки.
Чувствительность алюминия к точечной коррозии мо-
жет быть уменьшена добавкой к алюминию магния в коли-
честве 0,5 % или же, что лучше, магния и марганца по 0,5%
каждого [5, с. 231]. Наиболее эффективно развитие питтинга
тормозится при плакировании специальными малолегиро-
ванными алюминиевыми сплавами, обеспечивающими элект-
рохимическую защиту [11].
Межкристаллитная коррозия развивается у алюминие-
вых сплавов, а также у алюминия технической и высокой
1 Авторы: В. С. Синявский, В. С. Комиссарова, В. Д. Вальков,
С. М. Амбарцумян, В. П. Батраков.
478
Рис. XIX.1. Виды коррозионных поражений:
а — питтинг; б — межкристаллитная коррозия; в — расслаивающая коррозия; г —
коррозионное растрескивание
чистоты (рис. XIX.1,6). Однако практически она наблю-
дается для конструкционных сплавов средней и повышен-
ной прочности для полуфабрикатов с определенным струк-
турным состоянием, а для некоторых свариваемых спла-
вов — в зоне термического влияния. Например, у сплава
Д16Т чувствительность к межкристаллитной коррозии про-
является после закалки со скоростями ниже критической
или после технологических или эксплуатационных нагревов.
Основы электрохимической теории межкристаллитной кор-
розии алюминиевых сплавов были разработаны Г. В. Аки-
мовым [1]. Структурные исследования освещены в работах
15, с. 199; 11].
479
По современным представлениям, механизм межкри-
сталлитной коррозии алюминиевых сплавов имеет электро-
химическую природу; необходимым ее условием является
пассивное состояние тела зерна и состояние пробоя или ак-
тивное состояние границ зерен — либо интерметаллидных
фаз, выделяющихся с определенной плотностью вдоль гра-
ниц зерен (сплавы системы А1—Mg), либо зон обедненного
твердого раствора, или зон, свободных от выделений (спла-
вы систем А1—Си и А1—Zn—Mg).
Известен ряд приемов, позволяющих эффективно пре-
дотвращать появление межкристаллитной коррозии у алю-
миниевых сплавов; регулирование состава сплава и усло-
вий термической обработки — закалки и старения; регла-
ментирование степени пластической деформации перед
старением; защита от коррозии покрытиями, особенно пла-
кировкой.
Один из опасных видов коррозии алюминиевых спла-
вов— расслаивающая коррозия (РСК). Она представляет
особый вид подповерхностной коррозии, развивающейся в
направлении максимальной пластической деформации и
приводящей к отслаиванию частиц и пластин металла и пол-
ному разрушению его прн достаточно длительной выдерж-
ке (см. рис. XIX.1, в). Расслаиванию в атмосферных усло-
виях и при воздействии морской воды в основном подвер-
жены прессованные профили, плиты и нагартованные листы
в определенном структурном состоянии.
До недавнего времени этот вид коррозии считался разно-
видностью межкристаллитной коррозии [12]. Однако кор-
розионное расслаивание следует рассматривать как само-
стоятельный вид коррозии [11, 13, 14]. Это обусловлено не
только преимущественным распространением расслаивания
вдоль направления деформации, но также и тем, что кор-
розия может развиваться в этом случае и транскристал-
литно (например, для сплавов системы Al—Zn—Mg), а фак-
торы, регулирующие чувствительность к межкристаллитной
и расслаивающей коррозии, существенно различаются.
Появление РСК обусловливают следующие основные
факторы.
1. Наличие перекристаллизованной или ориентированной
вследствие деформации структуры.
2. Сосредоточение интерметаллических соединений в
плоскостях, направленных вдоль максимальной деформа-
ции.
3. Стационарный потенциал сплава должен располагать-
ся в пассивной области вблизи потенциала пробоя. При
480
этом ток растворения сплава в пассивной области должен
быть выше некоторой критической величины [И].
РСК развивается по механизму щелевой коррозии [11,
16]. В узкой щели за счет гидролиза продуктов коррозии
среда подкисляется и скорость растворения возрастает. Од-
нако для развития этого вида коррозии необходимо также
воздействие нормальных напряжений (внутренних и допол-
нительно возникающих за счет расклинивающего действия
продуктов коррозии) в плоскости, перпендикулярной к на-
правлению расслоения [11, 14].
Высокопрочные алюминиевые сплавы системы А1—Zn—
Mg—Си (В95, В96Ц, В93, 1933), сплавы системы А1—Си—
Mg (Д16, 1163), Al—Си (Д20, 1201) и Al—Mg (АМгб) в
некоторых структурных состояниях при совместном воздей-
ствии коррозионной среды и растягивающих напряжений
подвержены особому, наиболее опасному виду коррозион-
ного разрушения — коррозионному растрескиванию (КР).
КР определяется рядом факторов: составом и структу-
рой сплава, коррозионной средой и величиной растягиваю-
щих напряжений.
Разрушения в результате КР имеют преимущественно
межкристаллитный характер и, как правило, характеризу-
ются возникновением семейства трещин вблизи основной
трещины, вызвавшей разрушение.
В соответствии с широко распространенной точкой зре-
ния [1; 5, с. 199; 13] КР алюминиевых сплавов рассматрива-
ется как электрохимический процесс. Согласно этой гипо-
тезы, механизм КР представляется следующим образом:
избирательное растворение анодных составляющих по грани-
цам зерен способствует образованию микронадрезов (кон-
центраторов напряжений). Приложенные напряжения, кон-
центрируясь в основании надреза, усиливают развитие
анодных процессов, обеспечивая продвижение трещины в
глубь металла. При достижении трещиной размера, при ко-
тором приложенные напряжения оказываются выше Св ма-
териала, изделие разрушается. Эта гипотеза была сформу-
лирована в основном на основе исследований сплавов сис-
темы А1—Mg и А1—Си. В дальнейшем она была
использована некоторыми исследователями и для объясне-
ния механизма КР сплавов системы А1—Zn—Mg [3, с. 518].
Однако накопившийся в последнее время эксперимен-
тальный материал по КР алюминиевых сплавов, особенно
сплавов систем Al—Zn—Mg и Al—Zn—Mg—Си, не может
быть удовлетворительно объяснен с позиций этих представ-
лений.
31—834 48 Г
По опубликованным данным [11, 16, 17], КР определяет-
ся не только структурой границ, но и структурой матрицы,
а также изменением ее в процессе приложения нагрузки
при одновременном воздействии среды. При неблагоприят-
ной структуре матрицы метастабильные выделения среза-
ются дислокациями, деформация происходит в узких поло-
сах, обусловливая высокую концентрацию напряже-
ний на высокоугловых границах зерен, являю-
щихся причиной зарождения коррозионных тре-
щин. Дальнейшее развитие трещин происходит под
влиянием адсорбционных и электрохимических факторов.
Значительная роль при этом, особенно для сплавов систем
А1—Zn—Mg и Al—Zn—Mg—Си, отводится атомарному во-
дороду, образующемуся в результате электрохимических
реакций и приводящему к охрупчиванию металла впереди
растущей трещины.
Согласно И. Н. Фридляндеру, чувствительность к кор-
розионному растрескиванию стареющих алюминиевых спла-
вов обусловливается стадиями старения. Высокое сопротив-
ление коррозионному растрескиванию отвечает зонной ста-
дии старения и стадии коагуляции при старении; ухудшение
коррозии под напряжением вызывается фазовой стадией
старения с преобладанием в структуре наряду с зонами ГП
дисперсных частиц метастабильных фаз [18, 19].
В работах [11, 20] изложены представления о структур-
но-регламентированном старении в соответствии с которы-
ми повышение сопротивления КР при старении происходит
в результате частичной для сплавов типа дуралюмин и пол-
ной для сплавов системы А1—Zn—Mg—Си потери когерент-
ности с матрицей образующимися выделениями.
Дислокации огибают более стабильные выделения и час-
тично закрепляются на них. Вследствие этого деформация
имеет равномерный характер и напряжения на границах
зерен не достигают критических значений. Такие выделения
могут также ускорять молизацию атомов водорода, пре-
дотвращая тем самым водородное охрупчивание [21]. Со-
временные представления о механизме КР объясняют отсут-
ствие прямой связи между чувствительностью к межкри-
сталлитной коррозии (МКК) и КР. Они позволяют пра-
вильно выбирать технологические режимы, обеспечивающие
высокое сопротивление КР. Среди них на первом месте на-
ходятся режимы старения. В сплавах системы А1—Zn—
Mg—Си смягчающее старение по режимам Т2 и ТЗ при
некотором снижении механической прочности повышает
сопротивление КР (рис. XIX.2). В сплавах, не содержащих
482
цинка (типа дуралюмин), можно достичь достаточно высо-
кого сопротивления КР без снижения (1201Т1, АК4—1ТД
Д16Т1) или с очень малым снижением (Д16Т2) механичес-
кой прочности [18].
Все алюминиевые сплавы подвержены ускоренному раз-
рушению при одновременном воздействии циклических на-
пряжений и коррозионной среды — коррозионной устало-
сти [22].
Коррозионно-усталостные трещины распространяются^
как правило, транскристаллитно и могут зарождаться от
Рис. XIX.2. Зависимость сопротивления КР (тср —
среднее время до разрушения) высотных образцов из
плит толщиной 70 мм из сплавов В95пч (1—3) и Д16ч
(4—6) от величины приложенных нагрузок и условий ста-
рения:
1, 5 — T1; 2. 6 — T2; 3 — ТЗ; 4 — Т
коррозионных поражений на поверхности. Коррозионные
поражения на поверхности деталей из алюминиевых спла-
вов, испытывающих в процессе эксплуатации мало- или мно-
гоцикловые нагрузки, иногда могут являться причиной зна-
чительного снижения предела усталости или долговечности.
На деталях из алюминиевых сплавов, плотно контакти-
рующих с деталями из алюминиевых или других сплавов и
подвергающихся в процессе эксплуатации незначительным
перемещениям или вибрации, развиваются поверхностные
повреждения, называемые фреттинг-коррозией. Последняя
иногда возникает в процессе трения крупногабаритных по-
луфабрикатов из алюминиевых сплавов при их длительной
транспортировке.
В реальных конструкциях из алюминиевых сплавов мо-
гут быть различные зазоры (например, в случае соединения
31
483
клепкой или точечной сваркой), которые обусловливают
специфический характер коррозионного процесса — так на-
зываемого щелевого эффекта [15]. Вследствие ограниченно-
го доступа кислорода к металлу в зазоре возникает пара
.дифференциальной аэрации. В коррозионной паре диффе-
ренциальной аэрации алюминий в зазоре является анодом,
растворяющимся с большой скоростью за счет подкисления
-среды в зазоре до pH = 2,7-4-3,4 вследствие гидролиза хло-
ристого алюминия [23], а также за счет отрицательного раз-
ностного эффекта. Подкисление среды приводит к сдвигу
потенциала металла, находящегося в зазоре, в сторону от-
рицательных значений, что способствует увеличению скоро-
сти коррозии.
При конструировании деталей из алюминиевых сплавов
следует избегать неблагоприятных контактов либо прово-
дить необходимые защитные мероприятия. В результате
контакта с более благородными металлами (медь, никель,
серебро, железо, олово, свинец) потенциал алюминия и его
сплавов сдвигается в сторону положительных значений — в
область потенциалов пробоя, и алюминиевые сплавы кор-
родируют с тем большей скоростью, чем значительнее сме-
щение потенциала. Только те металлы, в контакте с кото-
рыми стационарный потенциал алюминия или его сплавов
смещается в сторону отрицательных значений — в пассив-
ную область, либо не вызывают контактной коррозии (кад-
мий), либо защищают сплавы от коррозии (плакировка
алюминием сплавов типа Д16 или плакировка сплавом
А1- 1,5 % Zn сплавов типа В95).
Контакт с магнием в естественной атмосфере не пред-
ставляет опасности для алюминиевых сплавов, но в усло-
виях погружения в нейтральный электролит является опас-
ным за счет изменения pH раствора в щелочную сторону
при катодной поляризации алюминия. Это явление получи-
ло название «перезащита».
Алюминиевые сплавы системы А1—Мп, А1—Mg—Si,
Al—Mg (при содержании магния <4,5%) Al—Zn—Mg
[при содержании SZn-|-Mg<6,0 %) обладают высокой кор-
розионной стойкостью в различных атмосферных условиях.
Для этих сплавов, а также для конструкционных сплавов,
состаренных по оптимальным режимам или плакированных,
характерно существенное торможение скорости коррозии
во времени: в первые 1—2 года глубина коррозионного пит-
тинга составляет 0,10—0,20 мм и в последующее время, как
правило, увеличивается незначительно (рис. XIX.3). Тор-
можение коррозии в атмосфере происходит вследствие за-
4'84
Р,ис. XIX.3. Коррозионная стойкость раз-
личных сплавов (профиль 4 мм) при ис-
пытании в естественных условиях в атмос-
фере:
а — северной приморской; б — южной при-
морской; в — промышленной; 1 — АК6Т1;
2 — Д16Т; 3 — В95Т1; 4 —АД35Т1
труднения доступа среды к центрам поражения по мере
роста глубины коррозии, т. е. слабой реализации щелево-
го эффекта под тонкой пленкой влаги.
Скорость коррозии алюминия в атмосферных условиях
определяется главным образом содержанием хлоридов, на-
рушающих пассивное состояние, и SO2, являющегося актив-
ным деполяризатором катодного' процесса [23]. Соответст-
венно с этим наиболее агрессивными являются промышлен-
ная и морская атмосфера.
Опыт работы показал,
что если оценивать актив-
ность различных атмос-
ферных условий по усред-
ненным для всех сплавов
показателям коррозии, то
самой агрессивной явля-
ется тропическая морская
атмосфера и атмосфера
химических производств
[23]. Далее, в порядке
уменьшения агрессивнос-
ти следуют северная при-
морская, промышленные,
южная приморская и
сельская атмосферы. Для
отдельных сплавов этот
порядок может изменять-
ся. Это относится, напри-
мер, к сплавам системы
А1 — Mg, которые в про-
мышленной атмосфере мо-
гут иметь большую глу-
бину коррозии, чем в се-
верной приморской.
Межкристаллитное развитие коррозии не влияет на ки-
нетику изменения ее скорости. Наблюдается характерное
торможение коррозии во времени, хотя в среднем глубина
ее в 1,5—2 раза выше, чем при транскристаллитном раз-
витии.
Совсем иная временная зависимость изменения скорости
коррозии наблюдается при РСК. Через некоторый промежу-
ток времени, зависящий от агрессивности среды (в атмос-
фере это главным образом содержание хлоридов) и чувст-
вительности сплава к РСК, скорость коррозии значительно
увеличивается и в дальнейшем остается постоянной или воз-
485
растает. В результате, например, профили толщиной 4 мм
из сплава АК6 в условиях северной атмосферы разрушают-
ся полностью за 2—3 года, а из сплава В95Т1 — за 7—
10 лет (см. рис. XIX.3).
Режимы старения, повышающие сопротивление КР, од-
новременно позволяют существенно повысить сопротивле-
ние РСК в атмосферных условиях.
2. Деформируемые сплавы
Алюминий
Коррозионная стойкость алюминия различных сортов оп-
ределяется в основном содержанием примесей, главным
образом железа и кремния. Кремний влияет в меньшей
степени. Влияние содержания железа на коррозионную
стойкость проявляется по-разному в зависимости от pH
среды. В кислой среде, где процесс идет с водородной де-
поляризацией, это влияние весьма ощутимо из-за низкого
перенапряжения водорода на железе.
В нейтральной и щелочной средах в относительно ши-
роких пределах содержания (0,005—0,5 %) железо мало
изменяет коррозионную стойкость.
Сплавы системы А1—Мп
Сплав АМц — наиболее распространенный сплав системы
А1—Мп в отожженном состоянии имеет коррозионную стой-
кость, близкую к коррозионной стойкости чистого алюминия.
Марганец, образуя с железом интерметаллическое соеди-
нение— Mn7FeAl, оказывает благоприятное влияние, нейт-
рализуя действие более эффективного катода FeAl3. Этим
можно объяснить то обстоятельство, что в некоторых атмо-
сферных условиях коррозионная стойкость сплава АМц
выше, чем алюминия.
Сплавы системы А1—Mg и А1—Mg—Li
Коррозионная стойкость сплавов рассматриваемых систем
определяется содержанием основных легирующих компо-
нентов (магния для системы А1—Mg; магния, лития и цир-
кония для системы А1—Mg—Li), а также степенью и ха-
рактером распада твердых растворов. Сплавы приобретают
чувствительность к межкристаллитной коррозии и коррози-
онному растрескиванию в случае выделения по гарницам зе-
486
рен p-фазы (Mg2Al3) в сплавах системы AI—Mg и фазы S
(Al2MgLi) в сплавах системы Al—Mg—Li, являющихся
анодными по отношению к матрице.
Поэтому однофазный (при среднем составе) сплав
АМг1, содержание магния в котором ниже предельной рас-
творимости при комнатной температуре (1,4 %), сохраняет
высокую коррозионную стойкость и после длительных экс-
плуатационных нагревов (в том числе и сварные соедине-
ния).
Сплавы АМг2 и АМгЗ, содержащие до 3,5 % Mg, явля-
ются двухфазными и обладают высокой коррозионной стой-
костью вследствие дис-
кретного выделения р-фа-
зы по границам зерен.
Коррозионная стойкость
сплавов АМгб, АМгб и
отчасти АМг4, содержа-
щих более 3,5 % Mg оп-
ределяется (помимо ле-
гирования марганцем) ус-
ловиями термической об-
работки (режима отжи-
га) и режимами нагревов,
применяющимися в про-
Рис. XIX.4. Влияние температуры отжига
(выдержка 2 ч) на значение о0 2 (1) и со-
противление КР отожженных (2) и нагар-
тованных (3) образцов из сплава АМгб
(испытания по методу заданной деформа-
ции при напряжении 0,9 от о0 2)‘> тср“
с реднее время до разрушения
цессе производства и экс-
плуатации. Удовлетвори-
тельные результаты для
этих сплавов могут быть
получены после оконча-
тельного отжига при 310—
335 °C, 1—2 ч.
Под влиянием нагартовки, сварки, длительного естест-
венного старения и эксплуатационных нагревов сопротив-
ление КР понижается, особенно сплава АМгб. Улучшение
коррозионной стойкости возможно за счет использования
отжигов (рис. XIX.4) при температурах ниже линии раст-
воримости 265—285 °C, 2—3 ч. Используя методы термо-
механической обработки в сочетании с отжигом ниже тем-
пературы рекристаллизации (235—265 °C, 6 ч), можно
получать более равномерное распределение [3-фазы и соот-
ветственно с этим значительно повысить сопротивление
коррозионному растрескиванию.
Как следует из изложенного, чувствительность сплавов
АМгб и АМгб к коррозионному растрескиванию проявляет-
ся только после определенной выдержки, зависящей от
487
му растрескиванию, можно
Рис. XIX.5. Влияние температуры
отжига на сопротивление КР листов
из сплава АМгб. Длительность от-
жига, ч:
1—0,5; 2—1; 3 — 4; 4 — 6 (испыта-
ния по методу заданной деформа-
ции при напряжении 0,9 от о0 2)
температуры. Для нагартованного материала в определен-
ном температурном интервале (до 130 °C) логарифм темпе-
ратуры пропорционален логарифму времени. Для отожжен-
ного материала прямолинейную зависимость между лога-
рифмами времени и температуры, разделяющую опасную
и безопасную области по чувствительности к коррозионно-
ожидать в более широком тем-
пературном интервале (20—
120°C). Дальнейшее повыше-
ние температуры нагрева мо-
жет приводить к увеличению
сопротивления КР вследствие
равномерного выделения р-
фазы.
Холодная деформация спла-
вов АМгб и АМгб может вы-
зывать появление расслаива-
ющей коррозии. Отжиг как вы-
ше, так и ниже линии раство-
римости устраняет чувстви-
тельность к расслаивающей
коррозии (рис. XIX.5.). Одна-
ко при понижении температуры
отжига требуется увеличение
его длительности.
Сплав 1420 системы А1 —
Mg — Li по коррозионной стой-
кости близок к сплаву АМгб
[24]. Основными упрочняющими фазами являются фаза
S (AloMgLi) и др. Ответственными за коррозионную стой-
кость сплава являются анодная фаза S (Al2MgLi). Коррози-
онная стойкость сплава 1420 определяется химическим со-
ставом и термической обработкой.
Оптимальной коррозионной стойкостью полуфабрикаты
обладают при следующем содержании элементов: Mg 5—
6 %; Zr0,08—0,15 %; Li 1,9—2,5 %. Окончательную термооб-
работку проводят по режиму: закалка с 450 °C, охлаждение
на воздухе, последующее старение при 120 °C, 5 ч. Закалка
в воду понижает сопротивление полуфабрикатов КР и
РСК, но повышает пластичность сплава и поэтому приме-
няется как промежуточная операция при изготовлении
деталей. Эксплуатационные и технологические нагревы при
температурах ниже температуры старения не оказывают
влияния на коррозионные свойства сплава [25].
488
Сплавы системы Al—Mg—Si—(Си)
Сплавы АД31, АДЗЗ, АД35, АВ обладают достаточно хоро-
шим сопротивлением общей коррозии и практически не
чувствительны к КР. Наиболее высокую стойкость сплавы
этой системы имеют в закаленном состоянии вследствие
равномерного распада твердого раствора. После искусст-
венного старения все сплавы приобретают определенную
чувствительность к МКК. Сопротивление МКК уменьшает-
ся по мере увеличения в сплавах содержания катодных
элементов — меди и железа — и при избыточном содержа-
нии кремния, большем, чем необходимо для формирования
фазы Mg2Si [26—28]. Последнее хорошо иллюстрируется
заметным снижением пластичности и прочности после кор-
розионных испытаний (табл. XIX. 1).
По уменьшению коррозионной стойкости сплавы этой
системы могут быть расположены в следующий ряд: АД35,
АД31, АДЗЗ, АВ. Сплав АД31, как более технологичный,
рекомендуется для широкого применения в различных стро-
ительных конструкциях. Более низкая коррозионная стой-
кость сплава АВ по сравнению со сплавом АДЗЗ обуслов-
лена повышенным содержанием меди и избытком кремния.
Упрочняющими фазами в сплавах АК6 и АК8 являются
Al2CuMg(S), CuA12(0) и Mg2Si. Однако в сплаве АК8 ос-
новной является фаза 0, а в сплаве АК6, при содержании
магния на верхнем пределе, а меди на нижнем — в упроч-
нении участвуют только фазы S и Mg2Si. Наличие в струк-
туре анодной фазы Mg2Si, а также повышенное содержа-
ние меди снижает для этих сплавов в искусственно соста-
ренном состоянии (Т1) сопротивление МКК, КР и РСК.
Для повышения коррозионной стойкости необходимо при-
Таблица XIX. 1. Механические свойства сплавов системы
AI—Mg—Si после 3 мес испытания в 3 %-ном растворе NaCI
+0,1 % Н2О2
Si, % Mg* % Si/Mg Потери, %
до
0,4 1,2 0,33 0 0
0,6 1,2 0,50 0 0
0,8 1,2 0,66 6 14
1,2 1,6 1,00 12 25
* Содержание меди 0,25 %, хрома 0,20 %.
489
менять режим старения Т2, тщательно защищать детали от
коррозии и ограничивать степень допустимого натяга при
посадке болтов и втулок.
Сплавы системы А1—Си—Mg
Вполне удовлетворительной коррозионной стойкостью об-
ладают сплавы системы А1—Си—Mg (Д1, Д16, 1163, ВАД1,
Д19, М40) в закаленном и естественно состаренном состоя-
ниях, но это справедливо лишь при условии, когда резкой
закалкой действительно фиксируется гомогенный пересы-
щенный твердый раствор и изделия при эксплуатации не
подвергаются нагревам. На определенной стадии распада
твердого раствора у сплавов этой группы возникает чувст-
вительность к РСК, КР и МКК. Неблагоприятному распа-
ду пересыщенного твердого раствора способствуют техно-
логические или эксплуатационные нагревы или охлажде-
ние при закалке со скоростями ниже критических [3,
с. 530].
Склонность к межкристаллитной коррозии и коррозион-
ному растрескиванию в естественно состаренном состоянии,
особенно для крупногабаритных полуфабрикатов, проявля-
ется в большей мере для сплавов, расположенных в фазо-
вых областях сс+СиАК или a+CuAl2-|-S (сплавы В65, Д18,.
Д1, Д16, 1163), чем в области a + S (сплавы Д19, ВАД1,
М40).
Повышение коррозионной стойкости сплавов при пере-
ходе в область a-J-S можно объяснить тем, что при замене
катодной фазы СиА12 анодной фазой S стационарный по-
тенциал сплава сдвигается в сторону отрицательных значе-
ний в пассивную область. В трехэлектродной системе
(«-твердый раствор — обедненный твердый раствор — фа-
за S) тормозится растворение непрерывных обедненных
медью участков, ответственных для сплава этой системы
за межкристаллитный характер коррозии и КР.
Исследование влияния нагревов на коррозионную стой-
кость рассматриваемых сплавов показало, что для естест-
венно состаренных материалов появляется МКК, увеличи-
ваются потери прочности и чувствительность к коррозион-
ному растрескиванию. Из этого следует, что для конструк-
ций, работающих при повышенных температурах, можно-
использовать сплавы типа Д16 только в искусственно со-
старенном состоянии (Т1).
Если по условиям работы конструкции допустимы более
низкие значения К1С и пониженная выносливость по срав-
нению со значением этих характеристик в состоянии Т, то
490
возможно применение искусственного старения по опти-
мальным режимам, которое существенно увеличивает со-
противление КР полуфабрикатов из сплавов Д16 и 1163 во
всех направлениях вырезки образцов.
Сплавы систем А1—Си—Мп (Д20, 1201, 01205, Д21),
А1—Си—Mg—Li (ВАД23), Al—Cu—Mg—Fe—Ni
(АК4-1)
Жаропрочные сплавы системы А1—Си—Мп применяются в
искусственно состаренном состоянии. Они характеризуются
пониженной стойкостью к общей коррозии из-за большей
концентрации меди и повышенного содержания некоторых
других элементов.
Коррозионная стойкость плакированных алюминием ли-
стов из рассматриваемых сплавов ниже коррозионной
стойкости плакированных листов из сплава Д16 вследствие
более сильной диффузии меди в плакирующий слой; корро-
зионная стойкость сварных швов и переходной зоны спла-
вов Д20, Д21, 1201 и 01205 пониженная из-за склонности к
МКК.
Искусственным старением можно существенно регули-
ровать сопротивление КР сплавов со структурой а+0 Кро-
ме того, применение после закалки деформации ~ 1,5 % по-
зволяет существенно повысить сопротивление МКК и КР
[И]. Увеличение степени холодной деформации до 6 —8 %
обеспечивает дальнейшее повышение коррозионной стой-
кости.
Положительное влияние деформации можно связать с
изменением характера выделений при старении. В том слу-
чае, когда наблюдается пониженное сопротивление КР,
имеет место структура с плотным распределением частиц
метастабильной 0"-фазы и четкими зонами, свободными от
выделений. При переходе в область выделения метаста-
бильной O'-фазы частицы этой фазы не срезаются
дислокациями, что обусловливает повышение сопротивле-
ния КР (см. рис. XIX.3).
Метастабильная O'-фаза выделяется главным образом
по плоскости скольжения в матрице. Деформация после
закалки ускоряет зарождение частиц б'-фазы и увеличива-
ет их дисперсность. В связи с этим переход к состоянию, не
чувствительному к КР, осуществляется раньше при сохра-
нении высоких механических свойств.
Кроме режимов искусственного старения, определенное
влияние на коррозионные свойства сплавов типа 1201 ока-
зывают другие технологические операции (табл. XIX.2).
491
Т а б лица XIX.2. Коррозионные и механические свойства плит
из сплава 1201Т, полученных по разным технологическим схемам
Схема деформации %’ МПа °0,2* МПа 6. % V. МСм/м ^гкр °НР’ МПа РСК, балл
МПа • м'/2
Прокатка плоского слитка 410 352 2,4 19,6 26,6 18,6 230 3
Осадка плоского слит- ка по широкой гра- ни->прокатка .... 409 333 4,1 19,4 28,6 18,4 175 4
Осадка плоского слитка по узкой грани с кантовкой на 90°-> прокатка 393 337 3,4 18,8 29,0 ' 13,2 175 5
Осадка круглого слит- ка по образующей-*- проиатка 408 344 3,7 19,0 25,6 16,5 175 3
То же. с кантовкой на 90°—>прокатка . . 422 344 3,7 19,8 28,1 18,2 200 3
Примечание. Толщина плит ~80 мм. Испытания на КР проводили на
высотных образцах по методу заданной растягивающей нагрузки.
Как видно из этой таблицы, достаточно высокое сопротив-
ление КР и РСК сочетается с повышенной прочностью и
вязкостью разрушения. Все эти характеристики сохраняют-
ся после технологических и эксплуатационных нагревов.
Аналогичным образом сохраняют уровень механических
и коррозионных свойств сварные соединения из сплава
1201Т1. Пороговое напряжение сгКр, равное для сварных
соединений 160 МПа, не изменяется после нагревов при
70 °C, 6000 ч, 100 °C, 1000 ч, 120 °C, 500 ч. Нагревы при бо-
лее высоких температурах (например, при 210 °C, 2 ч) по-
вышают значения сукр до 200 МПа.
Сплав ВАД23 из-за повышенного содержания (5—6 %)
меди и легирования литием, образующим интерметалличе-
ские соединения Al7Cu4Li(T2) и Al2CuLi(7\), также имеет
более низкую общую коррозионную стойкость по сравнению
со сплавом Д16. Однако в искусственно состаренном со-
стоянии сплав ВАД23 имеет более высокое сопротивление
к МКК и КР. Это отчасти можно объяснить положитель-
ным влиянием кадмия.
Фаза 7\, электрохимически наименее устойчивая при
потенциале коррозии сплава ВАД23, выделяется преимуще-
ственно в объеме зерен, вызывая питтинговую коррозию
полуфабрикатов из этого сплава. По этой причине сопро-
492
Рис. XIX.6. Влияние продолжительности
старения при 190 (I, 4), 195 (2, 5) и 200 °C
(3) на сопротивление КР высотных образ-
цов из плит (й=60 мм) сплава АК4—1:
1—3 — испытания при переменном погру-
жении, сут; 4, 5 — испытания в промыш-
ленной атмосфере, годы
тивление общей коррозии понижается. Однако плакирован-
ные листы из сплава ВАД23 по коррозионным свойствам не
отличаются от плакированных листов из сплава Д16. До-
полнительные нагревы (до 100 ч) при 150—200 °C не сни-
жают коррозионной стойкости сплава ВАД23 [3,
с. 533].
Коррозионные свойства сплава АК4—1 определяются, с.-
одной стороны, меньшим содержанием меди и наличием уп-
рочняющей фазы (Al2CuMg), что создает предпосылки для:
улучшения коррозионной
стойкости по сравнению
со сплавом Д16, а с дру-
гой стороны — наличием
большого числа нерас-
творимых соединений, об-
разуемых железом и ни-
келем (AlgNiFe и FeAl3),
которые понижают общую
коррозионную стойкость.
Полуфабрикаты из спла-
ва АК4—1 применяются
только в искусственно со-
старенном состоянии.
Для обеспечения удов-
летворительного сопротив-
ления КР крупногабарит-
ные катаные полуфабрикаты необходимо старить при тем-
пературе (200±5)°С в течение 18—30 ч (рис. XIX.6).
Как и для сплавов Д20 и 1201, пластическая деформа-
ция полуфабрикатов из сплава АК4—1 после закалки ока-
зывает положительное влияние на сопротивление КР. Ре-
жимы искусственного старения в этой связи варьируются
для различных видов полуфабрикатов.
В сплаве АК4—1 имеется небольшая добавка кремния,
который при содержании до 0,2 % положительно влияет па
жаропрочность и не оказывает влияния на коррозионную
стойкость.
Однако при увеличении содержания этого элемента до
0;3—0.4 % сопротивление коррозионному растрескиванию
падает. Отрицательное влияние кремния в сплаве АК4—1
можно уменьшить путем увеличения температуры или дли-
тельности старения.
Эксплуатационные нагревы при 125—150 °C продолжи-
тельностью 20000—30000 ч не снижают коррозионной стой-
кости полуфабрикатов из сплава АК4—1Т1.
493.
Сплавы систем Al—Zn—Mg (1911, 1915, 1925, 1935)
.и Al—Zn—Mg—Си (B93, 1933, B95, B96, 1953)
Основная особенность рассматриваемых сплавов состоит в
том, что большая часть из них при определенных условиях
проявляют чувствительность к наиболее опасным видам
коррозии — КР и РСК-
Для всех сплавов сопротивление КР подчиняется общим
закономерностям и зависит от химического состава сплавов
(суммарное содержание и соотношение цинка и магния, вид
и концентрация добавок (Си, Сг, Zr, Мп и др.), условий
Рис. XIX.7. Изменение сопротивления КР сплавов А|— Zn—Mg—Си в зависимости
от суммарного содержания и соотношения цинка к магнию (а) и добавок других
элементов (б):
7^-5—5; 6; 7; 8 и 9% (Zn+Mg) соответственно; 6--13 — V, Zr, Мп 0,4 %, Си, Ti,
Сг, Zr+Cr+Cu, Мп+Cr+Zr+Cu (6 % Zn+3 % Mg) соответственно. (Профиль, ста-
рение при 120 °C, 48 ч. Испытание методом заданной деформации поперечных об-
разцов)
термообработки гомогенизация, закалка, старение) и тех-
нологии получения полуфабрикатов (условия литья, тем-
пература, скорость, направление и степень деформации).
С увеличением суммы цинка и магния, т. е. с пересыще-
нием этими элементами твердого раствора, сопротивление
КР тройных сплавов падает, особенно резко при
2(Zn + Mn)>7 % (рис. XIX.7). При изменении в сплавах
отношения цинка к магнию (Zn/Mg) для 2 (Zn + Mg) =
=const время до разрушения образцов при определенных
соотношениях рассматриваемых элементов достигает мини-
мума, который смещается при увеличении 2 (Zn + Mg) в
сторону меньших значений Zn/Mg. Такой характер изме-
нения сопротивления коррозионному растрескиванию одно-
494
значно указывает на отрицательную роль магния на про-
цесс КР.
По совокупности свойств (коррозионных и механиче-
ских) к оптимальным композициям можно отнести сплавы,
у которых отношение цинка к магнию находится в интерва-
ле 3—4.
Сплавы с отношением Zn/Mg^0,5 при S (Zn + Mg)
^7 % также имеют высокое сопротивление КР, однако они
уступают сплавам с отношением Zn/Mg=3+4 по уровню
механических свойств и особенно по технологической пла-
стичности в металлургическом производстве [29], а также
имеют низкое сопротивление РСК и поэтому не представля-
ют большой практической ценности. Указанные закономер-
ности полностью сохраняются и для сплавов, дополнитель-
но легированных хромом, цирконием, медью, марганцем.
Наиболее эффективным из них является хром, который по-
вышает температуру рекристаллизации и позволяет полу-
чать полуфабрикаты с развитой субзеренной структурой.
Это связано с тем, что интерметаллидные частицы хрома
(Ali8Cr2Mg3) и частицы фазы А1—Сг—Mg—Zn (состав не
установлен) тормозят движение границ и субграниц. Ука-
занные частицы, являясь подложками, на которых зарожда-
ются стабильные частицы ц-фазы (MgZn2), увеличивают
плотность выделений, не срезаемых дислокациями. Это, как
указывалось выше, способствует более экстенсивному ха-
рактеру деформации и уменьшению концентрации напряже-
ний на границах зерен, а следовательно, и уменьшению ве-
роятности зарождения трещин. Кроме того, на хромсодер-
жащих частицах, как полагает ряд авторов [30],
происходит молизация водорода и таким образом повыша-
ется сопротивление сплавов А1—Zn—Mg водородному ох-
рупчиванию. Менее эффективно в этом отношении действу-
ют медь, цирконий, марганец (при такой же концентрации,
как хром). Однако увеличением в сплаве меди до 1 %
можно добиться такого же эффекта, что и введением хро-
ма. Кроме влияния на характер распада твердого раство-
ра, медь увеличивает дисперсность частиц, скопления ато-
мов меди могут действовать как центры зарождения ^'-фа-
зы, медь входит в твердый раствор выделений [3, 11]. Од-
новременно медь входит в состав окисных пленок, понижая
их защитные свойства. Это является причиной уменьшения
степени локальности поражений и существенного увеличе-
ния скорости коррозии (по потере массы) рассматривае-
мых сплавов. Но, по-видимому, наиболее важным свойст-
вом, определяющим положительную роль добавок меди,
495
является то, что она способствует молизации атомарного
водорода и тем самым понижает его концентрацию в вер-
шине развивающейся трещины [30].
Отмечаемое на практике увеличение сопротивления кор-
розионному растрескиванию ряда полуфабрикатов (осо-
бенно прессованных изделий), изготовленных из сплавов
А1—Zn—Mg с повышенным содержанием марганца
(~0,8 %), связано с наличием у них перекристаллизован-
ной структуры. Для рекристаллизованных полуфабрикатов,
а также для литого состояния марганец даже несколько по-
нижает сопротивление коррозионному растрескиванию.
Почти аналогичный эффект наблюдается и при легирова-
нии сплавов цирконием [И].
Однако в некоторых случаях наблюдается заметное по-
ложительное влияние циркония, особенно для сварных сое-
динений. По-видимому, это связано, так же как и в случае
с хромом, с различным влиянием интерметаллидных частиц
циркония на характер распада твердого раствора. В этом
случае, если в структуре полуфабриката присутствуют мел-
кодисперсные (~ 10 нм) глобули фазы AI—Zr, которая яв-
ляется центром зарождения фазы MgZn2, добавки цирко-
ния увеличивают сопротивление коррозионному растрески-
ванию. Титан не проявляет какого-либо положительного
действия на чувствительность сплавов к коррозионному
растрескиванию, а на другие виды коррозии (например, по-
тери механических свойств, расслаивание) влияет отрица-
тельно [11].
Наиболее значительное улучшение сопротивления кор-
розионному растрескиванию достигается при введении в
сплавы двух или более компонентов (Cr + Cu, Zr-J-Cu,
Cr-J-Cu + Zr и т. д.).
Таким образом, положительный эффект компонентов
(Сг, Zr, Мп и т. д.) проявляется в том случае, если они на-
ходятся в сплаве в мелкодисперсном состоянии. Поэтому
все факторы, способствующие более грубому распределению
интерметаллидных включений этих элементов в полуфаб-
рикатах (низкие скорости охлаждения при литье, чрезмер-
ное увеличение времени и температуры гомогенизации, на-
гревы под деформацию, закалку, а также повышение
температуры в процессе деформации), приводят к резкому
понижению коррозионной стойкости полуфабрикатов пот
напряжением.
Одним из главных факторов, определяющих сопротив-
ление сплавов КР, является термическая обработка полу-
фабрикатов— старение и закалка, от которых зависит фа-
496
зовый состав, размер и плотность выделений, а также ве-
личина внутренних напряжений.
Наиболее высокое сопротивление КР наблюдается толь-
ко на начальной зонной стадии старения (начало роста ме-
ханической прочности) и на стадии некоторого перестари-
вания, когда прочностные характеристики начинают падать
после достижения полуфабрикатом максимума механиче-
ской прочности при заданной температуре старения [19].
В промежутке между указанными областями сопротивле-
ние КР низкое и тем ниже, чем ниже температура старения.
В этом состоянии в структуре сплава присутствуют зоны
ГП и частицы метастабильной ^'-фазы. Преобладание той
или другой фазы в областях максимальной прочности за-
висит от температуры старения. Чем ниже температура, тем
больше в структуре зон ГП. Время достижения минимума
сопротивления КР уменьшается с увеличением суммарного
содержания в сплавах цинка и магния.
Поэтому для полуфабрикатов из большинства рассмат-
риваемых сплавов только полное искусственное старение
(с перестариванием на 5—15 %) является надежным усло-
вием для безопасной эксплуатации изделий.
Для быстрого получения указанного состояния старе-
ние изделий необходимо проводить в две стадии: сначала
при температуре ниже порога растворимости зон ГП, а за-
тем выше этой величины.
Первая стадия обеспечивает мелкодисперсное образова-
ние центров выделений (зоны ГП и rf-фазы), вторая ста-
дия — преобразование их в if- и rf-фазы соответственно.
В этом случае происходит значительное уменьшение оста-
точных напряжений в изделии. Применение ступенчатых
режимов обеспечивает также получение повышенных меха-
нических свойств по сравнению с изотермическим старе-
нием.
Существенное увеличение сопротивления КР сплавов
системы А1—Zn—Mg достигается также и при понижении
скорости охлаждения при закалке полуфабрикатов (напри-
мер, закалка на воздухе, в горячую воду). Однако замед-
ленную закалку можно применять для ограниченного числа
полуфабрикатов и сплавов 1911, 1935, 1915. Для сплавов
Al—Zn—Mg—Си, а также крупногабаритных изделий из
сплавов А1—Zn—Mg необходимо проводить резкую закал-
ку. В противном случае происходит уменьшение механиче-
ской прочности и коррозионной стойкости.
Повышение сопротивления КР полуфабрикатов из спла-
вов 1915, 1911 и 1910 за счет замедленной закалки, по-ви-
32—834
497
димому, можно связать с образованием на границах зерен
частиц цинкмагниевой фазы с закритическими (^20 нм
[31]) размерами. На границах раздела этих частиц с мат-
рицей образуются пузырьки водорода и таким образом по-
вышается сопротивление водородному охрупчиванию [31].
Существенное влияние на характер распределения ин-
терметаллических соединений тугоплавких элементов и,
следовательно, на коррозионное поведение изделий оказы-
вают условия гомогенизации слитков [11]. Поэтому на
практике следует строго выполнять установленные режимы
этой важной технологической операции.
К свариваемым сплавам системы А1—Zn—Mg относятся
сплавы 1935, 1915 и 1911. Для повышения сопротивления
КР сварных соединений необходимо выполнять следующие
условия:
1. В основном металле должны быть заторможены
структурные преобразования, происходящие в процессе
сварки в зонах сплавления и термовлияния (рекристалли-
зация, выделение интерметаллических соединений туго-
плавких компонентов, сегрегация легирующих элементов).
2. Полуфабрикаты до сварки следует подвергать искус-
ственному старению с перестариванием на 5—10 %.
3. Сварку рекомендуется выполнять проволокой марки
1557.
Кроме того, надо избегать по возможности операции
разделки кромок при стыковой сварке (увеличение степени
разделки кромок способствует увеличению дефектов в
шве — пор, включений окисных пленок и т. п.), а также
больших тепловложений при сварке, ускоряющих структур-
ные преобразования, перечисленные в п. 1; следить за пра-
вильным формированием шва (избегать резкого перехода
между швом и металлом), а там, где возможно, механиче-
ски удалять корень шва.
Полуфабрикаты и сварные соединения из сплава 1935
вследствие низкой суммарной концентрации цинка и маг-
ния (<5,5 %) не чувствительны к КР.
Удовлетворительное сопротивление КР сплава 1915
обусловлено, кроме относительно низкой суммарной кон-
центрации цинка и магния (<;5,8 %), также и добавками
небольших количеств хрома, циркония и марганца. Повы-
шенное по сравнению со сплавом 1915 содержание цинка
компенсируется в сплаве 1911 небольшой (0,1—0,25 %)
добавкой меди.
Сопротивление питтинговой коррозии полуфабрикатов
из сплавов 1915, 1911, 1935 и 1925 в атмосферных условиях
498
выше, чем у сплавов АМгб, АВ, АД31. Так, за 15 лет ис-
пытаний в условиях промышленной атмосферы глубина
коррозионных поражений для листов из сплавов 1915, 1911
не превосходит 0,25 мм.
Сплавы 01913 (В91) и 1925 содержат значительное ко-
личество меди, которая повышает чувствительность к обра-
зованию горячих трещин при сварке. Однако наличие меди
в этих сплавах (наряду с цирконием в сплаве 1925 и хро-
мом в сплаве 01913) делает их стойкими к КР. Согласно
работе [13, с. 552], полуфабрикаты из сплава 01913 имеют
высокие коррозионноусталостные свойства. Чувствитель-
ность к другим видам коррозии этих сплавов мало изменя-
ется по сравнению со свариваемыми сплавами. Так, после
двухлетнего испытания в условиях промышленной атмос-
феры и на побережье Баренцева моря глубина коррозии не
превышала 0,11 мм.
Оба сплава целесообразно применять после искусствен-
ного старения по режимам: нагрев при 100—120 °C, 5—
10 ч-]-160оС, 6—10 ч (Т1) или нагрев при 100—120 СС,
5—10 ч4-175 °C, 4—8 ч.
Высокопрочные сплавы системы А1—Zn—Mg—Си
(В93, 1933, В95, В96Ц) применяют только в искусственно
состаренном состоянии по специально разработанным ре-
жимам. В закаленном и естественно состаренном состояни-
ях все сплавы этой группы имеют низкое сопротивление КР
и РСК.
Режим старения выбирают с учетом условий эксплуата-
ции изделия, его структурного состояния и габаритов.
В соответствии с изложенными выше представлениями в
настоящее время разработаны смягчающие режимы старе-
ния Т2 и ТЗ, обеспечивающие существенно более высокое
сопротивление КР и РСК (по сравнению с состоянием Т1)
полуфабрикатов из сплавов В95, В93, 1933, В96 при сохра-
нении на уровне Т1 значения Ajc и некотором снижении ме-
ханической прочности. Например, для сплава В95 значение
ов снижается на 7 и 14 % соответственно для состояний
Т2 и ТЗ.
Полуфабрикаты в состоянии ТЗ следует применять для
изделий, эксплуатирующихся в особо жестких условиях
(морские тропики) и в элементах конструкций с повышен-
ным уровнем остаточных напряжений. В частности, режи-
мы старения Т2 и ТЗ рекомендуется применять для дета-
лей, в которых болты и втулки ставятся с натягом.
Сплав В96Ц применяется только в состояниях Т2 и ТЗ
для изделий, эксплуатирующихся в регламентированных
32* 499
Таблица XIX.3. Механические и коррозионные свойства
полуфабрикатов из сплавов системы А1—Zn—Mg—Си
Полуфабрикат Состоя- ние МПа °0,2’ МПа б. % *1кр МПа РСК. балл
МПа • м'/е
Сплав В95
Плиты Т1 510 480 3,5 23,8 3,1 25 6—8
Т2 480 450 3,5 22,5 17,4 175 2—4
ТЗ 460 410 4,0 24,4 21,0 300 2—3
Штамповки Т2 460 420 4,0 24,0 18,5 200 2—4
ТЗ 455 400 4,0 25,0 23,0 300 2—3
Прессованные по- Т1 560 510 3,5 23,5 3,1 25 6-9
лосы Т2 530 480 3,5 23,0 17,0 175 3—4
ТЗ 500 450 4,0 24,0 21,0 300 2—3
Сплав 1933
Штамповки Т2 530 485 6,0 27 18 200 2—4
ТЗ 470 440 5,5 28 25 300 2—3
Сплав В93
Т2 500 480 6,0 — — 175 2—4
ТЗ 440 400 6,5 — — 300 2—3
Примечание. В, П и Д — высотное, поперечное и
нне вырезки образцов соответственно.
продольное направле-
* Испытания на КР по методу заданной нагрузки.
условиях влажности. Постановка напряженного крепежа
не допускается.
Типичный уровень коррозионных и механических характе-
ристик приведен в табл. XIX.3. В состоянии Т2 полуфабри-
каты имеют высокое сопротивление РСК (2—4 балла) и
умеренное сопротивление КР (175—200 МПа). В состоянии
ТЗ полуфабрикаты имеют самое высокое по сравнению с
другими конструкционными алюминиевыми сплавами со-
противление КР (аКр=300 МПа). В этом плане представ-
ляет интерес новый ковочный сплав 1933, в котором соче-
тается высокий уровень коррозионных и механических ха-
рактеристик.
3. Порошковые материалы
Порошковые алюминиевые материалы САП—1, САП—2,
САП—3, СПАК—4, САС1—50, ПВ90,1549 и др., содержащие
500
окисные фазы, отличаются от сплавов, полученных по тра-
диционной технологии, как особенностями кинетики старе-
ния, так и особенностями коррозионного и электрохимиче-
ского поведения.
Фаза у-А12О3 является малоэффективным катодом и по-
этому при содержании ее в полуфабрикатах из САПов до
16—20 % не оказывает существенного влияния на коррози-
онную стойкость. САПы не склонны к межкристаллитной
коррозии и к коррозии под напряжением и обладают такой
же коррозионной стойкостью, как алюминий А99 и АД1
С34].
Наиболее интересные результаты были получены для
жаропрочного сплава СПАК—4 (на основе сплава АК.4) с
6 % окисной фазы. СПАК—4 не склонен к коррозионному
растрескиванию даже после старения по режиму 110—
130 °C, 16 ч в отличие от сплава АК.4—1, который становит-
ся не склонным к коррозионному растрескиванию только
после старения при значительно более высоких температу-
рах (195—200 °C).
Коррозионная стойкость СПАК—4 после всех исследо-
ванных режимов старения более высокая, чем коррозион-
ная стойкость сплавов АК.4 и АК4—1.
Большие скорости охлаждения в процессе получения по-
рошковых сплавов и выбранный режим двухступенчатого
старения обеспечили высокое сопротивление КР и РСК са-
мого высокопрочного алюминиевого сплава ПВ90 (система
Al—Zn—Mg—Си).
Особое место среди порошковых материалов при рас-
смотрении их коррозионных и электрохимических свойств
занимают сплавы САС—1 и САС1—50 (30 % Si 4-5-4-
-4-7 % Ni). В условиях естественной атмосферы эти сплавы
обладают такой же коррозионной стойкостью, как и спла-
вы Д16 и АК4—1. Коррозионная стойкость их при полном
погружении в 3 %-ный раствор NaCl в 5—6 раз меньше,
чем корозпонная стойкость сплава Д16, и в 2,5 раза мень-
ше, чем сплава АК4—1. Сплав САС 1—50 склонен к КР,
значение окр в поперечном направлении равно 180 МПа.
Исследование структурной коррозии САС—1 на модель-
ных сплавах, по стехиометрическому составу соответству-
ющих фазе NiAl3, эвтектикам А1—11,7 %, А1—5 % Ni, ина
кремнии в 0,1 н. NaOH и в 3 %-ном растворе NaCl показа-
ло, что максимальную скорость растворения имеет фаза
NiAl3 (при стационарном потенциале сплава). Скорость ее
растворения соизмерима со скоростью растворения некото-
рых других фаз (эвтектик А1—11,7 % Si и А1—5 % Ni), что
501
было подтверждено прямым наблюдением за изменением
состояния поверхности микрошлифов в процессе коррозии.
Фаза NiAl3 растворяется по экстрагивному механизму —
избирательно растворяется алюминий. Исследованиями ус-
тановлено, что окисные фазы, являющиеся малоэффектив-
ными катодами, не оказывают существенного влияния на
коррозионную стойкость сплавов САП, а окисные фазы,
заметная часть которых является электрохимически инерт-
ными участками, оказывают благоприятное влияние на КР
сплава СПАК—4.
Все стандартные методы защиты от коррозии примени-
мы для спеченных материалов.
4. Материалы, полученные из гранул
В отличие от порошковых сплавов в гранулированных ма-
тер илах структура формируется в пределах ограниченного
объема. Это позволяет, используя высокие скорости охлаж-
дения (103—106СС/с), вводить в сплавы значительное ко-
личество труднорастворимых элементов переходных метал-
лов и таким образом, получать аномально пересыщенные
твердые растворы марганца, циркония, хрома, титана, мо-
либдена, ванадия и др.
Алюминиевые гранулируемые сплавы, легированные ос-
новными компонентами (Zn, Mg, Си, Si) и тугоплавкими
металлами упрочняются за счет двух видов выделений —
переходных соединений (зоны ГП, метастабильные и ста-
бильные фазы) и алюминидов тугоплавких металлов
(алюминидное упрочнение). Принципиальным отличием их
структуры от структуры полуфабрикатов, изготовленных
из слитков термически упрочняемых сплавов, после закал-
ки и старения является высокая термическая стабильность
выделений упрочняющих интерметаллидных фаз — алюми-
нидов. Если в традиционных термически упрочняемых спла-
вах (А1—Си—Mg, Al—Zn—Mg—Си и др.) оптимальная
дисперсность упрочняющих фаз достигается при условии
их выделения из пересыщенного твердого раствора при
20—200 °C, то в гранулируемых сплавах, легированных пе-
реходными металлами, упрочняющие фазы оптимальной
дисперсности выделяются из пересыщенного твердого рас-
твора при 400—450 °C (Al6Mn, Al3Zr, AlyCr) или образуются
при кристаллизации (А13, А19СО2, АЦСе). Таким образом,
упрочняющие фазы в традиционных промышленных спла-
вах уже при нагревах до 200—250 °C значительно укрупня-
ются и, следовательно, приводят к существенному разупроч-
502
нению полуфабрикатов. В то же время полуфабрикаты, по-
лученные из гранул, упрочненные дисперсными интерме-
таллидами переходных металлов, имеют стабильную струк-
туру даже при нагревах до 300—350°C, что определяет го-
раздо более высокую стабильность их свойств в широком
интервале температур [32, 33].
Термически стабильные интерметаллидные фазы могут
оказывать разностороннее влияние на свойства сплавов:
во-первых, они оказывают непосредственное упрочняющее
действие, являясь препятствием для движения дислокаций;
во-вторых, они оказывают упрочняющее действие, влияя на
структуру матрицы (препятствуя прохождению процессов
рекристаллизации и полигонизации); в-третьих, дисперсные
включения алюминидов влияют на кинетику распада твер-
дых растворов меди, магния, цинка и др. в алюминии и рас-
пределение продуктов распада и тем самым оказывают су-
щественное влияние на коррозионные и другие характери-
стики конструкционной прочности материалов. Поэтому
свойства полуфабрикатов, полученных из гранул, в силь-
ной степени определяются технологией производства. Для
оптимизации технологического процесса получения полу-
фабрикатов из гранул необходимы дальнейшие эксперимен-
тальные и теоретические исследования. Поэтому, несмотря
на очевидные преимущества полуфабрикатов, полученных
из гранул, их производство находится пока еще на началь-
ной промышленной стадии и составляет всего несколько де-
сятых долей процента от общего производства полуфабри-
катов из деформируемых сплавов [32].
В последние годы разработан ряд весьма перспективных
сплавов, типичные свойства которых приведены в табл.
XIX.4 и последующем тексте.
Жаропрочный сплав 01419У стабильно работает дли-
тельное время при 300—400 °C; его свойства в 1,5—2,0 раза
выше свойств стандартных алюминиевых сплавов (1201,
АК4—1) при этих температурах; не боится перегревов до
600°C, хорошо сваривается аргонно-дуговой сваркой. Ко-
эффициент ослабления сваркой составляет 0,95 при всех
температурах. Сплав хорошо паяется. Полуфабрикаты име-
ют довольно высокое сопротивление общей коррозии. Ско-
рость коррозии, рассчитанная по потере массы после 6 мес
испытаний в 3 %-ном растворе NaCl Д-0,1 % Н2О2, составля-
ет 0,002—0,003 г/(м2-ч). Листы и трубы по потере массы
относятся к группе совершенно стойких материалов. В тоже
время полуфабрикаты из сплава 01419У обладают пони-
женным сопротивлением РСК: 7—9 баллов. Это определя-
503
Таблица XIX.4. Типичные свойства полуфабрикатов, полученных
методом гранульной металлургии
Сплав Полуфабрикат Направление вы- резки образца, спо- соб испытания °В’ МПа а0,2’ МПа % ‘9 °нр’ МПа РСК, балл
01995Т1* Листы П **, заданная деформация 605 560 7,5 >500 4—9
Прессованная полоса Сварные сое- динения П, заданная нагрузка П, заданная деформация 550 500 8,0 >350 >400 7—9
01996Т1* Листы П, заданная де- формация 700 600 5,0 >500 3—8
Прутки диа- метром 12 мм Д, заданная на- грузка 780 750 6,0 >500 5—9
Штамповки То же 750 700 5,0 >380 4—8
01419У Листы П, заданная на- грузка 350 300 10,0 >250 7—9
Трубы П, заданная де- формация 310 221 9,9 >250 7
* Старение на максимальную прочность. ** П, Д — поперечное и продольное
направление вырезки образцов соответственно.
ется строчечным распределением частиц алюминидов мар-
ганца, хрома, циркония, титана и ванадия. Следовательно,
технологию изготовления полуфабрикатов из этого сплава
надо разрабатывать таким образом, чтобы по возможности
исключить строчечное распределение указанных компонен-
тов.
Высокопрочный свариваемый сплав 01995 хорошо сва-
ривается аргонно-дуговой сваркой; у него полностью отсут-
ствует склонность к образованию горячих трещин при свар-
ке. Для основного металла и сварных соединений свойст-
венно относительно высокое сопротивление КР- В состоянии
Т1 (старение на максимальную прочность) полуфабри-
каты имеют пониженное сопротивление РСК- Искусствен-
ным старением сопротивление РСК можно заметно повы-
сить (до 4—5 баллов), однако при этом снижается (при-
близительно на 10%) уровень прочностных характеристик.
Сплав 01996 имеет самую высокую прочность из всех
алюминиевых сплавов (см. табл. XIX.5). По сопротивлению
питтинговой коррозии и КР он приближается к сплаву 01995.
Однако вследствие повышенной легированности основными
элементами этот сплав весьма чувствителен к технологии
производства, и поэтому его оптимальные коррозионные и
другие характеристики еще достоверно не установлены.
504
Метод гранульной металлургии позволяет также повы-
сить комплекс конструкционных характеристик и для стан-
дартных алюминиевых сплавов при условии дополнитель-
ного их легирования тугоплавкими металлами. Например,
прочность таких сплавов, как Д16Т и 1201Т1 повышается
на 50—150 МПа. При этом значительно улучшается также
и жаропрочность.
Следует отметить, что коррозионно-электрохимические
характеристики гранулируемых сплавов изучены еще не-
достаточно и в этом направлении необходимо много рабо-
тать.
5. Композиционные материалы на основе матрицы
из алюминиевых сплавов
Использование алюминиевых сплавов в качестве матрицы
композиционных материалов (КМ) с армированием сталь-
ной проволокой (ВНС9), борволокном и углеволокном
(КАС—1А, ВКА—2 и В КУ— 1) —особая область примене-
ния алюминиевых сплавов.
В композиционных материалах КАС—1А и ВКА—2 в
качестве матрицы используются сплавы АВ и АДЗЗ соответ-
ственно, а в композиционном материале ВКУ—1 — сплав
АЛ9 [34].
КМ с алюминиевыми матрицами являются типичными
гетерогенными системами, к которым применимы основные
закономерности структурной коррозии традиционных алю-
миниевых сплавов [1, 6].
С электрохимических позиций структурной коррозии
композиционные материалы можно рассматривать как
классический многоэлектродный элемент, состоящий из
матричного сплава, армирующих волокон и переходных
зон, в которых возможно образование интерметаллидов.
Диборид алюминия (ВКА—2) и карбид алюминия (ВКУ—
1), образующиеся в большом количестве в случае отклоне-
ния от оптимальных технологических параметров получе-
ния материала, снижают коррозионную стойкость ВКА—2
и ВКУ—1.
Фазы Fe3A14 и Ре2А1б не оказывают существенного вли-
яния на коррозионную стойкость КАС—1А.
Углеродное и борное волокно и стальная проволока яв-
ляются катодами по отношению к алюминиевым матрицам.
В порядке уменьшения значения потенциала и уменьшения
катодной эффективности армирующие материалы можно
расположить в следующий ряд: О>В>ВНС9.
505
При стационарных потенциалах композиционного мате-
риала алюминиевые матрицы находятся в состоянии про-
боя, а электрохимическое поведение КМ лимитируется
катодными процессами, протекающими на поверхности ар-
мирующих материалов. Поэтому для композиционных мате-
риалов ВКУ—1, КАС—1А, ВКА—2 особенно опасна кор-
розия по торцам и отверстиям под крепеж, где обнажаются
упрочняющие волокна [35, 36].
Образцы КАС—1А с изолированными торцами после
испытаний в камере морского климата и при полном по-
Рис. XIX.8. Характер коррозионных поражений на образцах КМ после испытаний
в камере (разбрызгивание 3 %-ной NaCl):
а — КАС—1А после 180 сут; б — ВКУ—1 после 30 сут
гружении в 3%-ный раствор NaCl имеют в ~2,5 раза
меньшую потерю массы, чем образцы без изоляции торцов,
и в 3—5 раз большую потерю, чем материал матрицы.
Наиболее низкую коррозионную стойкость имеют
ВКУ—1 вследствие интенсивной РСК вдоль углеродных
волокон; при этом толщина образца увеличивается в не-
сколько раз.
Межкристаллитный характер коррозии матрицы из
сплава АВ в композиционном материале КАС—1А и рас-
слаивающую коррозию ВКУ—1 иллюстрирует рис. XIX.8.
Коррозионная стойкость и надежность эксплуатации из-
делий из КМ определяются правильностью выбора мате-
риала матрицы, стабильностью технологического процесса
изготовления, обеспечивающего отсутствие пор, щелей и
неблагоприятных интерметаллидов, надежностью защиты,
особенно торцов и отверстий под крепеж.
506
6. Литейные сплавы
Удовлетворительной коррозионной стойкостью в морских
и атмосферных условиях обладают литейные сплавы си-
стем Al— Mg—Si (АЛ 13 и АЛ23) и А1—Мп—Zn (ВЛ 15).
Силумины АЛ2, АЛ4 и АЛ9, не содержащие меди, при-
ближаются по коррозионной стойкости к сплавам системы
А!—Mg—Si. Наиболее низкую коррозионную стойкость
имеют сплавы, содержащие в качестве легирующего ком-
понента медь (АЛ1, АЛЗ, АЛ4М, АЛб, АЛ7, АЛ 19 и др.).
Пониженная коррозионная стойкость характерна также
для силумина АЛ 11.
На коррозионную стойкость отливок, кроме химического
состава, существенно влияет и пористость. С пористостью
связано проникновение коррозионноактивных сред на зна-
чительную глубину и увеличение скорости коррозионного
процесса по механизму щелевого эффекта, описанного вы-
ше. Поэтому устранение пористости полезно и для корро-
зионной стойкости. Литейные алюминиевые сплавы защи-
щают от коррозии анодированием или химическим оксиди-
рованием и лакокрасочными покрытиями.
7. Защита от коррозии
Наиболее эффективным и распространенным методом за-
щиты от коррозии листовых алюминиевых сплавов являет-
ся плакирование. В качестве плакировки выбирают сплавы
с электродным потенциалом, более электроотрицательным,
чем защищаемый сплав.
В последние годы метод плакирования начинают приме-
нять и для защиты внутренних поверхностей труб, прово-
локи, прутков. Плакировка не только предохраняет сплав
сердцевины от непосредственного воздействия коррозион-
ной среды, но и осуществляет его электрохимическую (ка-
тодную) защиту в случае нарушения сплошности плаки-
ровки (отверстия под заклепки, под болты, а также торцы
листов). Эффект электрохимической защиты наиболее вы-
сок в электропроводных средах, например морской воде, и
в меньшей степени реализуется в условиях атмосферы.
Одним из основных способов защиты алюминиевых
сплавов от атмосферной коррозии является защита анод-
но-окисными пленками толщиной от 5 до 20 мкм. Такие
пленки большой толщины могут оказывать неблагоприят-
ное влияние на прочность при знакопеременных нагрузках,
особенно высокопрочных сплавов, с чем надо считаться.
507
Защитные свойства анодно-окисных пленок улучшаются
при наполнении их хроматами или в кипящей воде.
Химические пленки, обладающие значительно меньши-
ми защитными свойствами, используют главным образом
для защиты деталей, работающих либо в герметичных
объемах, либо в условиях с регламентированной атмосфе-
рой и влажностью, либо при полном погружении в масло.
Эти пленки используют также в качестве основы при на-
несении лакокрасочных покрытий. Лакокрасочные покры-
тия различных систем широко применяют для защиты от
коррозии алюминиевых сплавов как в сочетании с анодно-
окисными пленками, так и без них.
В настоящее время разрабатываются новые виды за-
щитных покрытий, водовытесняющие и водоотталкивающие
пленки.
Для предупреждения развития в конструкциях контакт-
ной коррозии необходимо избегать сочленений алюминия
и его сплавов с медными, латунными, бронзовыми и сталь-
ными деталями. В тех случаях, когда указанных сочлене-
ний избежать не удается, необходимо применять между ни-
ми изолирующие прокладки, слои лакокрасочных покрытий
или грунтов. Можно также наносить на защищаемую по-
верхность кадмий или цинк. Неметаллические материалы
должны быть не агрессивны, не гигроскопичны, не выде-
лять активных веществ.
Из гальванических покрытий допускаются цинковые и
кадмиевые. Практически же применяют только хромовые
и никельхромовые покрытия в качестве защитно-декора-
тивных или износостойких. Серебряные и золотые покры-
тия применяют очень ограниченно при наличии плотного
слоя и только для атмосферных условий эксплуатации. Для
защиты от коррозионного растрескивания поковок, штам-
повок и деталей сложной конфигурации из высокопрочных
сплавов целесообразно применять металлизацию распыле-
нием алюминия или его сплавов с цинком (~1 %) или
магнием.
Существенным образом повышается сопротивление вы-
сокопрочных сплавов коррозионному растрескиванию за
счет создания в поверхностном слое сжимающих напряже-
ний при дробеструйной или пескоструйной обработке или
обжатии роликами.
Необходимо по возможности сводить к минимуму обра-
зование остаточных напряжений (от закалки и механиче-
ской обработки давлением) и напряжений, возникающих в
конструкции за счет монтажных операций (клепка, сварка,
нетщательная подгонка деталей и т. д.).
508
При проектировании изделий, работающих в условиях воз-
можного попадания воды или конденсата, следует избегать
карманов, зазоров, швов внахлестку для предотвращения
щелевой коррозии. Изделия, работающие в различных аг-
рессивных средах, в том числе и в морской воде, а также
подземные коммуникации можно эфективно защищать от
коррозии с помощью протекторов либо катодной поляри-
зацией при заданном потенциале. Ингибиторы находят ог-
раниченное применение для защиты от коррозии алюминие-
вых сплавов. Для гидроиспытаний и гидросистем успешно
применяют комбинации хроматов, фосфатов, нитратов и
боратов. В замкнутых системах для защиты от коррозии
можно применять летучие ингибиторы коррозии, а в водных
средах — буферные смеси кислых фосфатов, фосфаты, хро-
маты и др. При хранении и транспортировке алюминиевых
сплавов применяют защитные смазки.
8. Методы коррозионных испытаний
Методы коррозионных испытаний алюминиевых сплавов
предусматривают испытания на общую коррозию и на чув-
ствительность к локальным видам коррозии — питтинговой,
межкристаллитной, расслаивающей, корозионному растрес-
киванию и коррозионной усталости. Под общей коррозией
понимают совокупность поражений, которая может быть
охарактеризована изменениями массы и механических
свойств сплава. Испытания проводят по ГОСТ 9.017—74.
Наиболее распространены два метода ускоренных испыта-
ний на общую коррозию: испытание в коррозионной каме-
ре при распылении 3%-ного раствора NaCl и испытание
при полном погружении в раствор 3 %-ного NaCl с добав-
кой 0,1% Н2О2. Средняя длительность этих испытаний со-
ставляет 3—6 мес для коррозионностойких сплавов и 0,5—
1 мес д’ля менее стойких сплавов и для полуфабрикатов
малых толщин (~0,8 мм). Коррозионная стойкость оцени-
вается по изменению внешнего вида, механических свойств
(ов, б), глубине и характеру коррозии на микрошлифах.
Чувствительность к питтинговой коррозии определяют
обычно в растворах хлоридов малой концентрации с рН^
2>7, например в водопроводной воде с добавкой 0,1 г/л
NaCl [5, с. 231]. Для ускорения и ужесточения испытания
в раствор добавляют CuCl из расчета 0,2 мг/л. В таком
растворе питтинг выявляется за 2 сут. Однако для получе-
ния достоверных данных и составления прогноза испыта-
ния обычно ведут в течение 6 мес.
509
Испытания на межкристаллитную коррозию проводят
по ГОСТ 9.021—74. Наиболее часто используют 3 %-ный
раствор NaCl-|-10 мл/л НС1 (плотность 1,17) [12]. Про-
должительность испытаний составляет 24 ч. Характер, глу-
бину и интенсивность коррозии определяют на нетравленых
шлифах.
Определение расслаивающей коррозии проводят по
ГОСТ 9.904—82 полным погружением. Наиболее широко
применяется раствор 20 г/л Сг2О7, 9 г/л НС1. (7 сут). Для
искусственно состаренных образцов из сплавов с высоким
содержанием меди без цинка (типа дуралюмин) применя-
ют раствор г/дм3: К2СГ2О7 10, NaCl 225, KNOS 50, HNO35,5
(2 сут).
Оценку проводят визуально по наличию и количеству
отслоений и трещин, регламентированных десятибалльной
шкалой (балл 1 — отсутствие поражений, балл 10—пол-
ное расслоение с увеличением толщины образца более чем
на 10 %).
Испытания на коррозионное растрескивание материала
и сварных соединений проводят в режиме либо заданных
деформаций, либо заданных нагрузок при переменном по-
гружении в 3 %-ный раствор NaCl (10 мин в растворе,
50 мин на воздухе).
Большое распространение получили испытания ненадре-
занных образцов по ГОСТ 9.019.74. Главным определяемым
параметром является пороговое напряжение о*р, Минималь-
ное время определения этой величины составляет при за-
данной нагрузке на установках «Сигнал», например, для
сплавов типа В95, 20 сут, при заданной деформации 30 сут.
Контроль сопротивления КР и РСК в заводских усло-
виях проводят путем измерения электропроводности индук-
ционным методом и сравнения полученного значения с кри-
тическим [11].
Испытания на коррозионную усталость проводят либо
на специальных, либо на обычных машинах. В последнем
случае коррозионноактивный раствор подводят капельным,
струйным методами или с помощью специального сосуда,
монтируемого на образце [3, с. 552]. Испытания проводят
на базе ^2-107 циклов в 0,01—3,0%-ном растворе NaCl.
Кроме лабораторных испытаний, образцы из алюминие-
вых сплавов испытывают в условиях, максимально прибли-
жающихся к эксплуатационным. Наиболее распространены
натурные испытания в море и атмосферные в различных
климатических районах.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
К главе I
1. Altenpohl D. Aluminium und Aluminium Legierungen. Berlin,
Springen — Verlag, 1965. 704S.
2. Lihl F., Nachtigall E. — Z. Metallkunde, 1960, Bd 51, S. 58—61.
3. Елагин В. И., Блокина Е. Ф. — В кн.: Легкие сплавы и методы их
обработки (АН СССР). М.: Знание, 1968, с. 28—37.
4. Воронов С. М., Елагин В. И. — Труды/МАТИ. М.: Оборонгиз,
1954, вып. 23, с. 68—85.
5. Фридляндер И. Н,— ДАН СССР, 1955, т. 104, №3, с. 429—
434.
6. Полеся А. Ф. — ФММ, 1965. т. 19, с. 78.
7. Колобнев И. Ф. Жаропрочность литейных алюминиевых сплавов.
М.: Металлургия, 1973. 320 с.
8. Романова О. А. Новый жаропрочный деформируемый алюминие-
вый сплав Д20. М.: ВИНИТИ АН СССР, 1958, 30 с.
9. Ливанов В. А., Воздвиженский В. М. — Труды/МАТИ. М.: Обо-
ронгиз, 1958, вып. 31, с. 65—83.
10. Воронов С. 41. Избранные труды по легким сплавам. М.: Обо-
ронгиз, 1957. 546 с.
11. Лужников Л. П. Деформируемые алюминиевые сплавы для ра-
боты при повышенных температурах. М.: Металлургия, 1965. 290 с.
12. Фридляндер И. Н., Хольнова В. И. — В кн.: Металлические ос-
новы литья легких сплавов. М.: Оборонгиз, 1957, с. 394—399.
13. Ливанов В.А., Елагин В. И., Штейнингер В. Р. — В кн.: Алюми-
ниевые сплавы. Вып. 3. М.: Машиностроение, 1964, с. 46—51.
14. J. Inst, of Metals, 1951, v. 80, p. 187—191.
15. Азбукин В. Г. — В кн.: Металловедение. М.: Судостроение,
1962, с. 12—17.
16. Ливанов В. А., Габидуллин Р. М., Донорская Л. П. и др. Де-
формируемые алюминиевые сплавы М.: Оборонгиз, 1961, с. 195—200.
17. Кондратьева Н. Б., Штейнгер В. Р., Арбузов Ю. П. и др,—
Алюминиевые сплавы. Вып. 5. М: Металлургия, 1968, с. 88—92.
18. Амбарцумян С. М., Кондратьева Н. Б., Кузьмина С. П. и др.—
Алюминиевые сплавы. Вып. 6. М.: Металлургия, 1969, с. 127—131.
19. Brehner Р., Plahen Н.— Aluminium, 1940, № 1, р. 22.
20. Siebel Voskuhler—Z. Metallkunde, 1940, Bd 32, № 9, S. 109—115.
21. Кондратьева H. Б., Штейненгер В. P., Арбузов Ю. П — Алюми-
ниевые сплавы. Вып. 6. М.: Металлургия, 1969, с. 9—14.
22. Данченко В. Г., Золоторевский Ю. С. — Металловедение. М.:
Судостроение, 1962, № 1, с. ПО—-117.
23. Folkenhagen G., Hofmann W. L. — Z. Metallkunde, 1952, Bd 43,
S. 69.
24. A. c. 439535 (СССР)/Фридляндер И. FL, Кондратьева Н. Б.,
Кузьмина С. П. и др. Опубл, в Б И., 1974, № 30, с. 3.
25. Дриц .VI. Е., Торопова Л. С., Быков Ю. Г. — МиТОМ, 1980, № 10,
с. 35—37.
26. Дриц М. Е., Павленко Ф. Г., Торопова Л. С. — ДАН СССР,
1981, т. 257, № 2, с. 353—356.
К г л а в е II
1. Hansen D., Layler М. — Inst. Metals, 1921, v. 25, p. 321—359.
2. Алюминиевые сплавы. Вып. 3. М.: Металлургия, 1964.
511
3. Воронов С. М., Елагин В. И., Власова Г. А. Алюминиевые сплавы.
М.: Оборонгиз, 1955, с. 7—64.
4. Добаткин В. И. — Легкие сплавы. Вып. 1. Металловедение, тер-
мическая обработка, литье и обработка давлением. М.: Изд-во АН
СССР, 1958, с. 200—221.
5. Мальцев М. В. — Легкие сплавы. Вып. 1. Металловедение, терми-
ческая обработка, литье и обработка давлением. М.: Изд-во АН СССР,
1958 с. 273—288.
6. Мондольфо Л. Е. Структура и свойства алюминиевых сплавов:
Пер. с англ. М.: Металлургия, 1979. 640 с.
7. Эдельман И. М., Козловская В. И., Т ретъякова МД. — Техноло-
гия легких сплавов, 1965, № 6, с. 72.
8. Бочвар О. С., Эйхина Е. В., Базурина Е. Я., Кунявская Т. М. —
Изв. вузов. Цветная металлургия, 1979, № 2, с. 105—109.
9. Воронов С. М. Процессы упрочнения сплавов А1 — Mg — Si и их >
новые промышленные композиции. М.: Оборонгиз, 1946. 150 с.
10. Hardy Н. К.— J. Inst. Metals, 1948—1949, v. 75, р. 707.
11. Pashley D. W., Rhodes S. W., Sendorek A. I. — J. Inst. Metals,
1966, v. 94, № 2, p. 41.
12. Renourd M., Meillat R. — Rev. Met., 1960, № 12, p. 937—942.
13. Renourd M., Meillat R. — Rev. Met., 1960, № 57, p. 930.
14. Фридляндер И. H. — Алюминий и его сплавы. М.: Знание, 1965,
60 с.
15. Фридляндер И. Н. — Технология легких сплавов, 1967, № 5,
с. 78—82.
16. Фридляндер И. Н. — Алюминиевые сплавы. Вып. 5. М.: Метал-
лургия, 1968, с 316.
17. Markus О., Speidel, Michael V. Hyatt. — Advances in Corrosion
Science and Technology, 1972, v. 2, p. 115—325.
18. Хохлатова Л. Б., Колобнев H. И., Сетюков О. A. — МиТОМ,
1983, № 7, с. 52—54.
19. Вайнблат Ю. М., Копелиович Б. А., Кудряшов В. Г., Рудниц-
кий Е. Н. — Технология легких сплавов, 1980, № 2, с. 3—7.
20. Новиков И. И., Семенов А. Е., Сетюков О. А., Золоторев-
ский В. С. — В кн.: Металловедение и технология легких сплавов. М.:
Наука, 1976, с. 39—45.
21. Шнейдер Г. Л., Захаров Е. Д. — Технология легких сплавов,
1974, № 11, с. 26—30.
22. Фридляндер И. Н. Алюминиевые деформируемые конструкцион-
ные сплавы. М.: Металлургия, 1979. 202 с.
23. Колобнев Н. И., Хохлатова Л. Б., Каримова С. А. — МиТОМ
1982, № 3, с. 38—41.
24. Рябинина Р. М., Лещинер Л. Н. — МиТОМ, 1970, № 5, с 62—
65.
25. Творогов И. М. — МиТОМ, 1970, № 12, с. 44—46.
26. Алюминиевые сплавы при низких температурах: Пер с англ. М.:
Металлургия, 1966.
К г л а в е III
1. Воронов С. М. Избранные труды по легким сплавам. М.: Оборон-
гиз, 1958. 546 с.
2. Ливанов В. А. — Сборник трудов технологической конференции
металлургических заводов. М.: Ооборонгиз, 1945, с. 92—100.
3. Добаткин В. И. Слитки алюминиевых сплавов. М.: Металлург-
издат, 1960. 175 с.
4. Ливанов В. А. — В кн.: Алюминиевые сплавы. М.: Оборонгиз,
1955, с. 128—168.
512
5. Шилова Е. И. — Технология легких сплавов, 1966, № 6, с. 7.
6. Лужников Л. П. Деформируемые алюминиевые сплавы для рабо-
ты при повышенных температурах. М.: Металлургия, 1965. 290 с.
7. Шилова Е. И., Никитаева О. Г., Амбарцумян С. М., Скач-
ков Ю. Н. — В кн.: Металловедение легких сплавов. М.: Наука, 1965,
с. 78—87.
8. Шилова Е. И., Никитаева О. Г., Козловская В. П., Василье-
ва Е. Н. Алюминиевые сплавы. Вып. 3. Деформируемые сплавы. М: Ма-
шиностроение, 1964, с. 237—251.
9. Шилова Е. И., Хапилин В. В., Бобовников В. Н. Алюминиевые
сплавы. Вып. 6. Деформируемые сплавы. М.: Металлургия, 1969, с.
78—81.
.10 . Лещинер Л. Н., Федоренко Т. П. — МиТОМ, 1982, № 3, с.
33—36.
11. Лещинер Л. Н. — МиТОМ, 1983, № 8, с. 43—44.
12. Чистяков Ю. Д., Мальцев М.В. — В кн.: Легкие сплавы. М.:
Изд-во АН СССР, 1958. 289 с.
13. Петров Д. А. Вопросы теории сплавов алюминия. М.; Металлург-
издат, 1951. 256 с.
14. Mondolfo L. F. Aluminium alloys, structure and properties. Batten-
worth, 1976, 639 p.
15. Staley J. T. — Metals Engineering quarterly, 1976, v. 16, № 2,
p. 52—58.
16. Семенов A. E„ Сетюков О. A.—Технология легких сплавов,
1972, № 6, с. 6—10.
17. Алюминий: Пер. с англ. М.: Металлургия, 1972. 661 с.
18. Hansen М. und Dreier К.—Z.Z.f.m., 1938, Bd 30, № 2, S. 121—127.
19. Hansen M. und Dreier K-—Z.z.f.14, 1939, Bd 30, № 6, S. 55—58.
20. Thomson D. S., Levy S. A. — Light Metal Age, 1977, v. 35, № 7,
p. 11—15.
21. Лашко FI. Ф., Лашко-Авакян С. В. Свариваемые легкие сплавы.
М.: Судпромгиз, 1960. 297 с.
22. Speidel М. О., Hyatt М. V. — Advances in Corrosion Science and
Technology, 1972, v. 2, p. 115—135.
23. Dean W. A. — Aluminum, VIASM Metal Park, Ohio, 1967, v. 1,
p. 163.
24. Eborall О. M. — Journal Inst, of Metals, 1949, v. 76, p. 187—202.
25. Bresson I., Renourd M.—Technique de Sciense Aeronautiques et
Spatiaces, 1963, № 3, p. 223—236.
26. Ламихов Л.К., Самсонов Д. A. — ДАН, 1964, г. 156, № 1, с.
61—65.
27. Лещинер Л. Н., Федоренко Т. П., Блинникова Н. А. — МиТОМ
1983, № 3, с 52—54.
28. Новиков И. И. Термическая обработка металлов. М.: Металлур-
гия, 1978. 391 с.
29. Фридляндер И. Н., Лещинер Л. Н„ Латушкина Л. В., Федорен-
ко Т. П. — В кн.: Проблемы металловедения цветных сплавов. М.: Нау-
ка, 1978, с. 158—166.
30. Романова О. А. Алюминиевые сплавы. Т.4. Промышленные
деформируемые, спеченные и литейные алюминиевые сплавы: Справоч-
ное руководство/Под ред. Квасова Ф. И., Фридляндера И. Н. М.: Ме-
таллургия, 1972, с. 109—123.
31. Wilson К. N., Moore D. М., Forsyth Р. I. Е.—J. Inst, of Metals,
1967, v. 95, № 6, р. 177—183.
32. Локтионова Н. А. — Изв. АН СССР. Металлургия и горное де-
ло, 1964, № 1, с. 85—91.
33—834
513
33. Шилова Е. И., Амбарцумян С. М., Югов В. В. Алюминиевые
сплавы. Вып. 5. Конструкционные сплавы. М.: Металлургия, 1968,
с. 264—283.
К г л а в е IV
1. Дриц М. Е„ Бочвар Н. Р., Каданер Э. С. и др. — Диаграммы
состояния систем на основе алюминия и магния. М.: Наука, 1977, с
130—134.
2. Захаров А. М. Промышленные сплавы цветных металлов. М.:
Металлургия, 1980. 256 с.
3. Фридляндер Ш Н. Высокопрочные алюминиевые деформируемые
сплавы. М.: Оборонгиз, 1960. 288 с.
4. Фридляндер И. Н. Алюминиевые деформируемые конструкци-
онные сплавы М.: Металлургия, 1979. 209 с.
5. МиТОМ, 1983, № 4.
6. Peel С. J., Forsyth Р. J. Е. — Metal Science Journal, 1973, v. 7,
№ 7, p. 121—126.
7. Hyatt M. V. — Alluminio, 1977, Ks 2, p. 81 —100.
8. Мондольфо Л. Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов:
Пер. с англ. М.: Металлургия, 1979. 640 с.
9. Герчикова Н. С. Тонкая структура и коррозионное растрески-
вание алюминиевых сплавов. М.: Металлургия, 1982. 128 с.
10. Елагин В. И. Легирование деформируемых алюминиевых спла-
вов переходными металлами. М.: Металлургия, 1975. 248 с.
11. Алюминиевые сплавы. Структура и свойства полуфабрикатов
из алюминиевых сплавов: Справочник/Под ред. В. А. Ливанова. М.:
Металлургия, 1971. 352 с.
12. Schmidt J., Neswald М. G. — Space Aeronaut, 1968, v. 50, № 5,
p. 64—70; Markus O. Speidel. — Met. Trans., 1975, A6, № 4, p. 631—651.
13. Кутайцева E. И., Доброжинская P. И., Филиппова 3. Г. — Тех-
нология легких сплавов, 1970, № 4, с. 49—52.
14. Новиков И. И., Семенов А. Е., Сетюков О. А. Золоторев-
ский В. С. — В кн.: Металловедение и технология легких сплавов. М.:
Наука, 1976, с. 39—46.
15. Фридляндер И. Н., Сенаторова О. Г., Жегина И. И., Новосиль-
цева Н. И. — ФХММ, 1982, № 1, с. 3—10.
16. Телешов В. В., Козловская В. П., Галацкий Б. Д. — В кн.: Ме-
талловедение и литье легких сплавов. М.: Металлургия, 1977, с. 118—
128.
17. Кутайцева Е. И., Петрова А. А., Филиппова 3. Г. и др. — Тех-
нология легких сплавов, 1970, № 5, с 133.
18. МиТОМ, 1982, № 3.
19. Дриц М. Е., Гук Ю. Г., Герасимова Л. П. Разрушение алю-
миниевых сплавов. М.: Наука, 1980. 220 с.
20. Гордеева Т. А., Жегина И. П. Анализ изломов при оценке на-
дежности материалов. М.: Машиностроение, 1978. 200 с.
21. Кишкина С. И. Сопротивление разрушению алюминиевых спла-
вов. М Металлургия, 1981. 280 с.
22. Ткаченко Е. А., Сандлер В. С., Жегина И. П. — МиТОМ, 1980,
№ 2, с. 56—58.
К г л а в е V
1. Фридляндер. И. Н. Высокопрочные деформируемые алюминие-
вые сплавы. М.: Оборонгиз, 1960. 291 с.
2. Елагин В. И., Захаров В.В., Дриц А. М. Структура и свойства
сплавов системы А1—Zn—Mg. М.: Металлургия, 1982. 222 с.
514
3. Фридляндер И. Н. Алюминиевые деформируемые конструкцион-
ные сплавы. М.: Металлургия, 1979. 208 с.
4. Елагин В. И. Легирование деформируемых алюминиевых спла-
вов переходными металлами. М.: Металлургия, 1975. 248 с.
5. Фридляндер И. Н., Зайцева Н. И. — В кн: Алюминиевые дефор-
мируемые сплавы. М.: Машиностроение, 1964, вып. 3, с. 51.
6. Fiorini Р., Conserva М. — Aluminio, 1972, v. 41, № 10, р. 544—550.
7. Диаграммы изотермического распада раствора в алюминиевых
сплавах/Давыдов В. Г., Захаров В. В., Захаров Е. Д., Новиков И. И.
М.: Металлургия, 1973. 150 с.
8. Спиридонов В. Б., Власова Т. А., Иорданский В. Н. — В кн.:
Алюминиевые сплавы. Вып. 5. Конструкционные сплавы. М.: Металлур-
гия, 1968, с. 46—61.
9. Chen С., Juddi G. — Metalurgical Transaction, 1978, v. 9A,
№ 4, p. 553—559.
10. Фридляндер И. H. —МиТОМ, 1965, № 8, с 43—48.
11. Schoer Н., Gruhl W.— Metall, 1966, № 3, S. 222—225.
К г л а в e VI
1. Лужников Л. П. Деформируемые алюминиевые сплавы для ра-
боты при повышенных температурах. М.: Металлургия, 1969. 290 с.
2. Романова О. А. Новый жаропрочный деформируемый алюмини-
евый сплав Д20. М.: ВИНИТИ АН СССР, 1958. 30 с.
3. Харитонова Л. Д. Исследование механизма влияния некоторых
легирующих элементов на жаропрочность алюминиевых сплавов. М.:
ЦИИНцветмет, 1958. 42 с.
4. Леринман Р. М., Комарова М. Ф., Добаткин В Н., Коропен-
ко Е. А. — В кн.: Исследования по жаропрочным сплавам. М.: Изд-во
» АН СССР, 1959, вып. 4, с. 41—44.
о 5. Колобнев И. Ф. Жаропрочность литейных алюминиевых спла-
Ij bob. М.: Металлургия, 1973. 320 с.
6. Козловская В. П., Лашко С. В., Карпович Ю. М., Орлова В. А. —
В кн.: Алюминиевые и магниевые сплавы. М.: Оборонгиз, 1959, с. 159—
170.
7. Елагин В. И. — В кн.: Металловедение легких сплавов. М.: Наука,
1965, с. 54—64.
8. Изв. АН СССР. Металлы, 1967, № 6, с. 201—204.
9. Петров Д. А. Вопросы теории сплавов алюминия. М.: Металлург-
издат, 1951. 256 с.
10. Колачев Б. А. — Труды/МАТИ. М.: Оборонгиз, 1958, т. 31, с.
172.
11. Юм-Розери В., Христиан Дж., Пирсон В. Диаграммы равнове-
сия металлических систем: Пер. с англ. М.: Металлургиздат, 1956.
400 с.
12. Колобнев И. Ф. Жаропрочность литейных алюминиевых сплавов.
М.: Металлургия, 320 с.
13. Фридляндер И. Н. Алюминиевые сплавы. М.: Знание, 1956. 65 с.
14. Шилова Е. Н., Никитаева О. Г., Амбарцумян С. М., Скач-
ков Ю. Н.— В кн.: Металловедение легких сплавов. М.: Наука, 1965,
с. 78—87.
15. Эдельман Н. М„ Старостина 3. И., Козловская В. П. и др. Алю-
миниевые сплавы. Вып. 6. Деформируемые сплавы. М.: Металлургия,
1969, с. 82—84.
16. Лашко Н. Ф., Лашко — Авакян С. В. Свариваемые легкие спла-
вы. М.: Судпромгиз, 1960. 297 с.
33* 515
17. Алюминиевые сплавы при низких температурах. Пер. с англ.
/Под ред. Фридляндера И. Н., М.: Металлургия, 1967. 296 с.
18. Колачев Б. А., Ливанов В. А., Елагин В. И. Металловедение и
термическая обработка цветных металлов и сплавов. М.: Металлургия,
1972, с. 134—138.
19. Козловская В. П„ Лашко С. В., Карпович Ю. М... Орлова В. А. —
В кн.: Алюминиевые и магниевые сплавы. М.: Оборонгиз, 1959, с. 159—
20. Виноградова Н. М„ Старостина 3. И., Иванова Т. В. — В кн.:
Структура и свойства полуфабрикатов из алюминиевых сплавов. М.:
Металлургия, 1974, с. 139—156.
21. Лужников Л. П. Деформируемые алюминиевые сплавы для ра-
боты при повышенных температурах. М.: Металлургия, 1965. 290 с.
22. Романова О. А.— В кн.: Алюминиевые сплавы. Вып. 4. М.: Ме-
таллургия, 1966, с. 32—37.
23. Hardy Н K. — J. Inst. Metals, 1951, v. 80, р. 483; 1950, v. 78,
№ 2, р. 169; 1951, v. 78, № 6, р. 657.
24. Liddiard Е. А. — Product Engineering, 1955, v. 26, № 1, р. 192.
25. Liddiard Е. A., Hardy Н. Д. — Metal Treatment, 1956, v. 23, № 125,
p. 67.
26. Hardy H. K. — J. Inst Metals, 1955, v. 83, № 7, p. 337.
27. Silcock I. M. e. a. — J. Inst. Metals, 1955, v. 84, p. 23.
28. Фридляндер И. H. — В кн.: Металловедение алюминия и его
сплавов. М.: Металлургия, 19, с. 291—316.
29. Фридляндер И. Н. — МиТОМ, 1965, № 8, с. 43—48; 1970, № 1
с. 2—5.
30. Gerold V, —Z. Metallkunde, 1954, Bd 45, № 10, S. 593.
31. Freise E. I., Kelly A., Nicholson R. B. — Acta Metallurg., 1961,
v, 9. № 3, p. 250.
32. Шашков О. Д., Буйнов Н. Н. — ФММ, 1962, вып. 14, с. 848.
33. Dorn I. Р., Pietrokowsky Р., Tietz Т. Е. — J. Metals, 1950, v. 188,
№ 7, р. 933.
34. Вол А. Е. Строение и свойства двойных металлических систем.
Т. 1, М.: Физматгиз, 1959, 608 с.
К главе VII
1. Hardy Н. К., Silcock J. М. — J. Inst, of Metals, 1956, v. 84, № 11,
p. 423—426.
2. Фридляндер И. H„ Шамрай В.Ф. — В кн.: Деформируемые
алюминиевые сплавы. М.: Оборонгиз, 1961, с. 24—30.
3. Silcock J. М. — J. Inst, of Metals, 1960, v. 88, № 8, p. 357—362.
4 Арчакова 3 H., Романова О. А., Фридляндер И. Н. — Изв. АН
СССР. ОТН. Металлургия и топливо, 1960, № 4, с. 106—108.
5. Фридляндер И. И., Романова О. А., Арчакова 3. Н,— В кн.: Алю-
миниевые сплавы. Вып. 4. М.: Металлургия, 1966, с. 5—14.
6. Свидерская 3. А., Каданер Э С., Т уркина НИ. — Изв. АН СССР.
Металлы, 1967, № 2, с. 183—188.
7. Падежнова Е. М. — Изв. АН СССР. Металлы, 1965, № 3, с. 182—
186.
8. Лужников Л. П. Деформируемые алюминиевые сплавы для ра-
боты при повышенных температурах. М.: Металлургия, 1965. 290 с.
9. Вол А. Е. Строение и свойства двойных металлических систем.
М.: Физматгиз, 1959. 755 с.
10. Романова О. А. Новый жаропрочный деформируемый алюмини-
евый сплав Д20. М.: ВИНИТИ АН СССР, 1958. 30 с.
516
II. Фриндляндер И. Н., Романова О. А., Арчакова 3. Н. — Изв.
АН СССР. ОТН. Металлургия и топливо, 1962, № 3, с. 82—85.
12. Фриндляндер И. Н. Алюминиевые деформируемые конструкци-
онные сплавы. М.: Металлургия, 1979. 208 с.
13. Шамрай Ф. И. Литий и его сплавы. М.: Изд-во АН СССР, 1952.
179 с.
14. Jones IV. R. D., Das Р. P.—J. Inst. Met., 1959—1960, v. 88,
p. 435—438.
15. Фридляндер И. H., Шамрай В. Ф., Ширяева Н. В. — Изв. АН
СССР. Металлы, 1969, № 2, с. 153—156.
16. Levinson D. IV., McPherson D. J. — Trans. ASM, 1956, v. 48,
p. 689.
17. Фридляндер И. H., Сандлер В. С., Никольская Т. И. — МиТОМ
1971, № 5, с. 2—5.
18. Фридляндер И. Н., Сандлер В. С., Никольская Т. И. — ФММ,
1971, т. 32, вып. с. 767—774.
19. Фридляндер И. Н., Амбарцумян С. М., Ширяева Н. В., Габидул-
лин Р. М. — МиТОМ, 1968, № 3, с. 50—52.
20. Фридляндер И. Н., Колпачев А. А., Габидуллин Р. М., Ширя-
ева Н В. — МиТОМ, 1969, № 2, с. 18—20.
21. Алюминиевые сплавы. Металловедение алюминия и его сплавов.
/Под ред. Фридляндера И. Н. М.: Металлургия, 1971. 352 с.
К главе VIII
1. Фридляндер И. Н., Яценко К- П., Семенова 3. Г. и др. — МиТОМ,
1965, № 3, с. 2—5.
2. Хансен М., Андерко И. К. Структура двойных сплавов. Т 1: Пер.
с англ. М.: Металлургия, 1962. 608 с.
3. Nishi S., Shinoda Т.— Ligh Metals (Japan), 1966, v. 16, № 4(78),
p. 5—8.
4. Нагорская H. Д., Гольденберг А. Э., Новоселова А. В. и др. —
Изв. АН СССР. Металлы, 1966, № 5, с. 137—147.
5. Локшин Ф. Л., Шаханова Г. В., Агеева А. Г. и др. — МиТОМ,
1966, № 9, с. 59—61.
6. Локшин Ф. Л., Коробов О. С.-—В кн.: Металловедение и терми-
ческая обработка. Вып. V. М.: Машиностроение, 1968, с. 12—16. .
7. Feller Kniepmeir М., Detert К., Thornes L. Z., — Metallkunde,
1964, Bd 55, № 2, S. 83.
8. Фомин К- H., Фридляндер И. Н., Яценко К. П и др. — МиТОМ,
1367, № 2, с. 12—16.
9. Рязанцев В. И., Фоканов А. Н., Федосеев В. А., Курочко Р. С. —
Автоматическая сварка, 1981, № 2, с 68—70.
10 Фоканов А. Н, Курочко Р. С., Пастух М. И. — Сварочное про-
изводство, 1982, № 9, с. 22—24.
К главе IX
1. Фридляндер И. Н., Истрин М. А., Гольдбухт Г. Е. — В кн.: Алю-
миниевые сплавы. Вып. 3. М.: Машиностроение, 1964, с 326.
2. Гольдбухт Г. Е., Мальцева Л. И., Шильмейстер Б. Д. — В кн.:
Алюминиевые сплавы. Вып. 4. М.: Металлургия, 1966, с. 307—312.
3. Производство деформированных полуфабрикатов из вторичных
алюминиевых сплавов. М„ ЦНИИИ, 1968, 92 с.
4. Березин Л. Г., Ананьин С. Н., Цыплухин И. Л. — Технология лег-
ких сплавов, 1972, № 3, с. 49—51.
5. Ананьин С. Н. — В кн.: Легкие сплавы в народном хозяйстве.
М.: ОНТИ БИАМ, 1975, с. 194.
517
6. Гольдбухт Г. Е. — В кн.: Легкие сплавы в народном хозяйстве.
М.: ОНТИ ВИАМ, 1975, с. 220.
7. Шадрин Г. Г., Гольдбухт Г. Е., Костылев В. П.— Технология лег-
ких сплавов, 1982, № 5, с. 37—41.
К г л а в е X
1. Zeerleder A. Z.—Metallkunde, 1950, Bd 41, s. 228.
2. Zeerleder A. Z. — Metallkunde, 1955, Bd 46, s. 809.
3. Irmann R. —Aluminium, 1957, Bd 33, s. 150.
4. Степанова M. Г., Лекаренко E. M., Сарулъ Л. А. и dp. — В кн.:
Тсплопрочный материал из спеченной алюминиевой пудры (САП)/Под
ред. Фридляндера И. Н., Матвеева Б. И. М.: Оборонгиз, 1961, с. 17—21.
5. Алюминиевые сплавы. Вып. 2./Под ред. Фридляндера И. И.
Оборонгиз, 1963. с. 231.
6. Алюминиевые сплавы. Вып. 5./Под ред. Фридляндера И. Н. Мд
Металлургия, 1967. 198 с.
7. Литвинцев А. И., Арбузова Л. А. — Порошковая металлургия,
1967, № 1, с. 1—13.
8. Алюминиевые сплавы. Вып. 4. Жаропрочные и высокопрочные
сплавы/Под ред. Фридляндера И. Н. М.: ДАеталлургия, 1966. 352 с.
9. Литвинцев А. И., Цабров Н. Д. Дегазация алюминиевых порош-
ков. М.: ЦНИИНцветмет, 1970. 28 с.
10. Матвеев Б. И., Степанова М. Г., Балдин В. Д., Родчен-
ков Б. С. —МиТОМ, 1981, № 6, с. 32.
11. Степанова М. Г. — Производственно-технический бюллетень,
1964, № 6, с. 25—27.
12. Фридляндер И. Н., Степанова Л1. Г., Смирнова И. И., Барсу-
ков Н. И. — Металловедение и термообработка, 1971, № 4, с. 13—15.
13. Горелик С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: Ме-
таллургия, 1967.
14. Степанова М. Г., Валяева В. И., Борзунов А. А.— Авиационные
материалы. Вып. 4. Алюминиевые сплавы. М.: ОНТИ, ВИАМ, 1980, с.
86—88.
15. Антонов Е. Г., Бабин Ю. А., Попов А. С. и др. Труды МАТИ.
М.: Машиностроение, 1967, вып. 68, с. 61.
16. Матвеев Б. И., Баранчиков В. М.— МиТОМ, 1982, № 3, с. 45.
17. Фридляндер И. Н. Исследование форм роста кристаллов в за-
висимости от скорости охлаждения. М.: Оборонгиз, 1948. 78 с.
18. Бочвар А. А. Основы термической обработки сплавов. 5-е изд.
М.: Металлургиздат, 1940. 298 с.
19. Фридляндер И. Н., Холънова В. И. — В кн.: Металлургические
основы литья легких сплавов. М.: Оборонгиз, 1957. 394 с.
20. Фридляндер И. Н. — ДАН СССР, 1955, т. 104, № 3, с. 429.
21. Falkenhagen G., Hof man W.— Z. Metallkunde, 1952, Bd 43,
No 3, s. 69.
22. Буров Л. M., Якунин A. A.—ЖФХ, 1968, № 42, c. 540.
23. Лимина Л. П. — Изв. АН СССР. Металлы, 1968, № 2, с. 147—
152.
24. Варич А. Н., Мокевич Р. В. — Физическая химия, 1973, № 47,
с. 592—593.
25. Кушнерова А. К-> Салли И. В. — Изв. АН СССР. Неорг. химия,
1970, № 6, с. 1868.
26. Варич Н. И., Буров Л. М., Колесниченко К- Е. — Изв. вузов.
Цветная металлургия, 1967, № 3, с. 111—114.
27. Степанова М. Г., Анискина В. И., Федоров В. М. и др. — Тех-
нология легких сплавов. 1977, № 4, с. 56.
518
28. Фридляндер И. Н., Степанова М. Г., Сетюков О. А., Брюхо-
вец А. А. — В кн.: Алюминиевые сплавы. Металлургия, 1968, вып. 5,
с. 226—230.
29. Алюминий: Пер. с англ./Под ред. Туманова А. Т., Квасова Ф. И.,
Фридляндера И. Н., М.: Металлургия, 1972. 663 с.
30. Фридляндер И. И., Степанова М. Г., Брюховец А. А. — В кн.:
Рост и дефекты металлургических кристаллов. Киев: Наукова думка,
1972, с. 49.
31. Фридляндер И. Н., Степанова М. Г., Брюховец А. А. — Порош-
ковая металлургия, 1969, № 3 (75), с. 19—25.
32. Степанова М. Г., Валяева В. И. — Авиационные материалы.
Вып. 4, Алюминиевые сплавы. М.: ОНТИ ВИАМ, 1980, с. 93—97.
33. Ловшенко Ф. Г., Янгг Г. — Порошковая металлургия, 1978,
№ 9, с. 39.
34. Ловшенко Ф. Г., Янгг Г. — Порошковая металлургия, 1978,
№ 10. с. 54.
35. Lowschenko F., Kutner F., Langg G. — Plahssenberichte fur Pol-
vermetallurgie, 1977, No 25, s. 205—213.
36. Матвеев Б. И., Сандлер В. С., Курдюкова Т. А., Гороб-
цов В. Г. — Изв. АН СССР. Металлы, 1981, № 2, 237—239 с.
К главе XI
1. Алюминиевые сплавы. Т. 4. Промышленные деформируемые, спе-
ченные и литейные алюминиевые сплавы./Под ред. Квасова Ф. И., Фрид-
ляндера И. И. М.: Металлургия, 1972. 552 с.
2. Фридляндер И. Н., Клягина И. С., Агарков И. Д. и др. — В кн.:
Алюминиевые сплавы. Вып. 2. Спеченные сплавы. М.: Оборонгиз, 1963,
с. 169—174.
3. Кривенко Р. А., Клягина Н. С., Фридляндер И. Н. и др. — Техно-
логия легких сплавов, 1964, № 5, с. 11—18.
4. Залески Ф. И. Новое в порошковой металлургии. М.: Металлур-
гия, 1970. 112 с.
5. Елагин В. И. Легирование деформируемых алюминиевых сплавов
переходными металлами. М.: Металлургия, 1975. 247 с.
6. Lyle 1. Р., Cebulak W. S. — Metals Engineering quarterly, 1974,
v. 14, № 1, p. 52—63.
7. Фридляндер И. H. Алюминиевые деформируемые конструкцион-
ные сплавы. М.: Металлургия, 1979. 191 с.
8. Фридляндер И. Н., Кривенко Р. А., Чеканов А. Н.—МиТОМ,
1980, № 10, с. 40.
9. Фридляндер И. Н., Кривенко Р. А., Чеканов А. Н. и др. — Авиа-
ционные материалы. Вып. 4. Алюминиевые сплавы. М.: ОНТИ ВИАМ,
1980, с. 105—110.
10. Harry Е. Metal Progress, 1982, v. 122, № 6, р. 47—49.
11. Кривенко Р. А., Кауфман Э. Я., Болотова Н. Е. и др.—
МиТОМ, 1981, № 6, с. 30—32.
12. Фридляндер И. Н. Высокопрочные деформируемые алюминиевые
сплавы. М.: Оборонгиз, 1960. 290 с.
13. Диаграммы изотермического распада раствора в алюминиевых
сплавах: Справочное руководство. М.: Металлургия, 1973. с. 172.
14. Фридляндер И. Н. — ДАН СССР, 1955, т. 104, № 3, с. 429.
15. Фридляндер И. Н., Хольнова В. И. — В кн., Симпозиум по свой-
ствам жидких расплавов. М.: Изд-во АН СССР, 1967, № 5. с. 214.
16. Буров Л. At. — Изв. вузов. Физика, 1964, № 3, с. 34—40.
17. Варич Н. Я.— Изв. вузов. Цветная металлургия, 1967, № 3.
с. 111—114.
519
18. Вульф Б. К. Тройные металлические фазы в сплавах. М.: Ме-
таллургия, 1964. 222 с.
19. Mott N. F., Nabarro F. R. — Conferense on Strength of Solids
Phys. Soc., 1948, p. 1.
20. Mott N. F. — Imperfections in Nearly Perfect Crystals. N. Y.,
John Willey and Sons, 1952. 173 p.
21. Арчакова 3. H., Кириллова Л. А., Блинникова H. A. — МиТОМ,
1982, № 3, c. 48.
22. Кривенко P. А., Кузнецова E. А., Фридляндер И. H. Спеченные
алюминиевые сплавы/Под ред. Фридляндера И. Н., М.: Оборонгиз, 1961,
с. 118—122.
23. Степанова М. Г., Валяева В. И., Герчикова Н. С., Пархомен-
ко Н. А, — МиТОМ, 1983, № 7, с. 22—25.
К гл а в е XII
1. Panseri Е., Paganelli.— М. Aluminio nuova metulurgia, 1966,
v. 35, № 7, р. 325—330.
2. А. с. 143234/(СССР)/Фридляндер И. Н., Клягина Н. С., Кривен-
ко Р. А. Опубл, в Б. И., 1961, № 23, с. 59.
3. А. с. 664750 (СССР) /Фридляндер И. Н., Клягина Н. С., Гордее-
ва Г. Д. — Опубл, в Б. И., 1979, № 20.
4. А. с. 146948 (СССР) /Фридляндер И. Н., Клягина Н. С., Кривен-
ко Р. А. — Опубл, в Б. И., 1962, № 9, с. 53.
5. А. с. 154670 (СССР)/Фридляндер И. Н., Клягина Н. С., Кривен-
ко Р. А. — Опубл, в Б. И., 1963, № 10, с. 50.
6. Фридляндер И. Н. Алюминиевые сплавы. Вып. 5. Конструкцион-
ные сплавы. М.- ДАеталлургия, 1963, с. 181.
7. Алюминиевые сплавы. Т. 4. Промышленные деформируемые, спе-
ченные и литейные алюминиевые сплавы/Под ред. Квасова ф. И., Фрид-
ляндера И. Н. М.: Металлургия, 1972. 552 с.
К г л а в е XIII
1. Toth S. G., Brentnail W. D., Menke G. D. — J. Metals,. 1972,
v. 24, № 12, p. 19—25.
2. Camahost I. L., Krukonis V. I., Wawner F. E. — SAMPE Quart,
1975, v. 6, № 4, p. 40—43.
3. lacob B. A. — Ceramic Bulletin, 1973, v. 52, № 12, p. 896—897.
4. Interavia Air Lett., 1976, v. 8558, № 4, p. 12.
5. Iron Age, 1970, v. 205, № 5, p. 60—61.
6. Фридляндер И. H., Юдина С. А., Коновалова H. А., Курси-
ков Ю. Я. —МиТОМ, 1978, № 10, с. 36—39.
7. AAetallurgical Transactions, 1978, v. 9А, № 5, р. 692—711.
8. Портной К. И., Заболоцкий А. А., Турченков В. А. — Порошковая
металлургия, 1978, № 10, с. 49—55.
9. Овчинский А. С., Заболоцкий А. А., Билсагаев Н. К, Копь-
ев И. М. — Порошковая металлургия, 1982, № 5, с. 41—45
10. Заболоцкий А. А. — Порошковая металлургия, 1982, № 5, с.
41—45.
11. А. с. 679612 (СССР) /Салибеков С.Е., Русин Н. Н., Сахаров В. В.
и др. — Опубл, в Б И., 1979, № 30.
12. Чубаров В. М., Салибеков С. Е., Сахаров В. В. и др. — Порош-
ковая металлургия, 1982, № 4, с. 75—79.
13. Amatean М. F. — J. Compos Mater., 1976, № 10, р. 279—296.
14. Ohsaki Т., loshida М., а.о. — Thin solids films, 1977, v. 45,
p. 563—568.
520
15. Заболоцкий А. А., Салибеков С. Е. — МиТОМ, 1978, № 10,
с. 49—52.
16. Hoover W. R.—J. Compos. Mater, 1977, v. 11, № 1, p. 17—29.
17. Pfeifer W. H. — Hybrid and Select metal—matrix composites,
1977, Ch 6, p. 159—255.
18. Фридляндер И. H., Юдина С. А., Коновалова Н. А., Ку рей-
хов Ю. Я. —МиТОМ, 1978, № 10, с. 36—39.
19. Фридляндер И. Н, Северденко В. П„ Юдина С. А. и др.—
В кн.: Волокнистые и дисперсно-упрочненные композиционные материа-
лы. М.: Наука, 1976, с. 128—132.
20. Doyal F. — Scientific and Technical Aerospace Reports, 1976,
v. 14, № 10, p. 2.
К г л а в e XIV
1. Бочвар А. А. Металловедение. M.: Металлургиздат, 1956. 495 c.
2. Курдюмов Г. В., Ильина В. И., Крицкая В. К., Лысак Л. И.—
В кн.: Проблемы металловедения и физики металлов. Вып. 4. М.: Ме-
таллургия, 1955, с. 339—360.
3. Кишкин С. Г— ДАН СССР, 1954, т. 95, № 4, с. 789—795.
4. Петров Д. А. Вопросы теории сплавов алюминия. М.: Оборонгиз,
1951, 256 с.
5. Паркер Э. Р., Хэллетт Т. X. — В кн.: Структура металлов и свой-
ства: Пер. с англ. М.: ДАеталлургпя, 1957, с. 36—75.
6. Теория ползучести и длительной прочности/Одина И. А., Ивано-
ва В. С., Бурдукский В. В., Геников В. Н. М.: Металлургиздат, 1959,
488 с.
7. Корнилов И. И. Физико-химические основы жаропрочности спла-
вов. М.: Металлургия, 1973. 514 с.
8. Буйнов И. Н., Захарова Р. Р. Распад пересыщенных металли-
ческих твердых растворов. М.: Металлургия, 1964. 143 с.
9. Келли П., Никлсон Р. Дисперсионное твердение: Пер. с англ. М.:
Металлургия, 1965. 300 с.
10. Колобнев И. Ф. Жаропрочность литейных алюминиевых сплавов.
М.: Металлургия, 1973. 320 с.
II. Аристова Н. А., Колобнёв И. Ф. Термическая обработка литей-
ных алюминиевых сплавов. М.: Металлургия, 1977, 143 с.
12. Силаева В. И. Алюминиевые сплавы. Вып. 1. Литейные сплавы/
/Под ред. Фридляндера И. Н. М.: Оборонгиз, 1963, с. 81.
К г л а в е XV
1. Колобнев И. Ф.,Крымов В. В., Мельников А. В. Справочник ли-
тейщика: Цветное литье из легких сплавов. М.: Машиностроение,
1974. 415 с.
2. Колобнев И. Ф. Жаропрочность литейных алюминиевых сплавов.
М.: ЛАеталлургия, 1973. 319 с.
3. Черкасов В. В., Постников И. С., Должанский Ю. М., Костю-
нин В. И. — МиТОМ, 1975, № 6, с. 50—54.
4. Альтман М. Б., Строганов Г. Б., Постников Н. С. — В кн.: Ме-
талловедение цветных металлов и сплавов. М.: Наука, 1978, с. 177—181.
5. Альтман М. Б., Постников Н. С. — В кн.: Проблемы металлове-
дения цветных сплавов: Сб. статей к 75-летию А. А. Бочвара. М.: Наука,
1978, с. 78—83.
6. Постников И. С. Высокогерметичные алюминиевые сплавы. М.:
Металлургия, 1972. 160 с.
521
7. Альтман М. Б. Металлургия литейных алюминиевых сплавов. М.:
Металлургия, 1972. 152 с.
8. Глазунов С. Г., Спекторова С. И. Технологические свойства ли-
тейных алюминиевых сплавов. М.: Оборонгиз, 1950. 127 с.
9. Постников Н. С., Захаров А. 3. — Литейное производство, 1964,
№ 12, с. 12—14.
10. Бойко Н. Ф., Постников Н. С., Черкасов В. В. — Литейное про-
изводство, 1976, № 7, с. 18—21.
11. Постников И. С. Упрочнение алюминиевых сплавов и отливок.
М.: Металлургия 1983. 156 с.
12. Добаткин В. И., Габидуллин Р. М., Колачев В. А., Макаров Г. С.
Газы и окислы в алюминиевых деформируемых сплавах. М.: Металлур-
гия, 1976. 262 с.
13. Простаков А. А., Столов М. Я. — Литейное производство, 1974,
№ 8, с. 19—20.
14. Постников Н. С., Черкасов В. В. Прогрессивные методы плавки
и литья алюминиевых сплавов. М.: Металлургия, 1973. 224 с.
15. Лихачев Р. Б. — Литейное производство, 1976, № 10, с. 15—17.
16. Василевский X. Г., Альтман М. Б., Постников Н. С. — Литейное
производство, 1973, № 3, с. 25—27.
17. Баландин Г. Ф. Основы теории формирования отливок. 4.1. М.:
Машиностроение, 1976. 327 с.
18. Тимофеев Г. И. Механика сплавов при кристаллизации слитков
и отливок. М.: Металлургия. 1977. 160 с.
19. Уваров В. М., Постников Н. С., Тихонов А. А., Носков Ю. Д.—
Литейное производство, 1978, № 8, с. 21—23.
К г л а в е XVI
1. Вол А. Е. Строение и свойства двойных металлических систем.
Т. 1. М.: Физматгиз, 1959. 608 с.
2. Гринь А. В., Павлов В. А., Перетурина И. А. — ФММ, 1957, т. 5,
№ 3, с. 29.
3. Воронов С. М. Избранные труды по легким сплавам. М.: Оборон-
гиз, 1957. 179 с.
4. Гудченко А. П. — Науч. тр./МАТИ. М.: Оборонгиз, 1951, вып. 11,
с. 38.
5. Шаров М. В. Алюминиевые и магниевые сплавы для фасонного
литья. М.: ЛАашгиз, 1951. 165 с.
6. Белоусов Н. Н., Егорова В. А. Новое в теории и практике ли-
тейного производства. М.: Машгиз, 1957. 38 с.
7. Белоусов Н. И. Термическая обработка отливок из алюминиевых
сплавов. Л.: ЛДНТП, 1960. 32 с.
8. Белоусов Н. И., Михеева Е. И., Сарафанова М. Н. Новые ли-
тейные алюминиевые сплавы. Л.: ЛДНТП, 1964. 35 с.
9. Белоусов Н. Н. Литейные алюминиевые сплавы. М.: Оборонгиз,
1961. 163 с.
10. Гудченко А. П. — Труды/МАТИ. М.: ЛАашиностроение, 1966,
вып. 67, с. 79.
11. Белоусов Н. Н., Колесникова В. С. — В кн.: Экономия дефицит-
ных цветных сплавов. Часть вторая. Л.: ЛДНТП, 1961, с. 29.
12. Колобнев И. Ф. Термическая обработка алюминиевых сплавов.
М.: Металлургиздат, 1961. 412 с.
13. Горелик Р. Н., Крюкова А. М. Прогрессивная технология в ли-
тейном производстве. Л.: Лениздат, 1956. 45 с.
14. Никитина М. Ф., Гаврилюк В. В. — Технология легких сплавов,
1977, № 2, с. 10—13.
522
15. Полянский В. М., Ковтанюк Т. Д., Карпов В. И. и др.—
МиТОМ, 1982, № 9, с. 62—64.
16. Абрамов A. А., Белоусов Н. Н., Гаврилюк В. В. и др. — Новые
литейные алюминиевые сплавы. Л.: ЛДНТП, 1983. 38 с.
17 Белоусов Н. Н., Кашевник Л. Я. — В кн.: Тепловые процессы в
отливках и формах. М.: Наука, 1972, с. 60—71.
К главе XVII
1. Алюминиевые сплавы. Т. 4. Промышленные деформируемые, спе-
ченные и литейные алюминиевые сплавы: Справочник/Под ред. Квасо-
ва Ф. И., Фридляндера И. Н. М.: Металургия, 1972.
2. Фридляндер И. Н. Алюминиевые деформируемые конструкцион-
ные сплавы. М.: Д1еталлургия, 1979. 208 с.
3. Кишкина С. И. Сопротивление разрушению алюминиевых спла-
вов. М.: Металлургия, 1981. 279 с.
4. Методические указания: Определение характеристик вязкости раз-
рушения (трещиностойкости) при статическом нагружении.
РД 50—260—81. М.: Издательство стандартов, 1982. 55 с.
5. Методические указания: Определение характеристик трещиностой-*
кости (вязкости разрушения) при циклическом нагружении.
РД 50—345—82. М.: Издательство стандартов, 1983. 95 с.
6. Кудряшов В. Г., Смоленцев В. И. Вязкость разрушения алюми-
ниевых сплавов. М.: Металлургия, 1976. 295 с.
7. Черепанов Г. П. Механика хрупкого разрушения. М.: Наука,
1974. 640 с.
8. Алюминиевые сплавы при низких температурах. Пер. с англ./
Под ред. Фридляндера И. Н. М.: Металлургия, 1967. 292 с.
9. Механические свойства конструкционных материалов при низких
температурах. Пер. с англ./Под ред. Фридляндера И. Н. М.: Металлур-
гия, 1983. 429 с.
10. Фридляндер И. Н. Высокопрочные деформируемые алюминиевые
сплавы. М.: Оборонгиз, 1960. 290 с.
И. Фридляндер И. Н., Романова О. А., Непомнящая Э. 3., Боров-
ских С. Н. — В кн.: Алюминиевые сплавы. Вып. 7. М.: ОНТИ ВИАМ,
1975, с. 3—11.
12. Фридляндер И. Н., Непомнящая Э. 3., Хацинская И. М. — В кн.:
Конструкционные и жаропрочные материалы для новой техники. М.:
Наука, 1978, с. 248—256.
К г л а в е XVIII
1. Вол П. Е. Строение и свойства двойных металлических систем.
Т. 1. М.: Физматгиз, 1959. 755 с.
2. Taylor С. S. — Metalsand Alloys, 1938, v. 9, р. 189—197.
3. Nix F. С. — Phys. Rev., 1941, v. 60, p. 597—605.
4. Нусс И. П„ Фридляндер И. H. Жаропрочные и высокопрочные
сплавы. Вып. 4. М.: Металлургия, 1966. 327 с.
5. Huzan Е. S. — Phil. Mag., 1961, v. 6, р. 61—68.
6. Rubin Т. J.—Am. Chem. Soc., 1954, v. 76, p. 5289—5293.
7. Фридляндер И. H., Непомнящая Э. 3., Романова О. А. и др —
Конструкционные и жаропрочные материалы для новой техники. М.:
Наука, 1978. 345 с.
8. Andrews R. А. — Phys. Rev., 1951, v. 84, р. 995—996.
9. Handbook of ThermOphysieal Properties of Solid Materials Ele-
ments. V. 1. Pergamon Press, 1961. 250 p.
523
10. Hase R., Heierberg R., Walkenhorst U. M. — Aluminium, 1960,
v. 22, p. 631—639.
11. Физико-химические свойства элементов: Справочник/Под ред.
Самсонова Г. В. Киев: Наукова думка, 1965. 807 с.
12. Aluminium und Aluminiumlegierungen. Springer Verlag, 1965,
p. 526-532.
13. Физика тонких пленок. T. II.: Пер. с англ./Под ред. Хасса Г.,
Тупа Р. Э. М.: Мир, 1967. 395 с.
К г л а в е XIX
1. Акимов Г. В. Теория и методы исследования коррозии металлов.
М.: Изд-во АН СССР, 1945. 350 с.
2. Pourbaix М. Atlas d’Equilibres Electrochiniques. Paris. Granthier-
Villards, 1963. 420 p.
3. Алюминиевые сплавы. T. 4. Промышленные деформируемые, спе-
ченные и литейные алюминиевые сплавы: Справочник. М.: Металлур-
гия, 1972. 552 с.
4. Синявский В. С., Устьянцев В. У. Защита от коррозии бурильных
труб из алюминиевых сплавов. М.: Недра, 1976. 110 с.
5. Батраков В. П. — В кн.: Коррозия и защита металлов. М.: Обо-
ронгиз, 1957, с. 6—35.
6. Батраков В. П. — В кн.: Коррозия и защита металлов. М.: Обо-
ронгиз, 1962, с. 8—81.
7. Ромашов Н. Д., Чернова Г. П. Пассивность и защита металлов
от коррозии. М.: Наука, 1968. 208 с.
8. Колотыркин Я. М. — Труды 3-го Международного конгресса по
коррозии металлов. Т. 1. М.: Мир, 1968, с. 74.
9. Розенфельд И. Л., Персианцева В. П., Зорина В. Е. — Защита
металлов, 1979, № 1, с. 89—93.
10. Колотыркин Я. М. — Защита металлов, 1975, № 11, с. 675—680.
11. Синявский В. С., Вальков В. Д. Коррозия и защита алюминие-
вых сплавов. М.: Металлургия, 1979. 224 с.
* 12. Павлов С. Е. Коррозия дуралюмина. М.: Оборонгиз, 1949. 213 с.
» 13. Алюминий. Д1еталловедение, обработка и применение алюминие-
вых сплавов/Под ред. Туманова А. Т., Квасова Ф. И., Фридляндера
И. Н. М.: Металлургия, 1972. 633 с.
14. Lifka В. W., Sprowls D. О. — Corrosion in Natural Environments,
ASTM, STP 558, 1974, p. 306—333.
15. Розенфельд И. Л. Коррозия и защита металлов. М.: Метал-
лургия, 1970. 448 с.
16. Spidel М. О., Hyatt М. V. — Advances in Corrosion Science and
Technology, 1973, v. 2, p. 115—335.
17. Thompson A. W., Bernstein I. M. — Advances in Corrosion
Science and Technology, Plenum Press, 1980, v. 7, p. 53—176.
18. Фридляндер И. H. Алюминиевые деформируемые конструкцион-
ные сплавы. М.: Металлургия, 1979. 208 с.
19. Синявский В. С., Вальков В. Д. — В кн.: Обработка легких и
жаропрочных сплавов. М.: Наука, 1976, с. 206—207.
20. Dobatkin V. I., Sinyavsky V. S., Ivanenko N. 1. (Добаткин В. И.,
Синявский В. С., Иваненко Н. И.) — Metallic Corrosion Proceadings
8-th International Congress on Metallic Corrosion. Dechema, Frankfut
am Main, 1981, p. 871—876.
21. Rajank, Wallace W. Beddoes, Materials science, 1982, v. 17, № 10,
p. 2817—2820.
524
22. Коррозия: Справочник/Под ред. Шрайера Л. Л. М.: Металлур-
гия, 1981. 632 с.
23. Розенфельд И. Л. Атмосферная коррозия металлов. М.: Изд-во
АН СССР, 1960. 372 с.
24. Фридляндер И. И., Амбарцумян С. М., Ширяева И. В.—
МиТОМ, 1968, № 3, с. 52.
25. Батраков В. И., Каримова С. А., Комиссарова В. С. — Защита
металлов, 1981, № 6, с. 627.
26. Эдельман Н. М., Фридляндер И. Н. Строительные конструкции
из алюминиевых сплавов. М.: Стройиздат, 1962. с. 26—37.
27. Синявский В. С., Иванова И. Г. — Труды 3-го Международного
конгресса по коррозии металлов. Т. 2. М.: Мир, 1969, с. 390.
28. Booth F. — Aluminum, 1962, Н. 4, S. 213.
29. Елагин В. И., Захаров В. В., Березин Л. Г.—Технология лег-
ких сплавов, 1981, № 11-12, с. 15—19.
30. Christodoulon L., Flower И. М.—Hydrogen effects in Metals/Ed.
Bernstein J. H., Thompson A. W., Noran, Wyaming, 1980, p. 492—501.
31. Christodoulon L., Flower H. M. — Acta Metallurgican, 1980, № 4,
p. 481—487.
32. Добаткин В. И., Елагин В. И. Гранулируемые алюминиевые
сплавы. М.: Металлургия, 1981. 176 с.
33. Pickens I. R. — Mater. Science, 1981, v. 16, № 6, p. 1437.
34. Фридляндер И. H. — В кн.: Волокнистые и дисперсионно-упроч-
ненные композиционные материалы. М.: Наука, 1976, с. 129—141.
35. Батраков В. П., Комиссарова В. С., Егорова Н. В. — ТАКТОМ.,
1978, № 10, с. 52.
36. Бакулин А. В., Иванов В. В., Кучкин В. В. — Защита металлов,
1978, № 1, с. 102.
1
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
Алюминий:
чистоты высокой 22
— особой 22
технический 22
Брикетирование 290
— пудры 253
Выделения:
зоны Гинье—Престона (ГП) 8,
12
— Гинье—Престона — Багаряцко-
го (ГПБ) 8, 113
когерентные 149
межфазные 161
метастабильные 13
стабильные 13
Диаграммы:
изотермического превращения
сплавов А1—Zn—Mg 139, 160
состояния систем А1—Си—Li
208, 208
----Al—Си—Mg 88
----Al—Mg—Li 221
----Al—Zn—Mg 156, 157
-----Al—Zn—Mg—Си 122
старения сплавов AK6, АК8 79
------Д16, 103
------ 1205 202
----ВАД23 217
Закалка:
из жидкого состояния 7, 29, 268
критическая скорость 139, 145
на прессе 71, 160
ступенчатый нагрев 344, 348
Коррозия:
контактная 484
контроль методом электропровод-
ности 149, 510
межкристаллитная 479
методы защиты 507
— испытаний 509
общая 509
расслаивающая 480
растрескивание (коррозия под
напряжением) 14, 96, 149, 151,
481, 510
— коэффициент интенсивности
напряжений (пороговый) 510
— механизм 14, 149, 481
— напряжение критическое (по-
роговое) 96, 151, 510
точечная (питтинговая) 478
усталость 483
Б26
Материалы композиционные (КМ):
армирование борным волокном
324
— стальной проволокой 333
армирующие наполнители (упроч-
нители) 312
взаимодействие компонентов 322
матричные сплавы 316
совместимость компонентов 322
углеалюминий 328.
Отливка, герметизация пропиткой
392
— гидропрочность 390
— горячее изостатическое прес-
сование 392
Раствор твердый пересыщенный
29, 132, 268
---- устойчивость 137
Свойства:
механические деформируемых
сплавов, жесткость удельная 424
—-----модуль сдвига 424
------- упругости 424
—-----отношение Св/ао.г 13,424
---------Св/0® (а0,2) 442
------ползучесть 458
------ при кручении 424
--------растяжении двухос-
ном 428, 430
-----------одноосном одно-
кратном 416, 451
-------сжатии 424
--------температуре комнат-
ной 416
----------- низкой 439
-----------повышенной 450
------- прочность восстановлен-
ная 451
------- длительная 458
------- сопротивление смятию
425
--------- срезу 424
------твердость 426
------- усталости предел 417
оптические 468
технологические литейных спла-
вов, герметичность 378
------жидкотекучесть 377
------ склонность к образова-
нию горячих трещин 378
------ усадка линейная 377
физические, период кристалли-
ческой решетки 460
— плотность 466, 469
— расширение линейное 291,459,
473, 475
----тепловое 459
— сопротивление электрическое
36, 465, 475
— степень черноты 476
— теплоемкость 465, 471
— теплопроводность 461, 469
Сплавы:
АБМ (алюминий — бериллий —
магний) 235
авиаль (АВ) 54
вторичные 6, 244
высокомодульные 234, 423
высокопрочные деформир\ емые
121, 207, 416
— литейные 340, 365
— порошковые 278
герметическое 363
гранульные 6, 269, 305
декоративные 10, 72
деформируемые 6, 22
для плакирования 97, 182
дуралюмины 9, 83
жаропрочные деформируемые
109, 207, 451
— литейные 340
— порошковые 252
заклепочные 87, 123, 424
ковочные 73, 109, 123, 421
коррозионностойкие деформиру-
емые 22, 54, 486
— литейные 390
криогенные 12, 169, 439
литейные 6, 340
магналии 7, 37
маркировка 19
матричные 316
низкопрочные деформируемые
416
особой чистоты 84, 125
повышенной пластичности 10,54
— чистоты 125, 191
пониженной плотности 6, 207,
220
порошковые 6, 252
самозакаливаемые 154
САП (спеченная алюминиевая
пудра) 15, 252
САС (спеченный алюминиевый
сплав) 15, 291
свариваемые деформируемые 22,
154, 169
— порошковые 284, 286
сверхлегкие 12, 220
силумины 17, 347, 363
с низким КЛР 16, 290
среднепрочные 12, 416
термически неупрочняемые 22
— упрочняемые 9
чистые 84, ПО
электротехнические 10, 36, 73
Старение:
деформационное 154
двухступенчатое 125, 149, 161
естественное 14
зонное 12
изотермическое 13
искусственное 14
коагуляционное 13
смягчающее 125, 149
стабилизирующее 21
фазовое 13
Трещиностойкость:
коэффициент критический интен-
сивности напряжений при плос-
кой деформации 108, 151, 428,
436
----плоском напряжен-
ном состоянии истинный 427,429
— ---------условный
151, 427, 429
методы оценки 426
прочность остаточная 427
скорость роста трещины уста-
лости (СРТУ) 431, 433
работа разрушения образца с
трещиной удельная 426, 436
циклическая 431
Фаза-упрочнитель 8
СОФИЯ ГАНИЕВНА АЛИЕВА
МОРИЦ БОРИСОВИЧ АЛЬТМАН
СОФЬЯ МАМИКОНОВНА АМБАРЦУМЯН и др.
ПРОМЫШЛЕННЫЕ
АЛЮМИНИЕВЫЕ
СПЛАВЫ
Редактор издательства В. П. Молокова
Художественный редактор Ю. И. Смурыгин
Технический редактор Н. А. Сперанская
Корректоры В. М. Гриднева, Н. П. Собко
ИБ № 2394
Сдано в набор 07.05.84. Подписано в печать 28.08.84. Т-15477. Формат бумаги
84Х108'/з2. Бумага типографская № 1. Гарнитура литературная. Печать высокая.
Усл. печ. л. 27,72. Усл. кр.-отт. 27,72. Уч.-изд. л. 30,26. Тираж 8400 экз. Заказ
№ 834. Цена 2 р. Изд. № 1203.
Ордена Трудового'Красного Знамени издательство «Металлургия», 119857,
Москва, Г-34, 2-й Обыденский пер., д. 14
Владимирская типография Союзполиграфпрома при Государственном
комитете СССР по делам издательств, полиграфии и книжной торговли.
600000, г. Владимир, Октябрьский проспект, д. 7