Термическая обработка алюминиевых сплавов - Колобнев В.Ф.

Author: Колобнев В.Ф.

Tags: металлургия сплавы термическая обработка термическая обработка металлов металлы и сплавы

Year: 1961

Similar

Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов

Гранулируемые алюминиевые сплавы

Промышленные алюминиевые сплавы

Химико-термическая обработка металлов и сплавов

Text

%&> /СоЛоГн.ев
ТЕРМИЧЕСКАЯ
ОБРАБОТКА
ДЛШОЕВЬГА
СПЛАВОЗ
ЕРНИЧЕСКАЯ
ОБРАБОТКА
АЛЮМИНИЕВЫХ
СПЛАВОВ
И. ф. КОЛОБНЕВ
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

ГОСУДАРСТВЕННОЕ
НАУЧНО-ТЕХНИЧЕСКОЕ ИЗДАТЕЛЬСТВО
ЛИТЕРАТУРЫ ПО ЧЕРНОЙ И ЦВЕТНОЙ МЕТАЛЛУРГИИ
Москва 1961
Рецензенты:
Проф., докт. хим. наук В. И. Михеева
Проф., докт. техн, наук М. В. Мальцев
ВИАМ
АННОТАЦИЯ
В книге даны составы, структура, фазовые
превращения и механические рвойства литей-
ных и деформируемых алюминиевых сплавов в
зависимости от условий термической обработ-
ки. Приведены примеры возможных фазовых
составов для неравновесных состояний, кото-
рые могут быть в реальных сплавах в зависи-
мости от условий их производства, и содержа-
ния примесей, а также примеры влияния раз-
личных факторов на степень и скорость распа-
да твердого раствора алюминия, а в некоторых
случаях и порядок образования и превращения
промежуточных фаз в стабильные. Рассмот-
рены вопросы практики термической обработ-
ки алюминиевых сплавов и приведены основ-
ные характеристики оборудования, применяе-
мого при термической обработке алюминие-
вых сплавов.
Книга предназначается для инженерно-тех-
нических работников металлургической, метал-
лообрабатывающей, машиностроительной и
авиационной промышленности, а также может
быть полезна студентам втузов.
• Автор
КОЛОБНЕВ Иван Филиппович
Редактор издательства К. Д. Мишарина
Технический редактор П. Г. Мелентьева
Сдано в производство 2/VII 1960 г. Подписано к печати 12/XI 1960 г.
Бумага 60 X 92716— 13 + 2 вкл. 0,38 = 13,38 бум. л. = 26,75 п. л.
Учет.-изд. л. 26,14 Заказ 506
Т-13343 Тираж 6700 экз.- Цена 15 р. 05 к
С 1. 1 — 1961 г. 1 р. 51 к.
М ет а л л у р г и з д а т
Москва, Г-34, 2-й Обыденский пер., д. 14
Типография Металлургиздата, Москва, Цветной бульвар, д. 30
ПРЕДИСЛОВИЕ
Книга состоит из шести глав. В первой главе приведена клас-
сификация видов термической обработки алюминиевых сплавов.
Во второй описаны составы, структура, свойства литейных алю-
миниевых сплавов и режимы термической их обработки. Третья
глава посвящена деформируемым алюминиевым сплавам (состав,
структура, свойства и режимы термической обработки в зависи-
мости от назначения сплавов). В четвертой главе дана характе-
ристика оборудования, применяемого для термической обработки
алюминиевых сплавов (глава написана совместно с С. А. Фарб-
ман). В пятой главе приведены данные технологии термической
обработки деталей и полуфабрикатов из алюминиевых сплавов.
В шестой главе разобраны виды брака и дефектов, наиболее ча-
сто встречающиеся при термической, обработке деталей и полу-
фабрикатов.
Автор приносит глубокую благодарность рецензентахМ докто-
рам техн, наук В. И. Михеевой и М. В. Мальцеву, чьи замечания
и советы были учтены в книге.
Автор благодарит инж. Р. И. Барбанель и докт. техн, наук
В. И. Добаткина, канд. техн, наук М Б. Альтмана, Е. И. Ши-
лову, Е. Д. Захарова, Л И. Колобневу, Е. И. Кутайцеву,
К. П. Яценко и старших инженеров Н. А. Аристову, Н. С. Гер-'
чикову, С. М. Амбарцумян, Н. Б. Кондратьеву, О. Б. Лотареву,
Г. Я. Мишина, О. А. Романову и Т. И. Смирнову за просмотр от-
дельных частей книги и ряд ценных указаний, инженеров
Н. И. Анашкина, Т. В. Полуденцову за любезное представление
Данных заводской практики.
Поскольку книга по термической обработке алюминиевых
сплавов в таком плане выходит впервые, естественно, она может
иметь недостатки, поэтому автор просит все замечания присылать
в Металлургиздат.
ВВЕДЕНИЕ
В области исследования основных закономерностей измене-
ния свойств и структуры металлических сплавов в зависимости
от температуры исключительно велика роль русских ученых.
Так, например, П. П. Аносов (1799—1851 гг.), наиболее круп-
ный металловед своего времени, впервые (в 1831 г.) применил
микроскоп для изучения структуры металлов, сталей и других
сплавов, чем опередил иностранных исследователей на 30 лет
(лишь в 1863 г. английский ученый Сорби использовал метод
микроскопического исследования структуры металлических спла-
вов. Наряду с другими выдающимися работами (изучение струк-
туры булатов и др.), П. П. Аносову принадлежит приоритет в
разработке метода изотермической обработки стали [1].
Д. К. Чернов (1839—1921 гг.) первый (1868 г.) открыл суще-
ствование критических точек, характеризующих фазовые превра-
щения в стали [2]. Им было показано, что положение этих крити-
ческих точек изменяется в зависимости от скорости охлаждения
и состава стали. Открытия Д. К. Чернова легли в основу совре-
менного учения о термической обработке стали, поэтому вполне
заслуженно его считают отцом металловедения.
Н. С. Курнаков создал новую отрасль науки — физико-хими-
ческий анализ, способствующий глубокому изучению закономер-
ностей изменения свойств сплавов в зависимости от положения
их на диаграммах состояния [3]. Его фундаментальные работы,
относящиеся к изучению структурных изменений и свойств спла-
вов в зависимости от их химического состава, опубликованы еще
в 1906 г. В них приведены систематические исследования изме-
нения свойств в зависимости от состава сплава. Эти данные легли
в основу разработки разных типов диаграмм, например состав —
электропроводность, состав — другие свойства, что оказало огром-
ное влияние на развитие металловедения как науки [4].
Академик А. А. Бочвар занимает ведущее место в области
разработки основных положений термической обработки метал-
лических сплавов, теории жаропрочности и закономерных зави-
симостей технологических свойств цветных сплавов от их соста-
вов. Еще в 1932 г. им создан капитальный труд «Основы терми-
ческой обработки сплавов» [5], а через несколько лет написан
учебник для втузов — «Металловедение», в последнем издании
6
Введение
которого наиболее полно отражено современное учение о метал-
лах и их сплавах [6].
Академик Г. В. Курдюмов внес большой вклад в область изу-
чения диффузионных процессов, сил межатомных связей в кри-
сталлическом теле, природы мартенситных превращений в стали
и других изменений тонкой структуры [7, 8, 9].
Среди выдающихся исследователей в области изучения зави-
симости механических свойств от температуры, особенно ползу-
чести сплавов и явлений релаксации, весьма видное место зани-
мает чл.-корр. АН СССР И. А. Одинг [10, 11, 12].
С. Т. Конобеевский является выдающимся исследователем
природы фазовых превращений в сплавах при их термической
обработке [13, 14, 15].
Своими многолетними и плодотворными работами также ши-
роко известны академики А. А. Байков и Н. Т. Гудцов, чл.-корр.
АН СССР Н. В. Агеев и профессора Н. В. Гевелннг, Н. А. Мин-
кевич, С. С. Штейнберг, И. И. Корнилов, С. Т. Кишкин,
Я. С. Уманский, В. И. Архаров, М. В. Захаров, И. Л. Миркин,
А. П. Гуляев, Г. Б. Лившиц, Ф. И. Шамрай, Ю. А. Багарянкий.
В течение последних двадцати лет Г. Г. Уразов, Д. А. Петров,
Н. Д. Бобовников, А. Ф. Белов, П. Я. Сальдау, С. А. Погодин,
В. И. Михеева, М. И. Захарова, В. А. Ливанов, С. М. Воронов,
В. И. Добаткин, М. В. Мальцев, А. Г. Спасский, К. В. Горев,
М. В. Шаров, Е. М. Савицкий, И. Н. Фридляндер, Л. П. Лужни-
ков, Р. И. Барбанель, Н. Н. Белоусов, Е. И. Кутайцева, Е. И. Ши-
лова, А. М. Корольков, В. И. Елагин, Е. Д. Захаров, Ф. В. Тулян-
кин, М. Б. Альтман, Н. В. Подсечинов и многие другие своими
трудами в области разработки алюминиевых сплавов, технологи-
ческих процессов получения полуфабрикатов и режимов термиче-
ской обработки сплавов, а также изучения фазовых превраще-
ний оказали существенное влияние на развитие советской алю-
миниевой промышленности.
Среди иностранных исследователей следует отметить таких,
как А. Вильм, П. Д. Мерика, М. Гейлер, Е. X. Дикс, Ф. Келлер,
Н. Ф. Беджен, Р. С. Арчер, М. X. Гансен, А. Гинье, Д. Престон,
С. Кокубо, К. Хонда, Юм-Розери, Г. Фрагмен, X. Харди, Д. Закс,
В. Розенхайн, X. Филлипс, А. Гвайер, краткие результаты работы
которых приводятся в данной книге.
Производство изделий и полуфабрикатов из алюминиевых
сплавов развивается быстрее многих других отраслей металлур-
гической промышленности и по объему занимает в настоящее
время первое место среди производства других цветных металлов
и второе — после производства стали и чугуна. В семилетием
плане предусматривается увеличение производства алюминия в
2,8—3 раза.
Однако научно-техническая литература далеко не достаточно
Введение
7
освещает как практические достижения в области технологии
производства и термической обработки алюминиевых сплавов,
так и теоретические исследования в области изучения влияния
химического состава сплавов на их свойства. По термической
обработке алюминия и его сплавов имеется весьма устаревшая
книга Н. Ф. Беджена, выпущенная в 1933 г. [16], брошюра
И. И. Чурикова под ред. В. А. Ливанова, изданная почти двад-
цать лет назад [17], справочник С. М. Воронова и П. П. Градусо-
ва, ‘вышедший в свет в 1936 г. [18], книга В. Д. Туркина и М. В. Ру-
мянцева «Структура и свойства цветных металлов» (изданная в
1947 г.) [19], а также много отдельных статей [20—22] и учебни-
ков [23—26], в которых в сжатой форме освещаются отдельные
вопросы металловедения алюминиевых сплавов.
Вопросам термической обработки новых алюминиевых спла-
вов в технической литературе пока не уделено достаточного вни-
мания. Из имеющихся книг особый интерес представляет книга
Д. А. Петрова, вышедшая в 1951 г. и в основном посвященная
вопросам теории сплавов алюминия [27]. Но в ней недостаточно
приводятся практические данные по термической обработке стан-
дартных сплавов.
Считается общепризнанным, что изменение физико-химиче-
ских и механических свойств алюминиевых сплавов, а также и
эксплуатационных их характеристик изучены более подробно,
чем фазовые превращения, происходящие при термической обра-
ботке. В настоящее время вполне хорошо изучено большинство
двойных диаграмм состояния сплавов и лишь некоторые трой-
ные диаграммы (А1 — Си — Mg; Al — Si — Mg), тогда как основ-
ные алюминиевые сплавы, нашедшие широкое промышленное
применение, принадлежат к более сложным и мало изученным
диаграммам состояния. Необходимо отметить, что фазовые со-
ставы реальных промышленных сплавов в большинстве своем
сильно отличаются от фазового состава тех же сплавов, приго-
товленных в условиях равновесного состояния. Это обусловли-
вается производственными условиями приготовления сплавов.
Поэтому отливки и полуфабрикаты обычно содержат вторые фа-
зы, не соответствующие по составу диаграммам состояния дан-
ного сплава. В книге приведены фазовые составы, наиболее ча-
сто наблюдаемые в промышленных сплавах. Но с методической
точки зрения сочли целесообразным привести формулы фаз, от-
вечающие соответствующим диаграммам состояния.
Особенно мало систематизированы в литературе результаты
исследований процессов упрочнения и разупрочнения сплавов в
связи с применением термической обработки. Также мало опи-
сана зависимость механических и.других свойств от температуры
и времени ее действия, а между тем потребность в этом огром-
ная, так как алюминиевые сплавы находят весьма широкое при-
8 Введение
менение при повышенных температурах. В связи с этим в данной
книге приведены сведения об изменениях механических свойств
сплавов в зависимости от температуры, которые могут служить
справочным материалом для конструкторов, технологов и метал-
ловедов.
За последние годы разработано и успешно внедрено много
новых алюминиевых сплавов, однако составы, свойства и техно-
логия их термической обработки очень мало известны широкому
кругу читателей. Назначение настоящей книги — ознакомить ра-
ботников заводов и институтов с последними достижениями нау-
ки и практики в области изучения структуры, свойств и приме-
нения алюминиевых сплавов.
Она также может быть справочным пособием для инженерно-
технических работников, работающих в области литья и обра-
ботки алюминиевых сплавов.
ГЛАВА I
КЛАССИФИКАЦИЯ ВИДОВ И РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ
ОБРАБОТКИ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Целью термической обработки металлов и сплавов является
изменение их структуры и физико-химических и механических
свойств. В зависимости от природы сплавов, метода изготовле-
ния из них полуфабрикатов и их назначения может быть приме-
нен тот или другой режим термической обработки. Регулируя
скорость нагрева и охлаждения и время выдержки при соответ-
ствующей температуре, можно получать материалы с различны-
ми свойствами.
В промышленности применяются весьма разнообразные ре-
жимы термической обработки, которые, -в соответствии с пред-
ложением академика А. А. Бочвара, принято классифицировать
на следующие основные пять групп (видов).
I. Отжиг первого рода (возврат, рекристаллизация и гомо-
генизация).
II. Отжиг второго рода или фазовая перекристаллизация.
III. Закалка.
IV. Отпуск.
V. Химико-термическая обработка.
Необходимо отметить, что по названию первые два вида тер-
мической обработки имеют большое сходство, однако по суще-
ству протекающих при этом процессов они принципиально раз-
личны, на что еще в 1929 г. было указано А. А. Бочваром.
При выборе режима термической обработки сплавов обычно
руководствуются диаграммами состояния соответствующих си-
стем с учетом технологии получения сплавов.
В качестве примера разберем схему типичной диаграммы со-
стояния и кривые охлаждения ряда сплавов, относящихся к этой
диаграмме (рис. 1). Кривая 1 показывает охлаждение чистого
’алюминия или алюминия, содержащего небольшое количество
растворенной примеси (или добавки), а остальные три кривые —
охлаждение алюминиевых сплавов с различным содержанием
второго компонента (например, меди). Кривая 1 имеет одну го-
ризонтальную площадку, которая показывает, что процесс кри-
сталлизации протекает при постоянной температуре. Кривая 2
40
Виды и режимы термической обработки алюминиевых сплавов
имеет два перегиба, относящихся к температурам начала (770
и конца (Mi) кристаллизации a-твердого раствора. Кривая 3
имеет три перегиба, характеризующие: начало (772) кристалли-
зации a-твердого раствора, конец (М2) его кристаллизации и
начало фазового превращения (Л43), протекающего в твердом
Рис. 1. Схема диаграммы состояния эвтектического
типа и кривые охлаждения:
1 - 100*/. А1; 2 - 90*/. А1; 5 — 85% А1; 4 - 80% А1
•состоянии сплава, т. е. распад a-твердого раствора. Эта кривая
резко отличается от всех других, в том числе и от кривой 4, кото-
рая имеет горизонтальную площадку, характеризующую процесс
одновременной кристаллизации двух фаз (кристаллизация эвтек-
тики а + р), протекающей при постоянной температуре. Харак-
тер изменения кривой 4 показывает, что в твердом состоянии
с изменением температуры в сплаве никаких фазовых превраще-
ний не происходит. Поэтому нет оснований ожидать, что терми-
ческой обработкой можно получить значительное упрочнение
сплава.
Однако этого нельзя сказать про сплав с кривой охлаждения
3. При температуре t3 начинается распад a-твердого раствора с
образованием частичек второй фазы р. Это явление обусловли-
вает резкое изменение механических и других свойств, что может
быть достигнуто закалкой и соответствующим отпуском (старе-
нием). При этом следует отметить, что чем большая степень пе-
ресыщения a-твердого раствора может быть зафиксирована в
процессе закалки, тем больше оснований ожидать изменений
механических свойств при отпуске (старении).
Таким образом, по форме кривой растворимости любой диа-
граммы состояния металлических сплавов представляется воз-
можным, во-первых, выбрать сплавы, способные получать мак-
Виды, и режимы термической обработки алюминиевых сплавов
11
симальное упрочнение при термической обработке, во-вторых,
определить степень возможного упрочнения.
Чем круче поднимается кривая растворимости при сравни-
тельно невысоких температурах (например, до 400° для сплавов
А1 — Mg и до 500° для сплавов А1 — Си), а также чем меньше
угол наклона ее при дальнейшем повышении температуры, тем в
большей мере диаграмма состояния позволяет выбрать сплавы,
обладающие высокой прочностью и повышенной пластичностью в
закаленном состоянии.
Например, из всех сплавов системы А1 — Си сплав типа АЛ7
и из сплавов системы А1 — Mg сплав типа АЛ8 являются наибо-
лее высокопрочными (оь = 30.4- 45 кг)мм2 при 6 = 94- 30%).
Это объясняется тем, что указанные сплавы в закаленном состоя-
нии способны удерживать в a-твердом растворе максимальное
количество второго компонента и не содержать хрупких частиц
второй фазы. Чем ближе температура закалки к температуре
плавления эвтектики, тем больший эффект дает закалка сплавов.
В этом случае создается возможность получить максимальную
степень пересыщения a-твердого раствора и обеспечить макси-
мально высокие механические свойства закаленного сплава. Эф-
фект закалки сплава зависит от природы сплава и его структуры.
Чем гомогеннее структура сплава с пересыщенным твердым рас-
твором, тем выше эффект закалки.
Эффект отпуска (старения) зависит не только от степени пере-
сыщения a-твердого раствора, но также и от природы, слож-
ности его химического состава и величины частиц продуктов рас-
пада, их количества и характера распределения в объеме сплава.
Рис. 2 и 3 показывают, что характер кривых растворимости
кремния и силицида магния в алюминии примерно одинаков.
Однако отпуск двойных сплавов типа силумин существенного
эффекта не дает, тогда как тройные сплавы с магнием и крем-
нием (типа АЛ9 или АВ) в процессе отпуска имеют большую
склонность к упрочнению. Это объясняется тем, что двойной
твердый раствор (кремния в алюминии) во много раз менее
устойчив, чем тройной твердый раствор (магния и кремния в
алюминии). Кроме того, в двойных сплавах типа силумин про-
дуктами распада a-твердого раствора являются крупные частицы
элементарного кремния (что обусловлено его повышенной диф-
фузионной способностью), тогда как продуктами распада трой-
ных сплавов типа АВ и AJI9 являются исключительно дисперсные
частички фазы Mg2Si. Такие частицы при повышенных темпера-
турах достаточно устойчивы, тогда как частицы элементарного
кремния проявляют большую склонность к укрупнению и сферо-
идизации, несмотря на то, что кремний имеет весьма высокую
температуру плавления.
700
Рис. 2. Растворимость кремния и силицида магния в алюминии:
/-Si; 2 —Mg2Si
Рис. 3. Изменение растворимости легирующих
элементов в твердом алюминии в зависимости
от температуры
Виды и режимы термической обработки алюминиевых сплавов
13
Многочисленные экспериментальные работы показывают, что
чем сложнее легирован ^а-твердый раствор атомами тяжелых
металлов (Мп, Сг, V, Си и др.), тем он более устойчив, а про-
дукты его распада имеют более сложное строение. Все это бла-
гоприятно сказывается не только на повышении прочности спла-
вов при комнатной температуре, но и на повышении их жаро-
прочности. Это можно объяснить тем, что сплавы системы А1—Си
имеют меньшую прочность как при комнатной, так и при повы-
шенных температурах по сравнению со сплавами системы
А1 — Си — Mg, *в которых отношение меди к магнию равно 2,61 : 1,
т. е. удовлетворяет отношению образования фазы S(Al2CuMg).
Необходимо отметить, что в неравновесных условиях некото-
рые сплавы, как например сплав 3 (см. рис. 1) или АЛ7 и АЛ8,
могут иметь скопления низкоплавких эвтектик, которых по диа-
граммам состояний не должно быть. Это необходимо учитывать
при установлении режима термической обработки на упрочнение
(закалка). В этом случае наиболее целесообразным является сту-
пенчатый нагрев под закалку, который позволит при температуре
на 10—15° ниже температуры плавления растворять фазу, состав-
ляющую низкоплавкую эвтектику, а затем при более высокой тем-
пературе за короткий срок полностью растворить остаток упроч-
няющей фазы. Применение такого ступенчатого нагрева под за-
калку обеспечит получение наиболее высоких механических
свойств закаленного сплава.
В соответствии с диаграммами состояния двойных и тройных
систем представляется возможным дать следующую характери-
стику сплавам.
1. Сплавы типа твердых растворов с малой степенью пересы-
щения a-твердого раствора при комнатной температуре характе-
ризуются высокой пластичностью, что позволяет успешно подвер-
гать их деформации (ковке, штамповке, прокатке, волочению
и т. д.). Эти сплавы обычно располагаются на диаграммах в
области / (рис. 4 и 5) и применением термической обработки в
большей степени не упрочняются. Поэтому такие сплавы имеют
сравнительно низкую прочность.
2. Сплавы типа твердых растворов, a-твердый раствор кото-
рых в значительной степени пересыщен легирующими элемен-
тами, как при комнатной, так и при повышенных температурах
в гомогенизированном состоянии практически обладают высо-
кой пластичностью, что позволяет обрабатывать их давлением,
но с большей трудностью, чем сплавы первой группы. К особен-
ностям сплавов этой группы следует отнести возможность приме-
нения их для фасонного литья. Такие сплавы располагаются на
диаграммах в области II (рис. 4 и 5) и успешно упрочняются
применением термической обработки. Необходимо отметить, что
чем дальше влево находятся сплавы от границы растворимости,
14
Виды и режимы термической обработки алюминиевых сплавов
тем они более технологичны для обработки давлением, а сплавы,
находящиеся вблизи границы растворимости (см. рис. 1), могут
более успешно применяться для фасонного литья.
Рис. 4. Классифи-
кация алюминие-
вых сплавов по
областям двойной
диаграммы Состоя-
ния:
I — термически не
упрочняемые дефор-
мируемые сплавы;
II — термически
упрочняемые дефор-
мируемые и литей-
ные сплавы; III — ли-
тейные сплавы
Рис. 5. Классифи-
кация алюминие-
вых сплавов по
областям тройной
диаграммы состоя-
ния:
Z — термически не
упрочняемые дефор-
мируемые сплавы;
II — термически
упрочняемые дефор-
мируемые и литейные
сплавы: III — литей-
ные сплавы
3. Сплавы, содержащие большое количество эвтектики (30%
и более), имеют преимущественное применение для фасонного
литья. Обычно эти сплавы имеют грубокристаллическую струк-
туру эвтектики. Чем грубее структура эвтектики, тем меньше эф-
фект упрочнения при термической обработке. Грубокристалличе-
ская структура эвтектики также затрудняет обработку давле-
нием. Такие сплавы в большинстве своем располагаются на диа-
граммах состояния в области /// (рис. 4 и 5). Эффективность
применения термической обработки зависит от разности в раст-
воримости легирующих элементов при комнатной и высокой тем-
пературах.
ХАРАКТЕРИСТИКА ВИДОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Отжиг первого рода
Отжиг первого рода предназначается для приведения струк-
туры металлов и их сплавов из малоустойчивого состояния в бо-
лее устойчивое (более равновесное структурное состояние, вырав-
Характеристика видов термической обработки алюминиевых сплавов 15*
нивание состава внутри зерен твердого раствора, изменение их
формы и размеров). Неустойчивое состояние структуры изделий
или деталей может быть вызвано различными условиями кристал-
лизации (обусловливающими ликвационную неоднородность, а
также литейные и термические напряжения) или пластической
холодной деформацией (наклепом).
При отжиге первого рода практически не происходит фазо-
вых превращений. Процессы, протекающие при отжиге первого
рода, самопроизвольны и необратимы, поскольку они идут в сто-
рону формирования более устойчивого (равновесного) состоя-
ния структуры. Например, зерно, выращенное в процессе отжига,,
не может стать более мелким без применения обработки давле-
нием.
В результате отжига в большинстве своем уменьшается или.
полностью устраняется упрочнение от холодной нагартовки мате-
риала и увеличивается пластичность его. У сплавов, упрочняе-
мых термической обработкой, в процессе отжига происходит сни-
жение степени пересыщения твердого раствора и коагуляция
частиц вторых фаз.
Эффективность всех процессов зависит не столько от скоро-
сти нагрева и охлаждения, сколько от температуры и времени
ее действия, за исключением случая отжига для снятия обычных
напряжений в макрообъемах.
В зависимости от характера структурного состояния и от за-
данных механических и других свойств может быть применен один
из трех видов отжига.
Отжиг возврат предназначается для устранения в значитель-
ной степени упругих искажений кристаллической решетки, вы-
званных как пластической холодной деформацией, так и высокой
скоростью кристаллизации деталей. Такой возврат (или отдых)
искаженной кристаллической решетки к нормальному состоянию
осуществляется в процессе выдержки в определенных интерва-
лах температур, характерных для каждого сплава, но ниже тем-
пературы их рекристаллизации. Это достигается перемещением
атомов внутри кристаллической решетки (внутри монокри-
сталла).
А. А. Бочвар, давая характеристику возврата первого и вто
рого родов, указывает, что при возврате первого рода частично
снижаются упругие напряжения и искажения в кристаллической
решетке монокристалла без пластической деформации. Но снятие-
напряжений может происходить и путем пластической деформа-
ции зерен с искаженной решеткой. В этом случае зерно рас-
щепляется на части по плоскостям скольжения или по внутри-
зеренным поверхностям раздела, т. е. по отдельным слоям или
ветвям дендрита. Такой вид снятия напряжений называется воз-
вратом второго рода или полигонизацией [6]. Этот процесс обыч-
16
Виды и режимы термической обработки алюминиевых сплавов
но происходит при температурах более высоких, чем возврат
первого рода, но более низких, чем рекристаллизация.
В результате отжига возврата (отдыха) происходят значи-
тельные изменения физических и механических свойств, которые
приближаются к свойствам исходного состояния деталей (до их
холодной деформации). При этом обычно понижаются твер-
дость, прочность, электросопротивление с одновременным повы-
шением пластичности и ударной вязкости.
Отжиг рекристаллизация предназначается для преобразова-
ния структуры деформированных полуфабрикатов, например во-
локнистой в равноосную.
Процесс образования и роста новых кристаллов путем пере;
мещения атомов с одного кристалла на другой называется рекри-
сталлизацией. А. А. Бочвар указывает [6], что процессы рекри-
сталлизации обычно подразделяют на рекристаллизацию обра-
ботки, во время которой зарождаются и растут за счет деформи-
рованных кристаллов новые кристаллы с менее искаженной ре-
шеткой, и на собирательную рекристаллизацию, во время которой
одни из новых кристаллов растут за счет других, также новых,
кристаллов (рис. 6, а, б).
Для начала заметного процесса рекристаллизации необходимо
иметь температуру, приближенно равную 0,4 Тпл-
Известно, что величина зерна является' важным фактором в
определении прочности металлов и их сплавов. Она оказывает
существенное влияние как на технологические свойства полу-
фабрикатов, подвергающихся деформации, *так и на качество
готовых изделий. К сожалению, закономерности процессов рекри-
сталлизации изучены далеко не достаточно, чтобы в полной мере
управлять технологией получения заданной структуры, следова-
тельно, и свойств полуфабрикатов.
Диаграммы рекристаллизации металлов и их сплавов, строя-'
щиеся в зависимости от температуры и степени предшествующей
деформации, не всегда могут служить для практических целей,
так как не в состоянии полностью отразить истинную картину
всех структурных изменений, протекающих в реальных сплавах.
Зависимость величины зерна рекристаллизованного металла
от степени деформации выражается так называемой полной диа-
граммой рекристаллизации, которая для алюминия приведена на
рис. 7. На диаграмме показано влияние различных степеней де-
формации на величину зерен при соответствующих температурах.
Величина зерна уменьшается по мере увеличения степени дефор-
мации или понижения температуры, поэтому подобные диаграм-
мы в значительной мере могут служить руководством для уста-
новления наиболее правильной технологии пластической дефор-
мации и подбора температуры для отжига.
Известно, что чем выше температура и чем мельче исходная
S
е
Колобнев
Рис- 6. Микроструктуры листового материала сплава Д16 (4,4% Си; 1,5% Mg; 0,6% Мп,
примеси кремния и железа, остальное алюминий). Х100:
а — холоднокатаный (по границам и внутри зерен имеются вкрапления частичек вторых фаз —черные); б — отожженный
(видны рекристаллизованные зерна, в которых вкраплены частички вторых фаз)
18 Виды и режимы термической обработки алюминиевых сплавов
средняя величина зерна, тем интенсивнее идет процесс рекристал-
лизации. По мере повышения температуры кинетическая энергия
атомов возрастает и при температурах выше 200° в алюминиевых
сплавах происходит передвижение атомов как внутри кристалла
с одного участка кристаллической решетки на другой, так и с
одного кристалла на другой. При этих условиях становится воз-
Рис. 7. Диаграмма рекристаллизации
алюминия
можным не только исчезновение одних и рост других кристаллов,
но также и изменение некоторых оставшихся зерен (коагуляция,
выравнивание концентрации внутри твердого раствора одного
зерна, а также выравнивание химического состава зерен). '
Процессы рекристаллизации подчиняются второму закону тср-^*
модинамики, по которому все самопроизвольно возникшие при-
цессы идут в сторону уменьшения свободной энергии. £./
При повышенных температурах (для каждого металла и спла-^
ва имеется своя определенная температура) идут более энергии-/ •
ные процессы перестройки кристаллической структуры в сторону
укрупнения зерна за счет исчезновения мелких однородных зерен,
поскольку последние обладают большей поверхностью, а следова-
тельно, и большей поверхностной энергией, составляющей наи-
большую часть общей свободной энергии данной системы.
Чем меньше поверхность, приходящаяся на единицу объема,
тем термодинамически устойчивее зерно. Шарообразная форма
из всех геометрических фигур имеет самое минимальное отноше-
ние поверхности к объему (-p-J , поэтому чем выше температура,
тем интенсивнее пойдут процессы не только в сторону роста зерна |
за счет уменьшения числа малых зерен, но также и в сторону |
сфероидизации более крупных зерен.
Такой процесс можно наблюдать даже у сплавов в литом I
состоянии, например у сплавов типа силумин (АЛ2, АЛ4, АЛ9). |
Характеристика видов термической обработки алюминиевых сплавов 19
При высокотемпературной обработке частицы кремния легко под-
вергаются коагуляции и сфероидизации. Однако развитие про-
цессов рекристаллизации в металлах и сплавах в литом состоя-
нии весьма ограничено, так как отдельные зерна в основной
своей массе отделены друг от друга неметаллическими тончай-
шими прослойками и частичками нерастворимых вторых фаз,
а также газовыми пузырьками и усадочными микропустотами.
Более успешный процесс рекристаллизации в отливках возможен
лишь в том случае, если возникшие литейные напряжения вызва-
ли частичную пластическую деформацию. Так как каркаса ли-
той структуры в деформированном материале нет, то процессы
рекристаллизации в нем идут наиболее полно.
Это объясняется тем, что при обработке давлением происхо-
дит разрушение малопластичных прослоек и обеспечивается бо-
лее плотный контакт между зернами a-твердого раствора. Кроме
того, любой вид пластической деформации вызывает изменение
не только внешней формы материала, но также в значительной
мере и строения зерна. В последнем случае разрушение зерен и
параллельное перемещение блоков (частей кристалла) один от-
носительно другого в основном осуществляется вдоль плоскостей
скольжения.
Для полного и быстрого протекания процесса рекристаллиза-
ции необходимо иметь три основных условия:
1) энергетически неустойчивую структуру материала (чём
больше разность в размерах зерен, тем успешней будет идти
процесс, чему также будут способствовать и фазовые превраще-
ния);
2) хороший контакт между зернами (это обеспечивается у
деформированного материала);
3) температуру, обеспечивающую достаточную подвижность
атомов, способных продиффундировать с одного кристалла на
другой.
На характер процесса рекристаллизации степень предшест-
вующей деформации оказывает значительное влияние. До опре-
деленной степени (критической) деформации величина зерна рас-
тет, а затем падает.
Для ряда металлов и сплавов критическая степень деформа-
ции при испытании на растяжение, дающая максимальную вели-
чину зерна, невелика: она составляет всего 2—3% поперечного
сечения, например у прессованного материала.
На рис. 6. б приведена микроструктура алюминия после ре-
кристаллизации [5]. Рисунок 7 показывает, что 3—5%-ная дефор-
мация является наиболее близкой к*критической степени дефор-
мации, дающей максимальную величину рекристаллизованного
зерна.
2*
20
Виды и режимы термической обработки алюминиевых сплавов
При этом следует отметить особенность некоторых сплавов,
содержащих марганец, у которых при горячем прессовании кри-
тическая степень деформации может быть и высокой, что являет-
ся причиной образования крупнокристаллического ободка на по-
луфабрикатах из сплавов АМц, типа дуралюмин, В95, АВ, АК6
и др.
В целях получения мелкозернистой равноосной структуры
сплавов в заводской практике применяют следующие мероприя-
тия:
1. Процесс рекристаллизации прекращают, не дав развиться
собирательной рекристаллизации, т. е., когда имеет место зарож-
дение и небольшой рост кристаллов.
2. Нагрев материала до установленной температуры отжига
ведут с максимальной скоростью, используя для этого жидкост-
ные нагревательные среды (селитровые ванны и т. д.).
3. Рекристаллизационный отжиг осуществляют в условиях
максимально высокой температуры в минимально короткое
время.
В заключение следует отметить, что в литературе имеются
различные взгляды на причины зарождения и развития рекри-
сталлизованных зерен.
Отжиг гомогенизация предназначается для выравнива-
ния концентрации сплава (резкого уменьшения ликвационной не-
однородности), более равномерного распределения легирующих
элементов в объеме зерен твердого раствора, разрушения литой
сетки (каркаса) и сфероидизации частиц ряда фаз. Эти процессы
осуществляются при очень высоких температурах (близких к тем-
пературе плавления сплава), длительном их воздействии и опре-
деленной скорости охлаждения в соответствии с природой сплава.
При изготовлении полуфабрикатов гомогенизация является
первым и наиболее длительным (20—40 час.) процессом термиче-
ской обработки, который нашел наиболее широкое применение
для повышения пластичности слитков перед горячей деформацией
из таких сплавов, как Д1, Д6, Д16, АК6, АК8, В95, обладающих
сравнительно высокой твердостью. Сущность этого вида терми-
ческой обработки заключается в следующем. Слитки нагревают и
выдерживают в течение 20—30 час. при температурах 420—520°
(в зависимости от природы сплава) с целью выравнивания хи-
мического состава внутри зерен a-твердого раствора, а также рас-
творения таких фаз, как MgZn2, Mg2Si, T(Al2Mg3Zn3),
S(Al2CuMg), образующихся в межосных пространствах дендри-
тов a-твердого раствора и залегающих по границам зерен в виде
хрупких прослоек. Эти фазы образуются в результате неравно-
весных условий кристаллизации, а также в процессе частичного
распада твердого раствора при охлаждении слитков (или фасон-
ных отливок) после их кристаллизации.
Характеристика видов термической обработки алюминиевых сплавов 21
В процессе нагревания и выдержки (при температуре гомо-
генизации), кроме процессов частичной рекристаллизации, про-
исходит, с одной стороны, выделение из твердого раствора части-
чек марганцовистых и других аналогичных фаз, с другой сторо-
ны, растворение в твердом растворе меди, цинка, магния и крем-
ния за счет уничтожения частичек фаз, содержащих эти элементы.
В результате структуры слитков приобретают более гомогенное
строение. При охлаждении слитка выделение марганца из твер-
дого раствора приостанавливается, но при этом развиваются про-
цессы выделения из твердого раствора магния, меди, цинка, крем-
ния в виде частиц соответствующих вторых фаз, располагающих-
ся как по границам зерен твердого раствора, так и внутри их.
Такой характер перераспределения вторых фаз обеспечивает бо-
лее высокую пластичность слитков.
Следует отметить, что твердые растворы, содержащие марга-
нец и другие аналогичные легирующие элементы, при высокой
температуре гомогенизации будут обедняться этими элементами.
Последнее объясняется сравнительно высокой степенью раствори-
мости марганца (и других подобных компонентов) при темпе-
ратуре кристаллизации сплавов. Но в силу низкого коэффициента
диффузии у таких компонентов создается пересыщенный твер-
дый раствор марганца в алюминии (в этом случае закалка осу-
ществляется из жидкого состояния). Распад марганцовистого
твердого раствора будет протекать тем сильнее, чем больше его
пересыщение, т. е. чем быстрее охлаждались слитки после их
кристаллизации. Чем длительнее и при более высоких темпера-
турах идет процесс гомогенизации, тем сильнее обедняется твер-
дый раствор марганцем и укрупняются частицы марганцовистых
вторых фаз за счет распада твердого раствора при резком умень-
шении их количества. В этом случае эффективность влияния мар-
ганца на прочность сплавов сводится к минимуму.
Этим можно объяснить несколько пониженную прочность (на
1—3 кг/мм2) деформированных полуфабрикатов (например, дур-
алюмин), полученных из гомогенизированных слитков, по срав-
нению с прочностью полуфабрикатов, полученных из негомоге-
низированных слитков. Причем температура рекристаллизации
первых ниже температуры рекристаллизации вторых полуфабри-
катов. Такое мнение подтверждают ряд исследователей, в том
числе и С. М. Воронов и В. М. Елагин
Отжиг второго рода
Назначение отжига — изменение структуры сплавов посред-
ством фазовой перекристаллизации, рбычно осуществляемой при
нагреве выше критических температур (см. рис. 1) с последую-
щим медленным охлаждением. В результате такого отжига струк-
тура сплава резко отличается от исходной структуры формой и
22
Виды и режимы термической обработки алюминиевых сплавов
размером зерен и характером распределения частиц вторых фаз,
участвующих в процессе перекристаллизации.
При отжиге второго рода грубокристаллическая структура ли-
тых сплавов может превращаться в мелкозернистую структуру с
повышенными механическими свойствами, а строчечная или по-
лосчатая структура деформированных многофазных сплавов мо-
жет превращаться в структуру с полиэдрическими зернами [6].
Поскольку в сплавах, в которых возможны фазовые превра-
щения, структура изменяется в зависимости от условий нагрева,
времени выдержки при высокой температуре и скорости охлаж-
дения, то все процессы, протекающие при отжиге второго рода,
являются обратимыми, т. е. крупнозернистая структура может
превращаться в мелкозернистую и обратно. Неисправимым яв-
ляется лишь пережог и окисление сплава.
А. А. Бочвар указывает [5], что физической сущностью всех
процессов фазовой перекристаллизации является массовое пере-
мещение атомов: в одних случаях неориентированное (обычная
диффузия), в других, например, при резком охлаждении и осо-
бенно при получении пересыщенных неравновесных растворов с
промежуточной структурой, строго кристаллографически ориен-
тированное под действием напряжений, которые напоминают
«сдвиговые» или «двойниковые» изменения при деформации.
Таким образом, можно получать медленным охлаждением с
высокой температуры вместе с печью материалы с повышенной
пластичностью и пониженной прочностью или ускоренным охлаж-
дением на воздухе материалы с повышенной прочностью и пони-
женной пластичностью (нормализующий отжиг).
Г Закалка
Закалка предназначается для закрепления (фиксации) нерав-
новесных (метастабильных) структурных состояний, не свойст-
венных данному сплаву при пониженных температурах.
Сущность закалки состоит в нагреве деталей до максимально
высокой температуры (весьма близкой к температуре плавления
эвтектики), достаточной выдержки при этой температуре и по-
следующем быстром охлаждении.
Исключением из этого правила являются сплавы алюминия
с большим содержанием марганца. Твердый раствор марганца в
алюминии получает закаленное состояние в процессе кристалли-
зации (закалка из полужидкого состояния). Следовательно, для
таких сплавов, как АМц и АЛЮ, обычный режим закалки яв-
ляется отпуском для твердого раствора марганца в алюминии с
выделением марганцовистых фаз типа Al6Mn, Ali2Mn2Cu,
AlI0Mn2Si и т. д.
Характеристика видов термической обработки алюминиевых сплавов 23
Таким образом, для сплавов, восприимчивых к упрочнению
при закалке, основным процессом при нагреве является макси-
мальная растворимость упрочняющих элементов в алюминии.
Температура нагрева зависит от природы сплавов и скорости
растворения упрочняющих фаз и выбирается по диаграмме со-
стояния: чем выше температура, тем больше скорость растворе-
ния.
Верхним пределом температуры нагрева под закалку являет-
ся такая температура, выше которой может наступить пережог
сплава. Нижним пределом температуры нагрева под !закалку
выбирается такая температура, при которой упрочняющие ком-
поненты должны по возможности максимально перейти в твер-
дый раствор и тем самым обеспечить определенные механические
свойства по ТУ.
Чтобы обеспечить полноту растворения легирующих элемен-
тов и не допустить возможности пережога, рекомендуется при-
менять ступенчатый нагрев под закалку, как это показано на
рис. 7а.
Рис. 7а. Схема графика режимов термической обработки сплавов:
л—время нагрева деталей? б—время выдержки; в—охлаждение в процессе
закалки; в' — охлаждение в процессе стабилизации структуры термически обра-
ботанного сплава; в" — охлаждение в процессе гомогенизации многофазного
сплава
Продолжительность выдержки при температуре закалки опре-
деляется главным образом скоростью процессов растворения
упрочняющих компонентов и зависит от природы сплавов, со-
стояния структуры и условий нагрева. Так, например, детали,
отлитые в песчаные формы, имеют более грубую структуру по
сравнению с деталями, отлитыми в кокиль. Поэтому продолжи-
тельность времени выдержки для этих деталей должна быть на
20—25% больше, чем для деталей, *отлитых в кокиль. Продол-
жительность времени выдержки также зависит от толщины сте-
нок деталей и их конфигурации.
24
Виды и режимы термической обработки алюминиевых сплавов
Предшествующая термическая обработка деталей оказывает
существенное влияние на (скорость растворения упрочняющих
компонентов при нагреве под закалку; она ускоряет процесс рас-
творения при повторном нагреве. Поэтому в случае перезакалок
продолжительность времени выдержки при нагреве может быть
значительно сокращена.
Предшествующий отжиг замедляет процесс растворения в
связи с чем при последующем нагреве под закалку требуются
более продолжительные выдержки. В зависимости от назначе-
ния деталей и изделий подбирают скорость охлаждения (рис. 7а).
При закалке следует применять такую скорость охлаждения,
которая обеспечит фиксацию твердого раствора алюминия с мак-
симальной степенью растворения легирующих элементов: чем
резче закалка, тем выше свойства изделий, но вместе с тем выше
и внутренние напряжения.
Скорость охлаждения при закалке можно изменять примене-
нием определенной среды с различной теплоемкостью, теплопро-
водностью, скрытой теплотой испарения, вязкостью и т. д. С этой
целью применяют воду, масло, расплавленные смеси солей, гли-
церин и другие жидкости.
Допускается охлаждение деталей в горячих средах (кипящая
вода, нагретое масло или расплав солей) для получения мини-
мальных термических напряжений.
Следует отметить, что можно совместить процесс закалки с
длительной выдержкой в горячих средах. В этом случае создает-
ся такое «сочетание» закалки и отпуска, при котором обеспечива-
ются высокие механические свойства деталей при резком сниже-
нии термических остаточных напряжений. Этот процесс обычно
называют изотермической закалкой.
За последнее время все чаще применяют изотермическую за-
калку в среде (масло, селитра и т. д.), нагретой до температуры
200—250°, с выдержкой в ней в течение нескольких часов.
Отпуск (старение)
Отпуск очень часто является завершающей (поэтому чрез-
вычайно важной) технологической операцией термической обра-
ботки алюминиевых сплавов. Отпуск предназначается как для
упрочнения, так и для разупрочнения закаленного материала.
В процессе отпуска происходит самопроизвольный процесс рас-
пада пересыщенного твердого раствора и тем самым возвращение
кристаллической решетки основы сплава в более устойчивое со-
стояние. Степень интенсивности этих процессов зависит как от
температуры, так и от величины пересыщения твердого раствора:
чем выше температура отпуска и степень пересыщения твердого
раствора, тем интенсивнее протекают указанные выше процессы.
Характеристика видов термической обработки алюминиевых сплавов 25
Упрочнение закаленного материала может быть достигнуто
после соответствующей выдержки: при комнатной температуре
(естественное старение) и при повышенных температурах (ис-
кусственное старение).
Высокотемпературный отпуск обычно применяют в тех слу-
чаях, когда желают получить материал с более устойчивой струк-
турой и постоянными размерами деталей (стабилизирующий от-
пуск). При этом происходит некоторое снижение прочности и
повышение пластичности по сравнению с состаренным состоя-
нием’ тех же деталей (изделий), обработанных по режимам Т5
или Тб.
При отпуске в закаленных сплавах происходят изменения не
только механических, но и физико-химических свойств.
Изменение физических, химических и механических свойств
закаленных сплавов в процессе отпуска обусловлено тем, что
структура закаленных сплавов имеет весьма неустойчивое состоя-
ние. С повышением температуры происходят изменения в харак-
тере расположения атомов и сил межатомных связей; решетка
твердого раствора принимает более устойчивое состояние. Одно-
временно с этим изменяется и характер распределения частиц
вторых фаз, имеющих различный коэффициент линейного расши-
рения по сравнению с зернами a-твердого раствора.
Температура и длительность ее действия в процессе отпуска
оказывают различное влияние на свойства сплавов, что зависит
от их природы, степени пересыщенности твердого раствора и ме-
тода изготовления деталей (изделий). Так, например, для спла-
вов типа Д1, Д6, Д16 и других полнота старения, т. е. внутренние
превращения в решетке твердого раствора и связанные с этим
изменения физико-механических свойств, могут быть достигнуты
и при комнатной температуре, тогда как для сплавов типа АЛ 19,
АЛ4, ВЗОО, АК4, АК8, В95 и других — лишь при повышенных
температурах отпуска (старения).
В зависимости от метода изготовления деталей (или образ-
цов) при одной и той же термической обработке сплавы могут
вести себя по-разному при повышенных температурах. Так, на-
пример, в прессованном состоянии жаропрочность сплавов типа
ВЗОО, АЛЮ значительно выше, чем в литом состоянии, тогда как
У сплавов типа силумин (АЛ9, АЛ4, АЛ5) — наоборот. Это объ-
ясняется различным поведением частиц вторых фаз при высо-
ких температурах. В первом случае сплавы имеют фазы:
Ali2Mn2Cu, T(Al6Cu3Ni), Al3(CuNi)2, которые обладают малой
склонностью, к коагуляции, во втором елучае сплавы имеют фазы
(особенно частицы кремния), обладающие повышенной склон-
ностью к коагуляции, что влияет на развитие диффузионных про-
цессов и обусловливает понижение жаропрочности сплавов.
26
Виды и режимы термической обработки алюминиевых сплавов
В большинстве своем основные процессы, протекающие в спла-
вах при отпуске, проходят через следующие стадии [6, 15, 27—38].
1. Перегруппировка атомов внутри кристаллической решетки
твердого раствора, как подготовительная стадия к образованию
частичек вторых фаз (образование зон Гинье — Престона). Эти
процессы сопровождаются увеличением степени искаженности
кристаллической решетки, что и обусловливает повышение меха-
нических свойств сплавов; понижением их электропроводности и
изменением ряда других свойств. •
2. Скопление, т. е. группировка атомов в виде зон Гинье —
Престона, и подготовка к образованию промежуточных, метаста-
бильных «фаз», когерентно связанных с основой твердого рас-
твора. Такое -состояние обусловливает максимальную прочность
сплавов.
3. Переход метастабильных «фаз» в стабильные вторые
фазы, частицы которых имеют границы раздела с зернами твер
до-го раствора. Чем сложнее по составу и строению образующие-
ся частицы фаз при распаде твердого раствора, тем длительнее
протекают процессы их формирования, особенно в тех случаях,
когда в образовании сложных фаз участвуют элементы с низким
коэффициентом диффузии.
Дисперсные частицы вторых фаз в основном находятся
внутри зерен твердого раствора, более крупные — по их грани-
цам. Чем мельче частицы вторых фаз, расположенные внутри
зерен твердого раствора, тем больше их влияние на повышение
прочности (особенно предела текучести) сплавов.
4. Коагуляции продуктов распада твердого раствора, т. е. ча-
стиц вторых фаз. Одновременно с этим происходит и процесс
резкого снижения напряженности кристаллической решетки. Та-
кой процесс обычно протекает при высоких температурах отпуска
и обусловливает значительное снижение прочности и повышение
пластичности сплавов.
В большинстве своем при высокотемпературном отпуске все
указанные процессы обычно протекают одновременно. Чем ниже
температура отпуска, тем в большей мере будут протекать про-
цессы первых стадий, а чем выше температура отпуска, тем ин-
тенсивнее будут протекать процессы образования и коагуляции
частиц вторых фаз, следствием чего соответственно и будут из-
меняться свойства сплавов. При этом необходимо отметить, что
чем крупнее образуются частицы вторых фаз, тем больше они
проявляют себя как концентраторы напряжений, вызывающие
охрупчивание сплавов.
На охрупчивание сплавов и резкое снижение их пластических
свойств оказывают весьма сильное влияние хрупкие частицы вто-
рых фаз (типа Al3Mg2, CuA12), расположенные по границам зе-
рен. Поэтому сплавы тийа АЛ7 и АЛ8 применяются только в за-
Предел проч л ос mu чг/мм
время нагрева при температуре возврата, сек.
Рис. 8. Изменение механиче-
ских свойств сплава Д16 в за-
висимости от температуры и
времени возврата. Испытания
непосредственно после воз-
врата:
и 6 после закалки и есте-
ственного старения; Q — и 6
непосредственно после закалки;
/ _ 150°; 2 — 200°; 3 — 225°; 4 — 250°;
5 — 275°: 5 - 300°
28
Виды и режимы термической обработки алюминиевых аплавов
каленном состоянии, когда они не содержат частиц вторых
фаз.
В заключение необходимо отметить, что время действия тем-
пературы отпуска оказывает существенное влияние на свойства
сплавов.
Из рис. 8 видно, что определенной прочности алюминиевых
сплавов можно достигнуть за короткое время при высоких тем-
пературах или при пониженных температурах отпуска и длитель-
ном времени их действия.
Химико-термическая обработка
Наиболее часто химико-термическая обработка предназна-
чается для сталей (цементация, азотизация и т. д.) и реже для
алюминиевых сплавов. Сущностью этого вида термической обра-
ботки является химическое воздействие при повышенных темпе-
ратурах на поверхность изделий сплавов внешней среды. Такое
воздействие внешней среды позволяет путем диффузии легирую-
щих элементов или резко увеличить прочность периферийного
слоя изделий, или защитить его от коррозионного воздействия
внешней атмосферы, или придать декоративный вид деталям и
изделиям.
ХАРАКТЕРИСТИКА ПРОМЫШЛЕННЫХ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ
ОБРАБОТКИ ЛИТЕЙНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
В зависимости от природы алюминиевых сплавов и назначе-
ния литых деталей могут быть применены различные режимы
термической обработки. В табл. 1 приведена характеристика про-
мышленных режимов термической обработки литейных алюми-
ниевых сплавов.
В литературе очень редко указывается на применение для
литых деталей режима ТЗ. Так как закаленные детали проходят
довольно длительный цикл механической обработки, то обычно
принято режим закалки деталей обозначать через Т4.
За последнее время в СССР и за границей все чаще приме-
няют обработку холодом деталей, от которых требуется постоян-
ство геометрии в процессе длительной их эксплуатации.
Целью обработки холодом является обеспечение более устой-
чивого объемного состояния деталей.
При низких температурах алюминиевые сплавы не склонны
к хрупкому разрушению, но с понижением температурь» наблю-
дается некоторое изменение механических свойств. Например,
у сплава АЛ9 при —196° предел прочности повышается на 30%
сравнительно с пределом прочности при +20°, пластичность при
этом незначительно понижается.
В производственных условиях для деталей или приборов, пред-
Таблица 1
Характеристика промышленных режимов термической обработки литейных
алюминиевых сплавов
Вид термической обработки Обозначение вида терми- ческой обра- ботки Назначение Примечание
Искусственное старение без пред- варительной закал- ки Т1 Для улучшения обра- батываемости резанием литых деталей с целью повышения чистоты об- работки поверхности. Для повышения меха- нической прочности (до 30%) деталей из таких сплавов, как АЛЗ, АЛ5 При литье^в сырую песчаную форму или ко- киль получается некото- рая подкалка, что дает хо- роший эффект примене- ния режима искусствен- ного старения
Отжиг Т2 Для снятия литейных или термических оста- точных напряжений, ус- транения наклепа, выз- ванного механической об- работкой, и повышения пластичности сплава
Закалка ТЗ Для применения дета- лей в свежезакаленном состоянии Так как от начала за- калки детали до конца ее механической обработки проходит несколько дней (до 10), то режим ТЗ практически отвечает режиму: закалка +естес- твенное старение (Т4)
Закалка и естес- твенное старение Т4 Для повышения проч- ностных характеристик деталей. Для повышения корро- зионной стойкости дета- лей, работающих при температурах не выше 100° В том случае, когда от деталей (особенно из сплавов АЛ7 и АЛ 19) требуется максимальная прочность, то такие де- тали после закалки необ- ходимо выдерживать не менее 4 суток перед обработкой давлением
Закалка и крат- ковременное (не- полное) ' искус- ственное^старение Т5 Для • получения доста- точно высокой прочности и сохранения повышен- ной пластичности В этом случае искусс- твенное старение осуще- ствляется при понижен- ных температурах или кратковременных вы- держках
Продолжение
Вид термической обработки Обозначение вида терми- ческой обра- ботки Назначение Примечание
Закалка и полное искусственное ста- рение Т6 Для получения макси- мальной прочности при некотором снижении пла- стических свойств спла- вов Искусственное старе- ние осуществляется в условиях повышенных температур и продолжи- тельных выдержек
Закалка и стаби- лизирующий от- пуск Т7 Для получения доста- точной прочности и сра- внительно высокой ста- бильности (по структуре и объемным изменениям) Отпуск рекомендуется производить при темпе- ратуре, близкой к рабо чей температуре детале; и превышающей темпе** ратуру отпуска по режи- мам Т5 и Тб
Закалка и смяг- чающий отпуск Т8 Для получения повы- шенной пластичности за счет снижения прочност- ных характеристик ма- териала В этих случаях отпуск осуществляется при бо- лее высоких температу- рах, чем по режиму Т7
Циклическая обра- ботка (холодом и последующим на- гревом) T9 Для получения дета- лей с более устойчивым состоянием по геометрии Механически обрабо- танные детали подверга- ют циклической терми- ческой обработке (ох- лаждение до —70°, а ино- гда и до —196°, с пос- ледующим нагревом до +350с).
В зависимости от наз- начения детали могут подвергаться такой тер- мообработке несколько раз. Подбор температур определяется условиями работы деталей с учетом природы сплава.
Промышленные режимы термической обработки 31
назначаемых работать с повышенной точностью, очень часто при-
меняют обработку холодом с последующим нагревом до рабочей
температуры. Такой многократный нагрев и охлаждение (до тем-
пературы минус 50—70 или —196°) вызывает сжатие и расшире-
ние кристаллической решетки твердого раствора, а также некото-
рое перемещение зерен различных фаз. Это создает более ста-
бильное положение как атомных скоплений внутри кристалличе-
ской решетки твердого раствора, так и частиц металлических со-
единений, особенно расположенных по границам зерен, что спо-
собствует повышению стабильности размеров деталей.
ХАРАКТЕРИСТИКА ПРОМЫШЛЕННЫХ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ
ОБРАБОТКИ ДЕФОРМИРУЕМЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
(по данным Е. 3. Захарова, В. П. Козловской и В. И. Шиловой)
Полуфабрикаты из деформируемых алюминиевых сплавов мо-
гут применяться в различных состояниях, что определяется при-
родой сплавов и условиями их эксплуатации.
Металлургические заводы обычно поставляют алюминиевые
полуфабрикаты заводам-потребителям в зависимости от приро-
ды материала в следующих состояниях:
а) полуфабрикаты из неупрочняемых термической обработкой
сплавов (АД, АД1, АМц, АМг и др.) — в отожженном полунагар-
тованном и нагартованном состояниях;
б) полуфабрикаты из упрочняемых термической обработкой
сплавов (Д1, Д16, Д19, Д20, Д21, В95, АВ, АК6, АК8 и ряд
новых сплавов — в закаленном и отожженном состояниях);
в) полуфабрикаты из таких сплавов, как Д16 и гр., могут
также поставляться в нагартованном состоянии после закалки
или после закалки и старения.
На заводах-потребителях (из полученных полуфабрикатов с
заводов-поставщиков) штамповкой, вытяжкой и другими видами
обработки давлением изготовляют различные детали и изделия.
Для повышения производительности труда и уменьшения брака
в производстве кроме обычных методов (отжига, закалки и от-
пуска— старения) дополнительно применяют различные методы
термической обработки: возврат, первоначальный отжиг, проме-
жуточный отжиг и т. д.
Ниже дается краткое описание особенностей режимов терми-
ческой обработки для деформируемых алюминиевых сплавов.
Особенности отжига деформируемых сплавов
Отжиг обычно применяется для пол уфабрикатов с пе^ью при-
дания материалу достаточных пластических свойств н обходи-
мых для успешного выполнения рабо!, связанных с обработкой
его давлением в холодном состоянии. В зависимости от пр роды
сплава и назначения полуфабрикатов в промышленности нашли
32
Виды и режимы термической обработки алюминиевых сплавов
широкое применение разновидности отжига для полуфабрика-
тов из алюминиевых сплавов, приведенные в табл. 2.
Особенности закалки деформируемых сплавов
Раньше было сказано, что закалкой фиксируется структура
сплава с пересыщенным твердым раствором. Основной эффект
закалки сплавов зависит от полноты растворения упрочняющих
элементов в твердом растворе алюминия.
Чем выше температура, тем больше скорость растворения ле-
гирующих элементов. Но скорость их растворения в свою оче-
редь зависит от природы, размера частиц и характера распре-
деления упрочняющих фаз.
Чем больше степень предшествующей деформации (прокат-
ка, прессовка, ковка и т. д.), тем в большей мере измельчена
структура, следовательно, тем больше скорость растворения ле-
гирующих элементов при температуре закалки.
Из сказанного выше следует, что температура, время выдерж-
ки и скорость закалки деформируемых алюминиевых сплавов в
большой мере зависят от массивности полуфабрикатов.
Поскольку в массивных деталях может быть скопление низ-
коплавкой эвтектики, рекомендуется температуру закалки полу-
фабрикатов (с толщиной более 50 мм) из сплавов типа Д16, АК8
и В95 брать ближе к нижнему пределу.
Плакированные листы при толщине до 1 мм включительно
рекомендуется выдерживать при температуре закалки минималь-
ное время, чтобы не допустить диффузии меди в плакирующий
слой. Из этих же соображений на заводах-потребителях рекомен-
дуется подвергать перезакалке плакированные материалы с тол-
щиной до 1 мм не более одного раза, а при толщине более 1 мм-—
не более двух раз.
Чем массивнее полуфабрикаты, тем более необходимо подо-
гревать закалочную среду (воду и другие жидкости), чтобы не
допустить образования трещин. Однако такие условия закалки,
особенно изотермическая закалка, обусловливают некоторое сни-
жение прочности материала по сравнению с закалкой в холод-
ной воде.
На заводах-потребителях для изготовления деталей и изде-
лий широко применяют листовые материалы в свежезакаленном
состоянии. Так как у многих закаленных деформированных ма-
териалов пластичность при вылеживании значительно снижает-
ся (например, у сплавов Д6 и Д16 — через 1,5 час., у Д1, ВЛ17,
АВ, АК, АК4, АК4-1 — через 2—3 час., а у сплава В95 — через
36 час.), то все необходимые технологические операции следует
осуществлять с большой быстротой. В противном случае необ
Таблица 2
Разновидности отжига, применяемые для полуфабрикатов из
алюминиевых сплавов в зависимости от их назначения
Обозначение отжига Назначение Характеристика отжига
Высокий от- жиг Низкий от- жиг Полный от- жиг Для полного разу- прочнения материала после холодной плас- тической деформации Для повышения пластичности у холо- днодеформируемых полуфабрикатов из сплавов,, не упрочняе- мых термической об- работкой Для получения вы- сокой пластичности и полного снятия уп- рочнения материала, полученного закалкой и старением Этот вид отжига обычно применя- ется к полуфабрикатам и деталям из алюминиевых сплавов,, не упрочняе- мых термической обработкой. Наи- более полное разупрочнение полу- фабрикатов (из сплавов A0Q, АО, Al, А2, АЗ, АД, АД1, АМц, АМг, АМгЗ, АМг5, АМг5В и АМгб) достигается при высокотемпера- турном (310—500°) отж-иге, когда рекристаллизация проходит с до- статочной скоростью. При этом особое внимание обращается на под- бор температуры и длительность вы- держки, чтобы не допустить образо- вания крупнокристаллической струк- туры (не допустить процесса собира- тельной рекристаллизации). Особен- ность отжига полуфабрикатов из указанных сплавов заключается в том, что скорость охлаждения с вы- сокой температуры не оказывает су- щественного влияния на свойства материала Низкотемпературный отжиг (150— 300°) обычно применяется цля по- луфабрикатов из указанных выше сплавов с целью повышения плас- тичности с сохранением достаточной прочности, полученной нагартовкой (т. е. с сохранением полунагартоващ ного состояния) Полный отжиг применяется к по- луфабрикатам из сплавов, упрочняе- мых термической обработкой (Д1, Д16, Д19, Д20, Д21„ В95, АВ, АК6, АК8 и др.). Это достигается нагре- вом при высоких температурах (380—450°) с выдержкой в течение 10—60 мин. с целью снятия внутрен- них напряжений в массивных полу- фабрикатах и деталях^ а также на- гартовки, полученной в результате холодной пластической деформации. При этом необходимо достаточно ме- дленное охлаждение, обеспечиваю- щее протекание Пиффузионных про- цессов распада твердого раствора и коагуляции частиц вторых фаз — продуктов распада.
3 И. Ф. Колобнев
34
Виды и режимы термической обработки алюминиевых сплавов
Продолжение табл. 2
Обозначение отжига Назначение Характеристика отжига
Сокращенный Для повышения Отожженные таким образом полу- фабрикаты можно подвергать холод- ной обработке давлением с высокими степенями деформации Отжиг осуществляется при доста-
отжиг пластичности и час- точно высоких температурах (290—
Кратковре- тичного снятия вну- тренних напряжений и некоторого разу- прочнения полуфаб- рикатов из сплавов, упрочненных закал- кой и старением Для снятия техно- 420°) в течение 2—4 час., чтобы обес- печить необходимую скорость распа- да твердого раствора и частичную коагуляцию продуктов его распада, но при достаточно низкой темпера- туре, чтобы охлаждение на воздухе не вызвало сильной подкалки сплава, способствующей процессу старения Кратковременный отжиг осуществ-
менный отжиг логического наклепа, ляется в течение 1—2 мин. при тем
полученного в резуль- тате холодной обра- ботки давлением отожженных полуфаб- рикатов из сплавов типа Д1, Д16 и Д19 пературах около 350—380° с после- дующим охлаждением полуфабрика- тов на воздухе или в воде (в слу- чае нагрева в селитровой ванне) с последующей промывкой в теплой воде (и удалением влаги с поверх- ности полуфабрикатов вытиранием насухо). Такой отжиг обеспечивает возможность подвергать полуфабри- каты дальнейшей холенной обработ- ке давлением
ходимо применять специальный режим термической обработки - -
возврат.
Особенности режима термической обработки на возврат
В производстве полуфабрикатов и деталей из алюминиевых
сплавов широкое применение нашел специальный режим терми-
ческой обработки на возврат. Этот режим обычно применяют к
закаленным материалам, прошедшим стадию естественного ста-
рения. Для снятия эффекта естественного старения и возвраще-
ния материала к свежезакаленному состоянию обычно применя-
ют кратковременный нагрев (в течение нескольких секунд или
минут) при температурах 200—250°. Чем выше температура, тем
быстрее кристаллическая решетка твердого раствора принимает
вид, соответствующий свежезакаленному состоянию. Время вы-
держки соответственно можно изменять от 5 мин. до 15 сек.
Сплавы, подвергнутые обработке на возврат, могут снова
упрочняться при комнатной температуре.
Промышленные режимы термической обработки
35
Наглядным примером повторяемости изменения свойств де-
формированного алюминиевого сплава может служить рис. 9, б,
на котором схематически даны кривые, характеризующие изме-
нение показателей предела прочности как при естественном ста-
рении, так и при обработке на возврат [27].
Рис. 9. Изменение предела прочности дуралюмина при
комнатной температуре:
а — после закалки; б — после первого отпуска при температуре
214° в течение 5 мин.; в — после второго отжига при 214° в тече-
ние 5 мин.
Без оговорки нельзя согласиться с рядом исследователей, ко-
торые считают, что при кратковременном нагреве полностью вос-
станавливаются свойства алюминиевых сплавов без изменения
их структуры. Практически это верно лишь для случая приме-
нения разового режима отжига на возврат. Практика примене-
ния такого режима показывает, что чем больше число повторяе-
мости возврата свойств, тем сильнее развивается процесс искус-
ственного старения, который сопровождается уменьшением кон-
центрации твердого раствора вследствие необратимого процес-
са образования и выделения из твердого раствора частиц упроч-
няющей фазы. Следовательно, чем больше количество повторе-
ний термической обработки на возврат, тем меньше возможности
восстановления свойств в сторону закаленного состояния.
По вопросу определения природы явления возврата имеются
различные мнения. Одни авторы считают, что в процессе естест-
венного старения происходит перемещение и скопление атомов,
которое вызывает значительное искажение кристаллической
решетки твердого раствора, что и является причиной повышения
прочности стареющих сплавов. При кратковременном нагреве
кристаллическая решетка твердого раствора принимает прежнее
36
Виды и режимы термической обработки алюминиевых сплавов
состояние, характерное для закаленного материала. Поэтому и
свойства сплавов отвечают свежезакаленному состоянию.
С. Т. Конобеевский [15], а позднее и другие авторы (Фольмер
и Вебер [39], Беккер и Деринг [40], Хасигути [41]) явление возвра-
та объясняют образованием частиц новой фазы. Критический
размер устойчивого зародыша возрастает с повышением темпе-
ратуры (т. е. с уменьшением пересыщения твердого раствора).
Указывается, что частицы, образовавшиеся при низкой темпе-
ратуре, будут растворяться при повышении температуры, если
их размер меньше критического для данной повышенной темпе-
ратуры. Однако количественных данных пока не имеется из-за
трудности определения числа и размеров частиц, образующихся
при низкотемпературном старении [31, 32].
В заводских инструкциях по возврату особое внимание обра-
щается на то, что этот режим термической обработки не реко-
мендуется применять к неплакированным листам, поскольку он
способствует развитию неоднородности структуры, которая уси-
ливает склонность к межкристаллитной коррозии.
Вопросы упрочнения и разупрочнения алюминиевых сплавов
в связи с их термической обработкой на возврат наиболее глубо-
ко были изучены в Советском Союзе Д. А. Петровым [27],
В. А. Ливановым, Л. П. Лужниковым, Е. И. Кутайцевой, С. М. Во-
роновым [18], Н. Ф. Лашко, Г. Я. Сергеевым и В. В. Чичаговым
[42], И. 3. Могилевским [43], среди иностранных исследователей
возврата видное место занимают Дрейер [44—46], М. Гейлер
[47—48] и др. [49—50].
с. На рис. 8 приведены кривые изменения механических свойств
листового материала — дуралюмина, которые были получены
немедленно после обработки на возврат [42].
Установлено, что при определенном времени выдержки каж-
дой температуре соответствует свой оптимум прочности мате-
риала, обрабатываемого на возврат. Причем чем выше темпе-
ратура, тем быстрее достигается возврат свойств к свежезакален-
ному состоянию.
На основании результатов исследования Н. Ф. Лашко и
Г. Я. Сергеев пришли к выводу, что можно значительно по-
высить прочность дуралюмина, если подвергнуть его обработке
на возврат после естественного старения с последующим вторич-
ным старением при температуре уже ниже температуры, приме-
няемой для обработки на возврат. Авторы предложили следую-
щую схему режима термической обработки: закалка -> естест-
венное старение-> возврат при температуре 220° в течение
и5 мин. искусственное старение при температуре 180° в тече-
ние 6 час. Такой режим термической обработки позволяет уве-
личить предел прочности на 5—10%, а предел’текучести до 20%.
Вследствие сложности указанный режим не был внедрен в
Промышленные режимы термической обработки
37
производство, однако сама идея заслуживает внимания, так как
позволяет разработать наиболее рациональный режим термиче-
ской обработки сплавов типа дуралюмин с повышенной прочно-
стью.
Особенности старения деформируемых сплавов
Многие деформируемые сплавы после закалки проявляют по-
вышенную восприимчивость к старению. Одни сплавы (типа Д1,
Д16, Д6) наиболее высокие механические и коррозионные свой-
ства приобретают при естественном старении (до 40°), другие
сплавы (типа В95) при искусственном. Полуфабрикаты и детали
из сплава Д16, предназначенные для работы при повышенных
температурах (выше 150°), а также детали из сплавов АВ, АК2,
АК4, АК6, АК8, ВД17 и др. рекомендуется применять в искусст-
венно состаренном состоянии.
При этом следует отметить, что детали из сплавов типа АВ,
АК6 и АК8 могут применяться также в естественно состаренном
состоянии. В этом состоянии они обладают более высокой кор-
розионной стойкостью и пластичностью, чем в искусственно соста-
ренном состоянии.
Температура и длительность старения, при которой сплавы
приобретают наиболее высокие свойства, зависят от природы
сплавов и способа получения из них полуфабрикатов. При этом
необходимо отметить, что детали из плакированных листов и
плит, получившие при механической обработке местные наруше-
ния плакировки, следует рассматривать как неплакированные.
Поэтому их рекомендуется подвергать старению по режимам,
указанным для неплакированного состояния. Во всех остальных
случаях плакированные материалы рекомендуется старить по
специальным режимам с учетом природы не только сплавов, но
и материала плакирующего слоя.
ГЛАВА ll
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ЛИТЕЙНЫХ
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Литейные алюминиевые сплавы, в отличие от деформируемых
сплавов, имеют ряд особенностей, из которых прежде всего сле-
дует отметить высокую жидкотекучесть, обеспечивающую полу-
чение тонкостенной и сложной по конфигурации отливки. Алю-
миний высокой чистоты этой особенностью не обладает, к тому
же он имеет и пониженную прочность (алюминий технической
чистоты имеет оь= 6^-12 кг!мм2 при б = 10 4- 25%). Поэтому
для фасонного литья алюминий применяют лишь в редких слу-
чаях, например для литья деталей химической аппаратуры, элек-
тротехнических приспособлений (беличье колесо электромотора,
кронштейны щеткодержателей, поддерживающее кольцо вра-
щающегося конвертера), для изделий пищевой промышленности
(котлы, чайники, различные сосуды и др.).
Алюминий обладает замечательной особенностью — он со-
храняет свои основные физико-химические свойства почти во
всех сплавах. Так, например, удельный вес алюминия 2,70, а вес
его сплавов 2,50—3,0 г/ои3. Теплопроводность алюминия 0,50,
а его сплавы имеют теплопроводность 0,3—0,48 кал/см • сек • ° С.
С повышением чистоты алюминия его теплопроводность повы-
шается; эта особенность сохраняется и в алюминиевых сплавах.
Электропроводность алюминия составляет до 60% электропро-
водности меди, а его сплавы обладают электропроводностью
30—45%. Зависимость электропроводности от примесей и тем-
пературы для алюминиевых сплавов аналогична зависимости для
алюминия.
Высокая коррозионная стойкость алюминия объясняется об-
разованием на его поверхности достаточно плотной защитной
пленки окиси алюминия. Хорошей коррозионной стойкостью об-
ладают и все промышленные алюминиевые сплавы, богатые маг-
нием или кремнием (без меди и цинка). По мере повышения со’
держания динка, а особенно меди, коррозионная стойкость алю-
миниевых сплавов снижается.
Механические свойства большинства алюминиевых сплавов
°5. <р, 6, Нв) резко колеблются в зависимости от хими-
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
39
ческого состава, методов литья и термической обработки. Од-
нако основные их свойства (модуль нормальной упругости, мо-
дуль касательной упругости и коэффициент Пуассона) под влия-
нием различных факторов деформации изменяются мало.
К достоинствам алюминиевых литейных сплавов можно отне-
сти следующее [51]:
1) хорошие литейные свойства (высокая жидкотекучесть),
позволяющие оформлять литье деталей любой сложности, срав-
нительно малая линейная усадка и удовлетворительная обраба-
тываемость резанием;
2) высокая удельная прочность (особенно сплавов типа
АЛ8), которая практически приближается к удельной прочно-
сти углеродистых сталей;
3) высокая устойчивость против коррозии (за исключением
сплавов с медью);
4) высокая теплопроводность и электропроводность.
Все это позволяет литейным алюминиевым сплавам успешно
конкурировать со многими промышленными металлами и спла-
вами других систем.
По своим физико-химическим свойствам, а также и по 'хими-
ческому составу, алюминиевые литейные сплавы, применяемые
в Советском Союзе, можно разделить на пять основных групп
(табл. 3).
1. Сплавы с высоким содержанием кремния (5% и более).
Эта группа охватывает двойные сплавы. А1 — Si (АЛ2); тройные
сплавы Al — Si — Mg (АЛ9), Al — Si — Си (АЛ6), четверные
сплавы Al—Si—Mg—Мп (АЛ4) и Al — Si — Си — Mg (АЛ5 и
АЛ10В) и пятерные сплавы Al — Si — Mg — Си—Мп (АЛЗ).
2. Сплавы с высоким содержанием магния (5% и более), сю-
да относятся двойные сплавы А1 —Mg (АЛ8), четверные сплавы
А1 — Mg — Si — Мп (АЛ 13) и пятерные сплавы А1 — Mg —
Si — Be — Ti (ВиН-З).
3. Сплавы с высоким содержанием меди (4% и более). В эту
группу входят двойные сплавы АЛ7 и АЛ 12, четверные сплавы
А1 — Си — Мп — Ti (АЛ 19) и более сложные.
4. Сплавы с высоким содержанием цинка (более 3%). В эту
группу входят лишь тройные сплавы А1 — Si — Zn (АЛ11) и
четверные сплавы А1 — Zn —Mg — Си (В 15).
5. Сплавы сложные по химическому и фазовому составам,
предназначенные для работы при повышенных температурах
(АЛ 1, В14А, В300).
Такое деление алюминиевых литейных сплавов имеет опре-
деленный смысл как в отношении областей их применения, так
и в отношении разработки соответствующих режимов термиче-
ской обработки. Каждая группа сплавов имеет свои положитель-
ные и отрицательные особенности.
Химический состав алюминиевых
Основные компоненты (остальное —
Марка сплава Mg Si Мп Си Прочие компо- ненты
АЛ1 1,25—1,75 3,75—4,5 1,75—2,25
АЛ2 — 10,0—13,0 — — —
АЛЗ 0,2—0,8 4,0—6,0 0,2—0,8 1,5—3,5 —
АЛЗВ 0,2—0,8 4,0—6,0 0,2—0,8 1,5—3,5 —
АЛ4 0,17—0,30 8,0—10,5 0,25—0,5 — —
АЛ4В 0,2—0,4 8,0—11,0 0,2—0,5 — —
АЛ5 0,35—0,6 4,5—5,5 — 1,0—1,5 —
АЛ6 — 4,5—6,0 — 2,0—3,0 —
АЛ7 —. — — 4,0—5,0 —
АЛ7В — — — 3,0—5,0 —
АЛ8 9,5—11,5 — — — —
АЛ9 0,2—0,4 6,0—8,0
АЛ9В 0,2-0,5 6,0—8,0 — — —
АЛ 10В 0,2—0,5 4,0—6,0 — 5,0—8,0 —
АЛ11 0,1—0,3 6,0—8,0 — — Zn 10—14,0
АЛ12 — — — 9,0—11,0 —
АЛ13 4,5-5,5 0,8—1,3 0,1—0,4 — —
АЛ 14В 0,2—0,6 6,0—8,0 0,2—0,6 1,5—3,0 —
АЛ 15В — 3,0—5,0 0,2—0,6 3,5—5,0 —
АЛ 16В — 3,0—5,0 0,2—0,5 2,0—4,0 2,0—4,0 Zn
АЛ 17В — 3,0—5,0 0,2—0,6 1,5—3,5 4,0—7,0 Zn
АЛ18В — 1,5—2,5 0,3—0,8 7,5—9,5 1,0—1,8 Fe
Ви11-3 10,5-13 0,8-1,5 — — до 0,07 Ti
В15 1,4—1,75 — 0,2—0,3 0,3—0,6 до 0,07 Be 3,5-4,5 Zn
В14А 0,7—1,2 1,5—1,7 0,15—0,25 3,6—4,5 1,3—1,5 Fe
В300 0,8—1,4 — 0,2—0,3 4,5—5,5
АЛ19 — — 0,6 4,5—5,3
Примечания. В обозначениях марок буква В указывает, что отливки изго-
указывающих содержание примеси железа, буквы обозначают способ литья: 3—в землю»
1. В сплаве марки АЛ2 при применении его для деталей, работающих в морской
2. В сплаве марки АЛЗВ в случае применения его для деталей машиностроения
быть 0,26—0,5%, а марганца 0,2—0,6%.
3. В сплаве марки АЛ4 допускается увеличение содержания железа при литье в
4. В сплаве марки АЛ5 содержание титана, хрома и марганца в сумме не должно»
5. В сплаве марок АЛ7 и АЛ7В при литье их в кокиль содержание кремния может
6. В сплаве марки АЛИ при литье под давлением допускается содержание цинка:
7. В сплавах марок АЛЗВ, АЛ9В и АЛ 14В в случае применения их для произвол
8. Сплав Ви11~3 имеет нормы МАП, а сплавы АЛ 1 — АЛ 18В—ГОСТ 2685—53.
9. Сплавы АЛ 19, В14А и В300 имеют паспорта МАП.
литейных сплавов, % (ГОСТ 2685—53)
Таблица 3
алюминий). Примесей не более
Железо Mg i Мп Си Zn Sn Ni Ti суммы учитыва- емых примесей
3 К Д 3 К Д
0,8 0,8 0,7 0,3 — — 1,5 1,5 —
0,8 1,0 1,5 — — 0,5 0,8 0,3 — — — 2,2 2,3 2,8
1,0 1,2 1,5 — — — — 0,3 0,01 — — 1,3 1,5 1,8
1,1 1,3 1,5 — — — — 0,5 — 0,5 — 2,0 2,1 2,3
0,6 0,9 1,2 — — — о,3 0,3 0,01 — 0,15 1,1 1,4 1,7
0,9 1,2 1,5 — — — 1,0 0,5 — 0,3 — 2,6 2,8 3,0
0,6 1,0 1,5 — — 0,5 — 0,3 0,01 — Ti+Сг 0.20 1,0 1,3 1,7
1,1 1,4 — о,1 — 0,3 — 0,3 — — — 1,8 2,0 —
1,0 1,0 — 0,03 1,2 — — 0,3 — — — 2,2 2,2 —
1,1 1,3 — 0,3 1,5 0,5 — 0,5 — 0,3 — 4,0 4,2 —
0,3 0,3 0,3 0,1 0,3 0,1 Ti до 0,07 Be до 0,07 1,1 1,1
0,6 1,0 1,5 — — 0,5 0,2 0,3 0,01 — — 1,0 1,4 1,9
1,1 1,2 — — — 0,6 1,5 0,5 — 0,3 — 3,7 3,8 —
1,2 1,5 — — — 0,5 — 0,6 — 0,5 — 2,5 2,7 —
0,8 1,2 — — — 0,5 0,6 — — -— — 1,8 2,0 —
1,0 1,2 — — 1,о — — 0.5 — 0.5 — 9 8 Я п —
К таблице 3, стр. 40 следует читать:
ка сплава Mg Si Мп Си Прочие компоненты
В14А 0,7—1.2 1,5-2,0 0,15—0,25 3,6—4,5 1,3—1,5 Fe 0,05—0.1 Ti 0,15 0,25 Cr
ВЗОО 0,8—1,4 — 0,2-0,3 4,6—6,0 2,6—3,6 Ni 0,1—0.25 Cr
АЛ19 — — 0,6—1,0 4,5—5,3 0.25—0,45 Ti
1ак. 506
Ьафах.
— в кокиль, д — под давлением,
среде, содержание примеси меди не должно превышать 0,3%.
и приборостроения, требующих повышенной пластичности, содержание магния должно
землю до 0,7% в тех случаях, когда достаточно иметь удлинение 2%.
превышать 0,5%.
быть доведено до 3%.
в пределах 8 — 12% и отсутствие магния *
ства пищевой посуды содержание свинца не должно превышать 0,15% и мышьяка 0,015%.
литейных сплавов, % (ГОСТ 2685—53)
Таблица 3
алюминий). Примесей не более
Железо Mg I Мп Си Zn Sn Ni Ti суммы учитыва- емых примесей
3 К Д 3 К Д
0,8 0,8 0,7 — 0,3 1,5 1,5
0,8 1,0 1,5 — — 0,5 0,8 0,3 — — — 2,2 2,3 2,8
1,0 1,2 1,5 — — — — 0,3 0,01 — — 1,3 1,5 1,8
1,1 1,3 1,5 — — — — 0,5 — 0,5 — 2,0 2,1 2,3
0,6 0,9 1,2 — — — о,3 0,3 0,01 — 0,15 1,1 1,4 1,7
0,9 1,2 1,5 — — — 1,0 0,5 — 0,3 — 2,6 2,8 3,0
0,6 1,0 1,5 — — 0,5 — 0,3 0,01 — Ti+Сг 0,20 1,0 1,3 1,7
1,1 1,4 — 0,1 — 0,3 — 0,3 — — — 1,8 2,0 —
1,0 1,0 — 0,03 1,2 — — 0,3 — — — 2,2 2,2 —
1,1 1,3 — 0,3 1,5 0,5 — 0,5 — 0,3 — 4,0 4,2 —
0,3 0,3 0,3 0,1 0,3 0,1 Ti до 0,07 Be до 0,07 1,1 1,1
0,6 1,0 1,5 — — 0,5 0,2 0,3 0,01 — — 1,0 1,4 1.9
1,1 1,2 — — — 0,6 1,5 0,5 — 0,3 — 3,7 3,8 —
1,2 1.5 — — — 0,5 — 0,6 — 0,5 — 2,5 2,7 —
0,8 1,2 — — — 0,5 0,6 — — - — 1,8 2,0 —
1,0 1,2 — — 1,о — — 0,5 — 0,5 — 2,8 3,0 —
0,5 — — — — — 0,1 0,2 — — — 0,6 — —
1,1 1,5 — — — — — 0,5 — о,3 — 1,8 2,0 —
1,2 1,3 — 0,5 — — — 2,0 — 0,5 — 4,0 4,1 —
1,1 1,2 — 0,3 — — — — — 0,3 — 1,7 1,8 —
1,1 1,2 — 0,3 — — — — — 0,3 — 1,7 1,8 —
— — — 0,8 — — — 0,5 — 0,5 — 1,7 — —
0,5 0,3 0,7 0,5 2,0 1,0 0,7 2,0 — 0,3 о 1 1 4. — 0,3 — 0,3 0,25 Сг До 0,15 Ti — — —
0,5 0,6 0,7 — 0,5 — — 0,3 — — — — — —
0,3 0,4 0,5 — — — — 0,3 — — — — — —
товляются из литейных алюминиевых сплавов в чушках по ГОСТ 1583—53. В графах.
К — в кокиль, Д — под давлением.
среде, содержание примеси меди не должно превышать 0,3%.
и приборостроения, требующих повышенной пластичности, содержание магния должно
землю до 0,7% в тех случаях, когда достаточно иметь удлинение 2%.
превышать 0,5%.
быть доведено до 3%.
в пределах 8 — 12% и отсутствие магния
ства пищевой посуды содержание свинца не должно превышать 0,15% и мышьяка 0,015%.
42
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
Сплавы первой группы (АЛ2, АЛ4, АЛ9, АЛ5, АЛЗ, АЛЮ)
характеризуются лучшими литейными свойствами (малая ли-
нейная усадка, повышенная жидкотекучесть, хорошая герметич-
ность и малая склонность к образованию горячих трещин).
Сплавы этой группы имеют сравнительно высокую коррозион-
ную стойкость, герметичность и достаточную механическую проч-
ность. Коррозионная стойкость сплавов АЛЗ и АЛ5 ниже, чем у
сплавов АЛ2, АЛ4 и АЛ9, но жаропрочность их выше.
Сплавы второй группы являются наиболее коррозионностой-
кими и высокопрочными и обладают минимальным удельным
весом. Наиболее высокопрочными сплавами этой группы явля-
ются сплавы типа АЛ8, но они имеют пониженные литейные
свойства, пониженную жидкотекучесть, повышенную линейную
усадку и повышенную склонность к окислению в жидком состоя-
нии. По жаропрочности эти сплавы занимают одно из послед-
них мест.
Сплавы третьей группы (АЛ7, АЛ12 и АЛЮ) имеют повы-
шенный удельный вес и пониженные коррозионную стойкость и
литейные свойства. По жаропрочности они имеют преимущество
по сравнению со сплавами первой, второй и четвертой групп.
Сплавы четвертой группы, содержащие большое количество
цинка, имеют более высокий удельный вес и пониженную корро-
зионную стойкость. Из этой группы сплавов заслуживают наи-
большего внимания лишь сплавы, содержащие 10—12% Zn и
6—8% Si. Эти сплавы хотя и имеют высокий удельный вес, но
обладают хорошими технологическими свойствами. Их приме-
няют без специальной термической обработки, т. е. в литом со-
стоянии, чем они и отличаются от большинства сплавов других
групп. По коррозионной стойкости эти сплавы уступают сплавам
первой и второй групп.
Сплавы пятой группы характеризуются повышенной жаро-
прочностью, поэтому в основном они нашли применение для
литья деталей, работающих в условиях действия повышенных
температур. Все сплавы этой группы являются многофазными.
Чем многофазнее и устойчивее их структура, тем более они жа-
ропрочны и менее технологичны. Примером являются сплавы
типа RR53, АЛ1, В14А и В300.
Впервые режимы термической обработки на упрочнение, при-
меняемые для дуралюмина, были опробованы на алюминиевых
литейных сплавах типа АЛ7 в 1907 г., но при этом не были учте-
ны особенности литой структуры. Первые опыты не были удач-
ными, так как механические свойства термически обработанных
отливок незначительно отличались от свойств деталей, не обра-
ботанных термически. Это объясняется тем, что авторы давали
выдержку при температуре закалки приблизительно такую же,
как и для сплавов в деформированном состоянии.
Термическая обработка литейных, алюминиевых сплавов
43
Усовершенствование режимов термической обработки для
повышения механических свойств литейных сплавов шло весь-
ма медленно, что характеризовалось состоянием технологии
литья -и уровнем знаний в области металловедения того вре-
мени.
Этот факт хорошо иллюстрируется примером повышения ме-
ханических свойств сплава АЛ7 [16]. В 1907—1920 гг. литье в
землю из сплава типа АЛ7 в сыром состоянии характеризова-
лось пределом прочности на растяжение от 10 до 15 кг]мм2 при
относительном удлинении до 5%, тогда как в термически обрабо-
танном состоянии соответственно = 15-^20 кг] мм2 и 6 =
= 6-^-10%. В 1921 г. предел прочности отливок из сплава АЛ7
в термически обработанном состоянии составлял около
23 кг] мм2, а спустя два года был поднят до 27 кг]мм2, и в 1926 г.
уже отдельные лучшие образцы сплава АЛ7 имели предел проч-
ности до 38 кг]мм2 при относительном удлинении до 15%.
Эти результаты были достигнуты вследствие применения бо-
лее чистых исходных шихтовых материалов, усовершенствования
технологии литья и уточнения режима термической обработки
в связи с химическим составом сплава.
Литая структура многофазных сплавов отличается следую-
щими особенностями:
1) присутствием крупных эвтектических прослоек, обычно
окружающих зерна твердого раствора;
2) содержанием внутри зерен a-твердого раствора включе-
ний субмикроскопических частиц вторых фаз;
3) неоднородностью по своей концентрации зерен а-твердого
раствора, в большинстве своем они характеризуются мозаичным
строением;
4) расположением между зернами не только газовых пузы-
рей и микропустот усадочного происхождения, но и прослоек
неметаллических включений, которые способствуют изоляции
одного зерна от другого и препятствуют развитию диффузионных
процессов.
Д. А. Петров [27] указывает, что в алюминиевых сплавах лик-
вационная неоднородность обусловливается в основном нару-
шениями равновесия при кристаллизации твердых растворов в
результате подавления в большей или меньшей мере процессов
диффузии из-за недостаточной медленности кристаллизации.
Чем грубее структура отливок (например, литье в песчаные фор-
мы), тем'большая выдержка требуется при температуре закал-
ки, чтобы обеспечить полное завершение диффузионных про-
цессов.
В противоположность этому структура кокильных отливок
или слитков, полученных непрерывным методом литья, отличает-
44
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
qh от структуры отливок, залитых в песчаные формы, во-пер-
вых, тем, что зерна a-твердого раствора имеют множество мель-
чайших частиц вторых фаз, захваченных в процессе образования
зерен, во-вторых, ветви дендритов являются наиболее тонкими и
весьма разветвленными, следовательно, имеют огромную поверх-
ность соприкосновения твердого раствора с частицами вторых
фаз, что создает максимальную возможность для убыстрения
диффузионных процессов. Это и обусловливает повышение эф-
фекта термической обработки.
Указанные особенности литой структуры являются причиной
необходимости применять достаточно длительную выдержку при
температуре закалки, чтобы достигнуть максимальной степени
растворения упрочняющих фаз в твердом алюминии. Это являет-
ся главной особенностью термической обработки литейных
сплавов.
Время нагрева при термической обработке литья, кроме при-
роды сплава, определяется величиной зерна, зависящей в свою
очередь от способа и температуры литья, и толщиной стенок от-
ливки. Так, например, литье в сухую форму дает максимальную
величину зерна, литье в сырую форму — некоторую среднюю ве-
личину иу наконец, литье в кокиль дает более мелкое зерно.
Мелкозернистая структура способствует ускорению диффузион-
ных процессов, поэтому время нагрева для такого материала бу-
дет в два-три раза меньше времени нагрева материала с круп-
нозернистой структурой. На примере литья сплава АЛ7 можно
проследить зависимость механических свойств от его структуры,
обусловленной способами литья (табл. 4).
Таблица 4
Влияние способа литья на механические свойства деталей
из сплава типа АЛ7 (содержащего 4,5% Си, 0,22% Mg,
0,52% Si, 0,95% Fe) [16]
Материал форм Предел проч- ности на растяжение кг/мм* Относитель- ное удлине- ние, %
Сухая песчаная форма 21,3 2,5
Сырая песчаная форма 23,6 4,0
Сухой карборундовый песок .... 23,2 3,5
Сырой карборундовый песок .... 23,3 4,0
Чугунная форма, нагретая до 450° 23,3 4,0
Чугунная форма, нагретая до 250° . 26,8 6,5
Термическая обработка в данном случае состояла из закалки
в холодную воду после нагрева в течение 96 час. при 495° и ис-
кусственного старения в течение 8 час. при 150°.
Сплавы с высоким содержанием кремния
45
СПЛАВЫ С ВЫСОКИМ СОДЕРЖАНИЕМ КРЕМНИЯ
Сплавы системы А1 — Si
Состав и свойства двойных сплавов
Среди высококремниевых алюминиевых двойных сплавов
следует особо отметить два сплава: с 5 и с 12% Si.
В Советском Союзе сплав с 5% Si известен под маркой АК,
а в США под маркой № 43 как малолегированный сплав с не-
высокой механической прочностью (од = 13-5-15 кг/лии2 при
б = 4-г-6%). Поэтому в Советском Союзе он нашел применение
лишь в качестве сварочных прутков для заварки дефектных мест
отливок из сплавов АЛ2, АЛ4, АЛ5, АЛ9 и т. д., а за грани-
цей— для литья малонагруженных деталей.
К достоинству этого сплава следует отнести:
а) высокую коррозионную стойкость;
б) простоту технологии литья, не требующую особых спосо-
бов рафинирования от газов, модифицирования и применения
автоклава для кристаллизации под давлением, поскольку сплав
имеет малую склонность к образованию пористости;
в) пониженную восприимчивость к влиянию железа (на свой-
ства этого сплава железо оказывает менее вредное влияние, чем
на другие сплавы типа силумин: АЛ4, АЛ9 и др.).
Из двойных высококремниевых сплавов сплав АЛ2, содер-
жащий 10—13% Si, имеет наилучшие литейные свойства, по-
этому он нашел весьма широкое применение во многих отраслях
народного хозяйства. Впервые этот сплав был получен в 1854 г.,
но в силу грубокристаллического строения в течение почти семи-
десяти лет в промышленности находил довольно ограниченное
применение.
Оба сплава (АК и АЛ2) имеют низкую восприимчивость
к термической обработке на упрочнение.
Попытки повысить механические свойства сплава АЛ2 тер-
мической обработкой заметных результатов не дали. Это объяс-
няется тем, что в соответствии с диаграммой состояния системы
А1 — Si (рис. 10) растворимость кремния в твердом алюминии
при температуре плавления эвтектики составляет 1,65%, а при
комнатной температуре — всего 0,05% [52—62], твердый раствор
кремния в алюминии склонен к быстрому распаду с выделением
кремния в виде сравнительно крупных быстро коагулирующих
частиц. К тому же эвтектика а + Si имела очень грубое строе-
ние, что и обусловливало низкие механические свойства сплава
АЛ2 и ограничивало область его применения.
Наиболее широко сплав АЛ2 начал применяться лишь с
1921 г., когда был разработан способ его модифицирования.
46
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
Способ модифицирования позволил получить значительно более
мелкую структуру сплавов типа силумин (рис. 11) и повысить
их механические свойства. Это и явилось основным фактором
широкого применения сплава АЛ2 для литья тонкостенных и по
конфигурации сложных отливок.
Рис. 10. Диаграмма состояния систе-
мы А1 — Si
Мелкокристаллическая
структура способствует
большему повышению эф
фекта упрочнения сплав?
АЛ2 при термической обра-
ботке, но это повышение со
ставляет всего 10—20% от
исходной прочности, что
объясняется недостаточной
легированностью а-твердого
раствора и крупнокристал-
лическим строением продук-
тов его распада (частичек
кремния). Эффект термиче-
ской обработки также сни-
жается вследствие сильной
гетерогенности структуры
। сплава.
Фазовый
состав двойных
сплавов
На рис. 10 представлена диаграмма состояния сплавов си-
стемы алюминий — кремний [63, 64, 65], из которой видно, что
растворимость кремния в твердом алюминии при температуре
550° составляет около 1,3%, при температуре 200° — всего 0,1%,
а при 25°—0.05%. Кремний с алюминием каких-либо соединений
не образует, поэтому он обнаруживается в структуре сплавов
в виде отдельных включений или в двойной эвтектике а + Si.
количество которой растет с увеличением содержания кремния
в сплавах до 11,7%. Как количество эвтектики, так и темпера-
тура ее плавления довольно заметно зависят от скорости кри-
сталлизации: чем выше скорость, тем больше содержание крем-
ния в эвтектике.
Таким образом, микроструктура двойных сплавов может со-
стоять лишь из двух фаз: твердого раствора кремния в алюми-
нии и твердого раствора алюминия в кремнии. Но так как раст-
воримость алюминия в твердом кремнии ничтожно мала (пара-
метр решетки чистого кремния а = 5,4173 кХ, а твердого раст-
вора алюминия в кремнии а = 5,4176 кХ), кристаллы (зерна)
твердого раствора алюминия в кремнии в Зильшинстве литера-
турных источников рассматриваются как зерна кремния.
Сплавы с высоким содержанием кремния
47
При рассмотрении фазового состава сплавов типа силумин
необходимо указать на специфическую роль железа, содержание
которого как примеси в промышленных сплавах всегда не ме-
нее 0,4%. В твердом алюминии железо растворяется от 0,02%
при комнатной температуре до 0,1 % при температуре закалки.
Исходя из этого, казалось бы, что железо существенного влия-
Рис. 11. Микроструктуры сплава АЛ2:
а — немодифицированный. Х100; б — модифицированный. Х500
ния на эффект термической обработки оказать не может. В
действительности дело обстоит иначе. В большинстве своем фа-
зы, содержащие железо, имеют довольно грубокристаллическое
строение, поэтому присутствие его в сплавах весьма сильно сни-
жает механические свойства последних, особенно пластичность.
Таким образом, повышенное содержание железа способствует
увеличению гетерогенизации структуры и косвенно будет сни-
жать эффект действия легирующих элементов при термической
обработке сплавов. С этой точки зрения в сплавах типа силу-
мин не следовало бы иметь железа больше 0,2%. Однако в це-
лях большего и эффективного использования низких сортов
алюминия приходится допускать содержание железа как при-
меси в сплавах больше 0,2%. При этом следует отметить, что
степень вредности железа снижается по мере измельчения мик-
роструктуры сплавов. Поэтому для литья в песчаные формы со-
держание железа в большинстве сплавов допускается до 0,6%.
48
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
при литье в кокиль — до 1 % и при литье под давлением —
до 1,5%.
В зависимости от содержания железа и кремния, а также
скорости кристаллизации, в алюминиевых сплавах железо мо-
жет присутствовать в виде двойного металлического соединения
типа AlsFe (рис. 12, 13), тройных соединений Al4Si2Fe, кристал-
S/,%
Рис. 12. Проекция поверхностей ликвидуса системы А1—Fe—Si
тить, что единой точки зрения как
Рис. 13. Схема фазовых состояний си-
стемы А1—Si—Fe
лизующихся в форме пластин, и AlsSiFe, кристаллизующейся в
форме скелетообразной эвтектики (а + Al5SiFe). Следует отмен
в отношении обозначения
тройных фаз, так и в от-
ношении их формул и. хи-
мического состава до сих
пор еще нет. Это объяс-
няется тем, что, во-пер-
вых, указанные тройные
фазы могут кристаллизо-
ваться как непосредст^
венно из расплава, так И
перитектически, полнота
перитектической реакции]
зависит от скорости крих
сталлизации, во-вторых,
очень часто тройные сое-
динения являются тверды?
ми растворами. Методом
дифференциального трав-
ления реактивами может
быть установлено различие железосодержащих фаз как по фор-
ме кристаллизации, так и по влиянию их на механические свой-
ства сплавов (рис. 14 и 15).
В табл. 5 приведены соответствующие характеристики и обо-
значения фаз с указанием различных источников и авторов ис-
следований.
о

Рис. 14. Микроструктура сплава с 1,15°/о Мп,
О,9°/о Fe, остальное алюминий, после 100-час. ста-
билизации при ЗОО5. Х500
Рис. 15. Микроструктура сплава с 2°/о Si,
1,15°/о Мп, 0,9% Fe, остальное алюминий, после
100-час. стабилизации при 300°. Х500
Таблица 5
Характеристика и обозначение тройных фаз системы
Авторы и литературные источники Обозначения фаз Состав фаз Кристаллическа я решетка фаз Форма кристаллизации в сплавах [66] Типичная окраска в обыч- ном свете [66]
Фрагмен [66] Дикс и Хите (67] Филлипс и Варлей [68] Гвайег и Филлипс [69[ С = AlSiFe (приб- лизит.) Al20Si2FeB или Ali2Fe3Si a (Fe, Si) a (Fe, Si) 3 (Al, Si,Fe) 32,9% Fe, 5,57% Si, 52,4% Al, [66] 30% Fe, 8%Si, 62% Al, [67[ Кубическая а= 12,523 kX [66] Ромбические додекаэдры, эвтектика имеет вид иеро- глифов, схожих с эвтек- тикой а + AlFeSi Светло-серая
Фрагмен [66] Гвайер и Филлипс [69] Дикс и Хите [67] Филлипс и Варлей [68] Мондольфо [70] m - AlSiFe фаза <X> P (AlSiFe) p (AlSiFe) Al5SiFe 1) 27,4% Fe, 13,6% Si, 58,2% Al [66] 2) 27,2% Fe 13,5% Si 59,3% Al [66] 27% Fe, 15% Si, 58% Al [67] Моноклинная fll = о2 = 6 а3 = 41,4 kX [66] Псевдотетрагональные пластинки вытянутой фор- мы Бледно-серая 1 1
Фрагмен [66] Гвайер и Филлипс [69] Енике [71] Шрадер [72] /-AlSiFe S(AlSiFe) AhSijFe TlAhSiaFe) Тетрагональная 01 = 02 = 6 о3=9,46 kX [71] Пластинчатая форма. Кристаллы, сходные с пластинками фазы /п-AlSiFe, но первые обыч- но являются более тол- стыми Бледно-серая
Сплавы с высоким содержанием кремния
5Г
Термическая обработка двойных сплавов
Двойные сплавы типа силумин в промышленности применя-
ются только в литом состоянии. Это объясняется тем, что в
закаленном состоянии твердый раствор алюминия содержит
очень мало кремния, а выделяющиеся частички кремния из
твердого раствора быстро коагулируют. Этим и отличается по-
ведение фазы кремния от поведения фазы Mg2Si, растворимость
которых в алюминии при температуре закалки практически оди-
накова, а эффект термической обработки разный.
Г. Г. Уразов и И. Р. Нижерадзе [62] показали, что термиче-
ская обработка на упрочнение литых сплавов алюминия с содер-
жанием от 9 до 20% Si способствует некоторому снижению твер-
дости в модифицированном и повышению — в немодифицирован-
ном состоянии по сравнению с твердостью исходных литых спла-
вов. При этом пределы прочности и пропорциональности обра-
ботанных термически и литых сплавов практически одинако-
вы, хотя относительное удлинение выше у сплавов после терми-
ческой обработки.
В работе М. И. Захаровой [64] по исследованию упрочнения
сплавов алюминия с 1,5 и 2% Si (при термической обработке)
методом твердости с параллельным измерением параметра ре-
шетки твердых растворов показано, что распад твердого раство-
ра сплава с 2% Si проходит с такой же интенсивностью, как и у
сплава с 1,5% Si. Следовательно, присутствие кристаллов сво-
бодного кремния в закаленном сплаве существенно не сказывает-
ся на ускорении процесса распада твердого раствора. Установле-
но, что фактор пластической деформации вызывает ускорение
процесса распада твердого раствора. Показана особенно высо-
кая степень распада твердого раствора в деформированных
сплавах при температуре 218°. Это объясняется тем, что сплав в
деформированном состоянии обладает повышенным запасом
энергии, что способствует протеканию интенсивных диффузион-
ных процессов и при пониженных температурах (около 100°).
Особенно следует отметить тот факт, что отпуск деформирован-
ных сплавов алюминия с кремнием при температуре 280° в тече-
ние 8—10 сек. вызывает полный распад твердого раствора.
Методом электронномикроскопического исследования
Н. Н. Буйнов [72 а] также подтвердил, что пластическая дефор-
мация ускоряет распад твердого раствора сплавов с кремнием
главным образом за счет создания большого числа центров об-
разования второй фазы.
Н. Н. Буйнов и В. П. Савиных [29] установили, что 10%-ная
деформация закаленного сплава алюминия с 1,2% Si увеличи-
вает в 2—3 раза количество частиц кремния, выделяющихся из
твердого раствора при отпуске (210°).
4*
52
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
В диссертационной работе О. Н. Судиновой, выполненной под
руководством проф. И. И. Сидорина [73], также отмечается, что
кремниевая фаза образуется еще в процессе закалки сплава. Это
указывает на то, что процесс образования и коагуляции элемен-
тарных частиц кремния (равно и многих других металлов) про-
текает весьма быстро. Поэтому эффект термической обработки
таких сплавов довольно низкий. Кроме того, чем выше темпера-
тура старения или отпуска, тем быстрее идет процесс укрупне-
ния (сфероидизации) частичек кремния. Это способствует некото-
рому повышению пластичности сплавов с сохранением на срав-
нительно низком уровне пределов прочности и текучести, а так-
же твердости.
В табл. 6 приведены сравнительные данные механических
свойств сплавов в зависимости от режимов термической обра-
ботки при разном содержании кремния.
Таблица 6
Влияние термической обработки на механические свойства отдельно
отлитых в землю образцов двойных сплавов
Механические свойства образцов
Состояние сплавов
Литой немодифициро-
ванный..............
Литой модифицирован-
ный ....
Модифицированный,
термически обрабо-
танный (5 час , вы-
держка при 550°,
закалка в холодной
воде, старение при
150° в течение 5
час.)...............
То же, старение в те-
чение 10 час. . . .
То же, старение в те-
чение 20 час. . . .
То же, отпуск при
200° в течение
10 час..............
12—13 4—5 12—14 2—3 13—15 2—3
13—15 6—9 15—16 6—8 16—17 3—6
14—16 6—8 15—17 00 1 ю 17—18 5—8
15—16 4—5 16—17 3—5 17—18 3—5
15—17 3-5 16-18 3-5 17—19 3—5
11—12 8—10 11—13 7—9 12—14 6—8
14—16
17—18
18—20
18—20
18—21
13—15
1—2
3—6
4—6
3—5
3—5
6—8
В табл. 7 приведены результаты исследований влияния содер-
жания кремния на длительную твердость сплавов алюминия при
температуре 300°. Эти данные показывают, что макротвердость
Сплавы с высоким содержанием кремния
53
сплавав, содержащих до 4% Si, как при выдержке под нагруз-
кой 100 кг на шарик диаметром 10 мм в течение 30 сек., так и
при выдержке под той же нагрузкой в течение 60 мин. резко по-
вышается (почти на 40%), но общий уровень показателей дли-
тельной твердости остается сравнительно низким. При дальней-
шем повышении содержания кремния показатели длительной
твердости изменяются мало. Из этого можно сделать вывод, что
с увеличением содержания кремния эффект упрочнения спла-
вов на жаропрочность незначителен.
Таблица 7
Длительная твердость сплавов алюминия с кремнием
в закаленном и стабилизированном состояниях
(при 300° в течение 100 час.) в зависимости от
содержания кремния (нагрузка 100 кг, диаметр
шарика 10 мм)
(По данным И. Ф. Колобнева и Г. В Захаровой)
Содержание
Si, %
Длительная твердость, кг/мм*
в течение
30 сек. 60 мин.
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
11
5
6,5
9,61
9,8
10,0
10,1
10,2
10,2
10,2
10,2
10,3
10,3
4
5
6,6
6,8
7,0
7,5
7,8
8,0
8,2
8,3
8,7
8,7
Несколько иначе ведут себя сплавы алюминия с кремнием
при испытаниях на длительную прочность при растяжении. В
табл. 8 приведены результаты исследований на длительную
прочность методом растяжения до разрушения при температу-
рах 200 и 300°. Эти данные показывают, что при воздействии
нагрузки в 5 кг/мм2 при 200° и 3 кг/мм2 при 300° степень сопро-
тивляемости сплавов возрастает с увеличением содержания
кремния практически до 12%.
В этих условиях испытаний сплав АЛ2 имеет наибольшую
жаропрочность, но общий уровень жаропрочности этих сплавов
является довольно низким.
Полученные результаты исследования И. Ф. Колобнева и
Г. В. Захаровой указывают на то, что увеличение степени гетеро-
54
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
генности структуры сплавов алюминия с кремнием на жаропроч-
ность влияет незначительно.
По мере увеличения содержания кремния в твердом раство-
ре алюминия прочность сплава также изменяется незначительно
Таблица 8
Длительная прочность сплава АЛ2 при 300°
Состояние сплава Напряже- ние кг! мм* Время до разруше- ния, час.
Модифицированный 6 Разрушается при нагружении
5 0,5-3
4 10—30
3 80—120
2 200—250
Немодифицированный 6 1,5—3
5 5-10
4 30—50
3 100—150
2 250—350
(табл. 9). Это объясняется, очевидно, отрицательным влиянием
сильно гетерогенной структуры и малым изменением сил меж-
атомных связей и параметра кристаллической решетки твердого
раствора, хотя удельное электросопротивление изменяется до-
статочно заметно.
Таблица 9
Влияние содержания кремния в твердом алюминии на его свойства]
Свойства Содержание Si. % (вес.)
0,001 0, 25 0,50 0,75 1,00 1,25
Изменение параметра решетки твер- дого раствора алюминия, кХ [230] Изменение предела прочности спла- 4,0413 4,0408 4,0404 4,0400 4,0395 —*
вов на растяжение, кг/мм2 . . . Изменение удельного электросопро- 10 10 И 11 11,5 12
тивления сплавов, р. ом/см2 [229] 2,65 2,95 3,1 3,23 . 3,36 3,5
Табл. 10 показывает, что эффект от применения термической
обработки (закалки и отпуска) к двойным сплавам алюминия
с кремнием является незначительным. Это вполне согласуется
Сплавы с высоким содержанием кремния
55
с данными рентгеноструктурного анализа и других методов ис-
следования [73]. Но так как в технических сплавах типа АЛ2
могут содержаться примеси (медь, магний и др.), которые вы-
зывают повышение прочности и внутренние литейные напряже-
ния, то в этом случае рекомендуется применять режим стабили-
зации структуры (2—3-час. выдержка при температуре 250° с
последующим медленным охлаждением деталей на воздухе).
Из всех примесей или добавок в силумин наибольшее влия-
ние на эффект термической обработки оказывает магний. Чем
выше содержание кремния в сплавах и чем больше в них магния,
тем больше эффект термической обработки. Табл. 10 показывает,
что при увеличении пределов прочности и текучести пластичность
сплавов понижается.
Таблица 10
Влияние содержания магния на эффект термической обработки
алюминиевокремниевых сплавов (модифицированное состояние).
Закалка с 535°, отпуск при температуре 150° в течение 25 час.
Механические свойства образцов из сплавов
1 Содержат магния, % А1 + 7% Si А1 + 9% Si Al + 1 2% Si
% кг/мм* кг/мм* 6 % нв кг/ мм* Qb кг/мм* as кг/мм* 8 % нв кг/мм* кг/мм* кг/мм* б % нв кг/мм*
о,о 14 7 12 40 15 9 11 45 16 9 И 50
0,1 15 8 10 50 17 11 9 50 22 11 9 50
0,2 17 9 8 55 23 12 6 55 25 12 6 55
0,3 20 11 6 60 26 13 4 65 27 13 4 65
0,4 23 13 4 65 28 14 3 70 28 14 3 70
0,5 27 14 3 70 30 15 2 75 30 15 2 75
Приведенные в табл. 10 данные имеют несколько завышенные
значения. Это объясняется тем, что сплавы были приготовлены
из достаточно чистых исходных металлов с минимальным содер-
жанием железа (до 0,4%).
Сплавы системы А1 — Si — Mg (АЛ9)
Состав и свойства сплава АЛ9
Наиболее типичным тройным сплавом системы А1 — Si — Mg
является сплав АЛ9, содержащий 6—8% Si, 0,2—0,4% Mg и при-
месей не более: 0,6% Fe при литье в песчаную форму, 0,5% Мп,
0,2% Си, 0,3% Zn, остальное алюминий.
В промышленности сплав АЛ9 появился в середине тридца-
тых годов. Основное его назначение — литье тонкостенных и сло-
жных по конфигурации деталей, несущих по величине средние
56
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
нагрузки (детали карбюраторов, корпуса помп и различной
аппаратуры).
К преимуществам сплава АЛ9 следует отнести:
1) хорошие литейные свойства (высокая жидкотекучесть, не-
склонность к трещинообразованию, минимальная линейная усад-
ка), близкие к свойствам сплава АЛ2, позволяющие получать
тонкостенные, весьма сложной конфигурации отливки;
2) технология литья деталей менее сложна, чем технология
литья из сплава АЛ4: не требуется применения автоклава для
кристаллизации под давлением; модифицирование обычно при-
меняется с тройным модификатором, что является более эконо-
мичным (по сравнению с применением двойного модификатора, в
большинстве своем ныне применяемого для сплава АЛ2 и АЛ4),
поскольку применяемый для этой цели тройной модификатор не
требует большого перегрева жидкого металла;
3) сравнительно высокая прочность и хорошая пластичность.
К недостаткам сплава АЛ9 следует отнести:
1) сравнительно плохую обрабатываемость резанием. С уве-
личением содержания магния обрабатываемость резанием улуч-
шается, но при этом увеличивается степень охрупчивания сплава;
2) пониженную коррозионную стойкость в азотной кислоте;
3) очень низкую жаростойкость, поэтому он не может быть
рекомендован для работы при температуре выше 185°.
Фазовый состав сплавов системы
Для изучения фазовых превращений при термической обра-
ботке тройных сплавов типа силумин особый интерес представ-
ляет алюминиевый угол тройной диаграммы А1 — Si — Mg (рис.
16), разработанной Хансеном и М. Гейлер [74] и уточненной в
последующих работах Дикса, Келлера и Грехема [75], А. А.. Боч-
вара, К. В. Горева и А. М. Королькова [76], Филлипса [60] и др.
На рис. 17 показано, что псевдобинарный разрез А1 — Mg2Si
делит алюминиевый угол тройной диаграммы на две вторичные
системы: 1) А1 — Al3Mg2— Si с эвтектической точкой, соответст-
вующей составу 65,25% А1, 34% Mg и 0,75% Si (эвтектическая
кристаллизация при температуре 448° протекает по схеме Ж
[Al + Al3Mg2 + Si], и 2) Al —Mg2Si — Si. По данным Филлип-
са [60], состав эвтектической жесткости равен 82,06% А1,
12,97% Si и 4,97% Mg (эвтектическая кристаллизация при
температуре 550° протекает по схеме Ж^[А1 + Mg2Si 4- Si]. Во
всех этих случаях алюминий образует твердые растворы с маг-
нием и кремнием, растворимость которых возрастает с повыше-
нием температуры. При отпуске из закаленного состояния в стру-
ктуре сплавов типа АЛ9 обнаруживаются ультрадисперсные ча-
стицы фазы Mg2Si.
Рис. 16. Проекция поверхностей ликвидуса
и солидуса системы
Рис. 17. Диаграмма состояния
А1—Mg2Si (по Диксу, Коллеру и др.)
58
Термическая обработка литеичых алюминиевых сплавов
Такой характер образования фазы Mg2Si оказывает весьма
сильное влияние на изменение механических и других свойств
сплавов.
Сплав АЛ9 технической чистоты всегда содержит примесь же-
леза, которое с алюминием и кремнием образует фазу типа
Al4Si2Fe и фазу, содержащую магний, например фазу П (Al8Si6
Mg3Fe).
В отношении изучения влияния магния и кремния на эффект
термической обработки сплавов алюминия с магнием большой
интерес представляют работы А. А. Бочвара, К. В. Горева и А. М.
Королькова [76], Г. Г. Уразова и Т. Е. Шушпановой [77], С. М.
Воронова [78], В. Г. Кузнецова и Е. С. Макарова [79], Т. К. Ба-
даевой [80] и Н. Н. Белоусова [81].
Термическая обработка сплава АЛ9
Сплав АЛ9 имеет повышенную восприимчивость к термичес-
кой обработке на упрочнение и поэтому в промышленности при-
меняется в двух состояниях: в закаленном и в закаленном и со
старенном по режиму Т5.
В соответствии с диаграммой состояния наиболее подходя-
щей температурой закалки для сплава АЛ9 является 535°, так
как температура плавления эвтектики а + Si + Mg2Si составляет
550°.
В работах Н. Н. Белоусова [81] указывается, что при темпера-
туре закалки скорость растворения фазы Mg2Si очень большая
и в течение 30 мин. фаза полностью переходит в твердый раствор,
поэтому весь цикл режима закалки можно свести к 2 час., т. е.
сократить в несколько раз, по сравнению с существующими ре
жимами закалки.
По данным заводской практики, время выдержки не должно
быть меньше 2 час. и вполне достаточно 6 час., если отливки име-
ют крупнокристаллическую структуру.
Закалку простых деталей рекомендуется производить в холод-
ную воду, а весьма сложной конфигурации — в подогретую до
90—100° воду.
Для отпуска деталей из сплава АЛ9 наиболее часто применя-
ют нагрев до температуры 150—160° с последующей выдержкой
в течение 3—5 час. Этот режим обеспечивает получение опти-
мальной прочности при вполне удовлетворительной пластичности
деталей. Дальнейшее повышение температуры, отпуска (170—
180°) или увеличение времени выдержки ведет к повышению
прочности и значительному снижению пластичности, тогда как
отпуск при температурах 200—250° с выдержкой 3—5 час. обес-
печивает максимальную пластичность деталей за счет некоторого
снижения прочности.
Сплавы с высоким содержанием кремния
59
Рис. 18. Механические свойства сплава АЛ9
после различных .режимов термической об-
работки:
/ — изотермическая закалка; 2 — отпуск 3 час.;
3 — отпуск 6 час.
свойства
АЛ9, после раз-
режимов терми-
обработки. Эти
заимствованы из
И. Ф. Колобнева
Лотаревой [109]
Когда по условиям работы деталей требуется повышенная пла-
стичность, отливки из сплава АЛ9 могут быть подвергнуты высо-
котемпературному отпуску (при температуре 225—250° в течение
2—4 час.). Такой режим термической обработки позволит, во-
первых, в значительной мере стабилизировать структуру и, во-
вторых, несколько повы-
сить пластичность от-
ливки за счет сферои-
дизации частичек крем-
ния. При этом могут не-
сколько снизиться проч-
ностные характеристики
сплава АЛ9.
На рис. 18 приведены
механические
сплава
личных
ческой
данные
работы
и О. Б.
Процессы упрочнения
и разупрочнения сплавов
системы А1 — Si — Mg
были изучены многими
исследователями. Напри-
мер, В. Г. Кузнецов и
Е. С. Макаров [79], Гейс-
лер и Хилл [82], Ю. А.
Багаряцкий [83], Ламбот и
Гинье [84], Ламбот [85,
86] при помощи метода
рентгеноструктурного ана-
лиза провели подробное исследование процесса старения спла-
вов алюминия с кремнием и магнием.
Из анализа полученных данных указанных выше авторов мо-
жно сделать следующее заключение, что процессы распада твер-
дого раствора магния и кремния в алюминии протекают по сле-
дующей схеме:
1. Сначала в кристаллической решетке твердого раствора по-
являются ЗГП1, т. е. идет перегруппировка атомов в направле-
нии сближения атомов кремния и магния для образования про-
межуточной фазы р'.
1 В дальнейшем зоны Гинье — Престона для краткости будем обозна-
чать — згп.
60
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
Эти процессы могут в меньшей мере протекать при комнатной
температуре и достаточно интенсивно при повышенных. Такая
перегруппировка атомов в твердом растворе сопровождается ис-
кажением его кристаллической решетки, что является причиной
упрочнения сплавов.
2. Затем образуются одномерные и двухмерные зародыши
промежуточной фазы 0', которая имеет гексагональную
решетку.
Следует заметить, что многими авторами признается, что фа-
за pz когерентно не связана с решеткой матрицы. Однако нет до-
статочно убедительных экспериментальных данных о структуре и
составе фазы 0Z, что затрудняет установление последовательнос-
ти формирования структуры стабильной фазы Mg2Si. Считается,
что образование фазы 0' является основной причиной упрочне-
ния сплавов системы А1 — Si — Mg.
3. Образуется стабильная фаза |3-Mg2Si, имеющая гексаго-
нальную решетку. Однако Фрагмен [66] считает, что фаза Mg2Si
имеет кубическую кристаллическую решетку с параметром а =
= 6,391 кХ. При распаде твердого раствора фаза Mg2Si образует-
ся медленно при пониженных температурах старения, но при
185—220° — в течение нескольких часов, а при 300° — в течение
30 мин.
Многие исследователи [6, 78] считают, что максимальный эф-
фект от термической обработки тройных сплавов достигается
при содержании в них около 2 % фазы Mg2Si. При этом отмечает-
ся, что предельная растворимость Mg2Si в алюминии при темпе-
ратуре закалки 540° составляет 1,2—1,3%. Эффект старения
тройных сплавов уже наблюдается при содержании в сплаве
0,2% Mg2Si. С увеличением количества Mg2Si, растворяющегося
в алюминии, повышаются твердость и пределы прочности и теку-
чести, тогда как значение относительного удлинения снижается.
Некоторыми авторами, в частности И. И. Сидориным и О. Н.
Судиновой [73] установлено, что процесс старения тройных спла-
вов системы А1 — Si — Mg протекает в несколько стадий. Сна-
чала из твердого раствора выделяется кремний, а затем Mg2Si.
При этом выделение из твердого раствора кремния сопровожда-
ется незначительным повышением эффекта старения, тогда как
при образовании и выделении фазы Mg2Si достигается весьма
большое повышение прочностных характеристик с понижением
относительного удлинения. Максимальный эффект старения до-
стигается при температуре 150° с выдержкой не менее 25 час.
Весьма высокий эффект старения также может быть получен при
повышенных температурах старения (175—185°) и сокращенном
времени выдержки (3—5 час.).
Выделяющиеся частички фазы Mg2Si имеют чрезвычайно ма-
лые размеры. Поэтому при небольших увеличениях под микрос-
Сплавы с высоким содержанием кремния
61
копом их трудно обнаружить. При помощи электронного микрос-
копа наблюдали образование частичек фазы Mg2Si в процессе
5,5-час. отпуска при температуре 200°. Эти образования представ-
ляют собой пластиночки (на шлифе они видны в виде палочек),
ориентированные параллельно осям куба. Размер частиц фазы
Mg2Si, образующихся при отпуске 200—300°, колеблется от не-
скольких сот ангстремов до 0,5 мк, а поперечные их размеры со-
ставляют 50—300 А.
Известно, что отпуск оказывает решающее влияние на полу-
чение не только нужных механических и других свойств, но и на
величину остаточных напряжений.
Исследованиями И. Ф. Колобнева и О. Б. Лотаревой [109] по-
казано, что отпуск при температуре 150—175° в течение 6 час.
обеспечивает сплаву АЛ9 не только хорошие механические свой-
ства, но и сравнительно невысокие остаточные напряжения, что
может вызывать минимальное коробление деталей. Однако от-
пуск при температуре 185° в течение 6 час. обеспечивает еще
меньшие остаточные напряжения.
В табл. 11 приведены данные о влиянии термической обра-
ботки на механические свойства сплава АЛ9.
На рис. 19 показано влияние различных условий термической
обработки на величину деформации колец из сплава АЛ9.
На рис. 20, а приведена микроструктура литого сплава АЛ9,
характеризующаяся дендритами a-твердого раствора, окружен-
ными двойной эвтектикой (а + Si), а также сравнительно круп-
ными кристаллами кремния. На рис. 20, в дана микроструктура
сплава АЛ9 после термической обработки по режиму Т5, содер-
жащая более крупные зерна a-твердого раствора и кристаллы
кремния, расположенные в более компактной (округлой) форме,
чем это бывает в литом состоянии. На рис. 20, г, д, приведены
микроструктуры, характеризующие пережог сплава АЛ9. Они от-
личаются от предыдущих тем, что зерна твердого ратвора, име-
ющие значительно большие размеры, окружены мелкозернис-
той эвтектикой (а + Si). При этом основное количество кремния
находится в двойной эвтектике.
В заключение следует отметить, что при термической обра-
ботке по режиму Т5 в сплаве АЛ9 образуются частицы фазы
Mg2Si в ультрадисперсной форме, поэтому обнаружить их под
микроскопом при увеличении до 500. раз не всегда удается.
Двойной сплав алюминия с 7% Si при температуре 300° за
100 час. имеет предел длительной прочности оюэ ~ 1,5 кг/мм2.
тогда' как тот же сплав с добавкой 0,35% магния имеет аюо «
2, 5 кг/мм2. Это объясняется тем, что в последнем случае ско-
рость распада твердого раствора значительно ниже, чем в двой-
ном сплаве. Кроме того, тройной сплав более длительно сохра-
62
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
Таблица 11
Влияние термической обработки на механические свойства сплава АЛ9
в зависимости от изменения его химического состава
Химический состав, % (остальное Состояние сплава Механические свойства
а люминий)
Si | Mg Fe % кг/жж2 % нв кг/мм*
6,6 0,1 0,30 Литой 15 8 42
6,6 0,1 0,30 Термически обработанный 16 7 45
6,6 0,27 0,3 Литой 16 7 58
6,6 0,27 0,3 Термически обработанный 24 6 76
6,8 0,11 0,43 Литой 16 10 42
0,8 0,11 0,43 Термически обработанный 17 8 45
6,8 0,24 0,24 Литой 16 6 60
6,8 0,24 0,24 Термически обработанный 23 5 75
7,0 0,11 0,34 Литой 16 10 42
7,0 0,11 0,34 Термически обработанный 17 8 44
6,9 0,19 0,34 Литой 16 9 42
6,6 0,19 0,36 Термически обработанный 20 7 65
7,0 0,27 0,31 Литой 18 7 62
7,0 0,27 0,31 Термически обработанный 24 5 78
7,0 0,3 0,31 Литой 17 6 45
7,0 0,3 0,31 Термически обработанный 26 5 78
6,9 0,3 0,17 То же 24 5 75
7,0 0,29 0,35 » » 25 5 78
7,0 0,3 0,54 » » 27 2,0 90
7,16 0,3 0,67 » » . | 28 2,0 9,5
7,0 0,3 0,85 » » . ] 28 1,5 100
7,8 0,30 0,26 Литой 18 8 55
7,8 0,30 0,26 Термически обработанный . 1 26 5 78
няет ультрадисперсные частицы продуктов распада твердого
раствора, чем двойной сплав.
В табл. 12 приведены данные длительной прочности Сплава
АЛ9 при температуре 300°.
Исследования показывают, что гомогенизация при температу-
ре 300° способствует снижению показателей длительной прочно-
сти до 30%. Данные табл. 12 свидетельствуют о том, что дли-
тельная прочность сплава АЛ9 очень близка к длительной проч-
ности сплава АЛ2. Следовательно, сплав АЛ9 может быть реко-
мендован для литья (в песчаные формы, в кокиль и под давле-
нием) тонкостенных деталей весьма сложных по форме, которые
могут работать в условиях повышенных давлений газа или жид-
кости при пониженных температурах.
Ниже приводится пример влияния режимов термической об-
работки деталей из сплава АЛ9 на их свойства.
Сплавы с высоким содержанием кремния
63
Таблица 12
Длительная прочность сплава АЛ9 при 300°
Состояние сплава
Напряжение
кг/мм*
Время до разрушения, час.
Модифицированный
Разрушается при нагру -
жении
5—15
65—90
150—200
Нем одифицированный
5
4
3
2
Разрушается при нагру-
жении
25—40
75—110
200—250
Рис. 19. Влияние температуры при отпуске в течение 3 час.
на деформацию колец сплава АЛ9
Корпуса топливной аппаратуры из сплава АЛ9 требуют по-
вышенной частоты обработки поверхностей, высокой герметично-

5 И. Ф. Колобнев
Рис. 20. Микроструктуры сплава АЛ9:
л - в литом состоянии Х100; б —в модифицированном состоянии.X100: в — после термической обработки. X100; г — пережог. ХЮ0;
d — пережог. Х500; е —пережог (пузыри). XI
66
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
сти, особенно в местах сочленений тела корпусов со стальными
втулками, и стабильности размеров в процессе монтажа и экс-
плуатации агрегата.
Удовлетворение этих требований в производственных усло-
виях встречает большие затруднения. Для получения максималь-
ной чистоты обработки деталей требуется применить такой ре-
жим термической обработки, который обеспечил бы максималь-
ную твердость. Этому требованию вполне удовлетворяет режим
Т5, т. е. закалка и старение при температурах 160—180° в течение
соответственно 5—2 час. Такой режим обеспечивает, во-первых,
наиболее высокую твердость, во-вторых, более равномерное рас-
пределение продуктов распада твердого раствора1. Все это поз-
воляет технологам-механикам получать детали с хорошей чисто-
той поверхности. Чем выше температура старения, тем нерав-
номернее распределяются частички вторых фаз и тем крупнее их
размеры, что резко ухудшает обрабатываемость детали резани-
ем. В этом случае происходит понижение твердости и прочности
детали с одновременным увеличением ее пластичности.
Следовательно, с точки зрения требований механиков необ-
ходимо применить низкотемпературный режим старения. При
этом время выдержки при температурах 160—175° не должно
быть длительным, так как с получением максимальной твердости
детали будут иметь пониженную пластичность, что может весь-
ма отрицательно сказаться на их эксплуатации. Но для запрес-
совки стальных втулок, во-первых, требуется нагрев деталей
до 190—200°, во-вторых, перед запрессовкой втулки нужна вы-
держка в камере с низкой температурой (около минус 60° и ни-
же, что обеспечивает хорошую запрессовку втулки). Такой режим
запрессовки вызывает объемные изменения (в силу дополнитель-
ных процессов упрочнения и разупрочнения), что не допускает-
ся техническими условиями на соответствующие детали (обра-
зуются зазоры между стенками корпуса и втулкой, резко сни-
жающие герметичность корпуса).
Для удовлетворения указанных трех требований необходимо,
во-первых, применить более высокотемпературный режим отпус-
ка, который обеспечил бы удовлетворительную обрабатываемость
резанием и более стабильную структуру, а следовательно, и раз-
меры детали, причем понижение прочности не должно быть боль-
шим, во-вторых, резко понизить температуру в камере (ниже
—60°), где выдерживаются стальные втулки перед запрессов-
кой, чтобы обеспечить наибольшую разницу в коэффициентах
термического расширения корпуса и втулки в момент их сочле-
1 Этому же способствует и применение модифицирования не только при
литье в землю, но и в кокиль, чтобы добиться более равномерного распределе-
ния частичек кремния в объеме сплава.
Сплавы с высоким содержанием кремния 67
нения. Операцию запрессовки необходимо проводить как можно
быстрее, чтобы лучше осуществить запрессовку втулки.
Сплавы системы А1 — Si — Mg — Мп (АЛ4)
Состав и свойства сплава АЛ4
Сплав АЛ4 содержит 8—10,5% Si, 0,17—0,3% Mg, 0,25—0,5%
Мп и примесей не более 0,6% Fe, 0,3% Си, 0,3% Zn, остальное
алюминий. Следовательно, по химическому составу он отличает-
ся от сплава АЛ9 лишь несколько повышенным содержанием
кремния, уменьшенным количеством магния и присутствием
марганца.
Сплав АЛ4 обладает наиболее высокой прочностью (сгд=24ч-
28 кг/мм2 при б = З-т-7%) по сравнению со всеми сплавами типа
силумин и сравнительно хорошими литейными свойствами. Проч-
ность сплава АЛ4 может быть значительно повышена увеличени-
ем содержания магния до 0,25—0,3% при резком уменьшении
содержания железа (до 0,2%).
Сплав АЛ4 нашел наиболее широкое применение в области
литья самых сложных и крупных деталей, несущих большие на-
грузки (блоки головок цилиндров, картеры и другие наиболее
ответственные детали моторов жидкостного охлаждения).
Высокая прочность сплава АЛ4 достигается закалкой с 535°
и искусственным старением при 185° в течение 15 час. Основным
упрочнителем сплава АЛ4 является фаза Mg^Si. Некоторое уп-
рочнение также сообщает и марганец благодаря разности в раст-
воримости при температуре закалки (около 0,5%) и при комнат-
ной (0,15%). Упрочняющее влияние марганца тем выше, чем
меньше содержится железа в сплаве.
Присадка марганца оказывает особо благоприятное дейст-
вие на повышение пластичности сплава, а при содержании желе-
за не более 0,2% — и на повышение прочности.
Технология литья сплава АЛ4 более сложна, чем технология
литья сплава АЛ9. Для получения отливок из сплава АЛ4 высо-
кого качества рекомендуется обязательно применять операции
рафинирования хлористыми солями или хлором, модифицирова-
ние и кристаллизацию под давлением (5—6 ат). Это объясняется
тем, что сплав АЛ4 имеет повышенную чувствительность к газо-
насыщению и образованию пористости в отливках.
Содержание кремния на верхнем пределе способствует повы-
шению механических свойств и улучшению технологических ха-
рактеристик сплава АЛ4. Для уменьшения концентрированной
усадки и пористости рекомендуется шихтовать кремний ближе к
нижнему пределу, указанному в технических условиях.
Для обеспечения максимального эффекта термической обра-
ботки, а также сохранения оптимальных соотношений между
5*
68 Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
прочностью и пластичностью рекомендуется в сплаве АЛ4 со-
держание магния иметь 0,20—0,25%. При содержании магния
меньше 0,2% сплав будет иметь меньшую склонность к образо-
ванию пористости, пониженный предел прочности (около 23—
24 кг/мм2), но максимальную пластичность (6 — 7%). При боль-
шем содержании магния сплав будет обладать повышенной проч-
ностью и пониженной пластичностью.
Примесь железа неблагоприятно влияет на эффект термиче-
ской обработки: весьма резко снижает пластичность сплава.
Примесь железа влияет таким образом не только на сплав АЛ4.
но и на другие сплавы типа силумин; это объясняется тем, что
железо участвует в образовании тех или других .сложных фаз,
грубое строение которых вредно сказывается на пластических
свойствах сплавов. В сплаве АЛ4, равно как и в других сплавах
типа силумин, железосодержащие фазы (Al3Fe, Al4Si2Fe и др.)
в большинстве своем кристаллизуются в виде крупных частиц
пластинчатой формы. Поэтому чем выше содержание железа в
сплаве, тем резче снижается его пластичность. Так, например,
если сплав АЛ4 содержит железа всего 0,4%, то относительное
удлинение этого сплава составляет 4—10%. При возрастании
содержания железа на 0,2% (т. е. до 0,6%) относительное удли-
нение сплава АЛ4 падает в два раза и составляет всего 2—4%.
При дальнейшем повышении содержания железа до 0,8% отно-
сительное удлинение сплава будет составлять всего лишь 1—2%-
Для уменьшения вредного влияния железа к сплаву АЛ4 до-
бавляют так называемые компенсаторы. В качестве таких ком-
пенсаторов могут быть применены металлы: кобальт, марганец,
ванадий, никель, хром и другие. Эти добавки способствуют кри-
сталлизации железосоставляющей фазы в более компактной
форме. Так, например, добавка хрома придает ее строению вид,
напоминающий листки папертника. Кобальт, никель и ванадий
большей частью способствуют образованию сложных составляю-
щих в виде довольно мелких, тонких пластин, тогда как марган-
цовистая составляющая имеет строение, напоминающее по фор-
ме краба (рис. 21), что благоприятно сказывается на повыше-
нии пластичности сплава.
Эти добавки также способствуют некоторому повышению
прочности сплава АЛ4 и повышению его жаропрочности. Дей-
ствие указанных добавок более резко проявляется на термиче-
ски обработанных сплавах, чем на сплавах в литом состоянии.
Следует заметить, что в качестве компенсатора вредного вли-
яния железа марганец заслуженно имеет наибольшее примене-
ние как металл, легко вводимый в алюминиевые сплавы и имею-
щий неограниченные сырьевые возможности.
! Для уменьшения вредного влияния железа П. И. Баранов ре-
комендовал к сплаву АЛ4 добавлять бериллий.. Бериллий овя-
Рис. 21. Микроструктуры сплава АЛ4:
а— 0.2% Мп; б — 0.3% Мп; в—0.4% Мп; г—0.5% Мп; — 0.6% Мп; е - 0.7% Мо
70
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
зывает железо в металлическое соединение, имеющее компактное
строение (рис. 22) и обеспечивающее повышенную пластичность
сплава. Добавка бериллия также повышает прочность сплава.
В настоящее время бериллий является весьма дорогим метал-
лом, поэтому этот метод обезвреживания сплавов от действия
железа и их упрочнения в ближайшем будущем может найти
ограниченное применение.
Весьма вредное влияние как на сплав АЛ9, так и на сплав
АЛ4 оказывают такие примеси, как натрий, калий, литий, каль-
ций, о которых уже говорилось выше.
Рис. 22. Микроструктуры сплава АЛ4:
а -2% Fe; 6 — 2% Fe и 0.38»/e Be
При термической обработке особенно вредно сказывается
присутствие легкоплавких примесей, а также тех примесей, кото
рые образуют легкоплавкие эвтектики. Так, например, олово с
алюминием каких-либо соединений не образует и в твердом алю
минии практически не растворимо, но зато дает эвтектику, содер-
жащую около 99% олова, с температурой плавления 227°. Нали-
чие подобной эвтектики чрезвычайно вредно влияет на эффект
термической обработки алюминиевых сплавов, способствуя об-
разованию пережога и хрупкости сплава (рис. 23).
В работе Е. М. Нотки-на было показано местное скопление
низкоплавкой эвтектики (нитеобразной формы), залегающей по
границам зерен «-твердого раствора и содержащей всего около
1 % Sn, а остальное алюминий. Следует заметить, что если сплав
содержит олово как примесь всего несколько сотых долей про-
цента, то при благоприятных условиях кристаллизации в массив-
ных местах отливок могут образоваться скопления эвтектики
(а + Si с температурой плавления 227°), которые при нагреве
под закалку будут способствовать образованию пережога.
Сплав АЛ4 не следует рекомендовать для изготовления дета-
лей, работающих при температурах выше 200°, так как он скло-
Сплавы с высоким содержанием кремния
71
нен к резкому разупрочнению при этих температурах. Это объя-
сняется тем, что при повышенных температурах твердый раствор
алюминия весьма быстро разупрочняется, а частички кремния
проявляют склонность к коагуляции и сфероидизации, т. е. име-
ется действие растворно-осадительного механизма, который и
обусловливает понижение жаропрочности сплава.
С целью повышения жаропрочности сплава АЛ4 были про-
ведены работы рядом исследователей: И. Ф. Колобневым с
М. Б. Альтманом, затем Е. М. Ноткиным, Т. А. Ивашиным и дру-
гими. Результаты этих исследований .приводятся ниже.
Рис. 23. Микроструктуры
сплава АЛ4 с 0,012% Sn:
/ — эвтектика « + Sn; 2 — эв-
тектика а + Si
Фазовый состав сплава АЛ4
Исследованиями Фрагмена [66], Филлипса [87] и других ус-
тановлено, что в четверной системе А1 — Si — Mg — Мп четвер-
ной фазы в сплавах нет. Однако в техническом сплаве АЛ4 со-
держится примесь железа. В этих случаях железо всегда участ-
вует в образовании сложного металлического соединения
AlSiFeMn, формула которого до сих пор продолжает оставаться
неизвестной^ По этому вопросу авторы имеют различное мнение.
Также у авторов нет единого мнения и в отношении формулы
тройного соединения AlSiMn.
72
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
Расхождения мнений различных авторов в отношении соста-
ва и структуры указанных фаз, очевидно, относятся не столько
к неточности экспериментов, сколько к тому, что соединения ти-
па AlSiMn, AlSiFe, AlMnFeSi и другие являются в большинстве
своем сложными твердыми растворами, содержащими в раство-
ренном состоянии разные количества марганца, кремния, желе-
за и других элементов. Этим, очевидно, и можно объяснить труд-
ности в точном определении состава четверных фаз типа
AlSiMnFe.
Поскольку растворимость в твердом алюминии тяжелых до-
бавок (кобальта, хрома, никеля, марганца и ванадия) ничтожно
мала, а их присутствие в сплаве улучшает кристаллическое
строение железосодержащей фазы, то эти добавки на эффект
термической обработки сплава типа АЛ4 существенного влияния
не оказывают. Такой вывод подтверждается результатами ра-
боты Е. М. Ноткина.
Таким образом, фазовый состав сплава будет: a, Si, Mg2Si и
AlSiMnFe. При нагреве под закалку фаза полностью переходит в
твердый раствор.
Термическая обработка сплава АЛ4
Сплав АЛ4 содержит те же упрочнители, что и сплав АЛ9,
поэтому его восприимчивость к термической обработке на упроч-
нение практически такая же, как и у сплава АЛ9. Сплав АЛ4
имеет такую же тройную эвтектику «+Mg2Si + Si с температурой
плавления 550°. Однако в этом сплаве присутствуют в качестве
присадки марганец и примеси — железо, значит, может образо-
ваться более сложная эвтектика: a + Mg2Si + Si + a[AlFeMnSi]
с пониженной температурой плавления, которая содержит
13% Si, 5% Mg и около 1% Мп + Fe. Поэтому температуру на-
грева сплава АЛ4 под закалку следует ограничить пределом
530 + 5°. Для полноты растворения легирующих элементов в
твердом растворе необходимо иметь достаточную выдержку при
температуре закалки.
Работы Н. Н. Белоусова [81] и данные заводской практики
показали, что 2—5-час. выдержка при температуре закалки яв-
ляется вполне достаточной, чтобы получить высокие механичес-
кие свойства для сплава АЛ4 в закаленном состоянии. При тер-
мической обработке отливок с мелкозернистой структурой (по-
лученных методом литья в кокиль или под давлением) время вы-
держки может быть значительно уменьшено, а в случае крупно-
зернистой структуры — соответственно увеличено.
В табл. 13 приведены данные о влиянии различных режимов
термической обработки на механические свойства сплава АЛ4.
Данные табл. 13 позволяют сделать некоторые важные вы-
воды. Во-первых, сплав АЛ4 без специальных добавок менее
и T аблица 13
Влня»И' времени 0ТПУска/а механические свойства отдельно отлитых образцов из сплава АЛ 4
( до авок и с добавками). Режим закалки: 5-час. выдержка при температуре 530°
закалка в воду, нагретую до 60—90° ’
Состояние образца АЛ4 без добавки АЛ 4 с 0,5% Со АЛ4 с 0,5% Сг АЛ4 с 0,5% V АЛ4 с 0,5% N1
5- '°' нв кг/мм1 1 5. % гН-н/гу вн * а? 1 з, % вн с. % "в кг / мм.2 % з, % Л
Литой Закаленный Закаленный и соста- 18 21 4,5 9 52 57 20 22 6 8, С 53 57 19 22 5 7 50 55 20 22 5 7 57 55 18 20 3 5 55 55
ренный при 150° в течение 5 час. . . Закаленный и соста- 25 4 72 26 6,5 65 24 5 65 24 5 65 24 2,5 65
ренный при 150° в течение 10 час. . . 25,5 3 80 27 6 80 24,5 3,5 67 25 4 67 25 2 77
Закаленный и соста-
ренный при 150° в течение 15 час. . . 26 2 82 27 4 80 27 3 75 26 3 75 26 2 80
Закаленный и соста-
ренный при 150° в течение 20 час. . . 26 2 83 28 4 85 27 3 80 27 3 80 26 1,5 82
Закаленный и соста-
ренный при 150° в течение 25 час. . . 26 2,0 82 29 4 85 27 2 80 27 2 80 26 1 85
Закаленный и соста-
ренный при 150° в течение 30 час. . . 27 1,8 87 28 4 85 27 2 84 27 2 84 2 1 90
Закаленный и соста-
ренный при 175° в течение 15 час. . . 27 2 85 28 4 85
*
АЛ4 с
0,5% Мп
кг/мм2
21 22 7,5 8 47 57
25 7 60
26,0 7 70
26,5 7 73
27 4 75
27 4 80
27 4 80
27 4 80
74
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
пластичен, чем тот же сплав, содержащий кобальт,’хром, вана-
дий или марганец. Это объясняется тем, что исходный сплав со-
держит до 0,6% Ре. Оказалось, что уже такого количества же-
леза достаточно, чтобы вызвать значительное снижение относи-
тельного удлинения сплава АЛ4. Влияние железа на механичес-
кие свойства сплава АЛ4 показано на рис. 24.
Рис. 24. Изменение механических свойств спла-
ва АЛ4 в зависимости от содержания железа:
-------------- после термической обработки;
—-----в литом состоянии
Во-вторых, на снижение степени вредного влияния железа
наилучшее действие оказывают кобальт и марганец и меньшее—
никель. Но кобальт более дорог и дефицитен, чем марганец, по-
этому в стандартном сплаве АЛ4 предусматривается содержа-
ние марганца до 0,5%. Большее содержание марганца является
нежелательным, так как это вызывает ухудшение пластичности
сплава.
Сплавы с высоким содержанием кремния
75
Рис. 25. Механические свойства спла-
ва АЛ4 после различных режимов
термической обработки:
/ — изотермическая закалка; 2— отпуск
3 час.; 3 — отпуск 6 час.
[73, 88]. Ими установлено, что ха-
В-третьих, табл. 13 показывает, что режим отпуска при тем-
пературе 150° в течение 20—30 час. обеспечивает сплаву АЛ4 хо-
рошую прочность и пластичность, но режим отпуска при темпе-
ратуре 175° в течение 5—15 час. наиболее приемлем, поэтому по-
следний нашел применение почти на всех отечественных заводах.
В случае мелкокристал-
лической структуры отливок
(полученных методом литья
в кокиль или центробежным)
время старения может быть
уменьшено до 5 час.
На рис. 25 приведены
данные И. Ф. Колобнева и
О. Б. Лотаревой [109] о влия-
нии различных режимов
термической обработки на
механические свойства
сплава АЛ4. Данные харак-
теризуют картину, приве-
денную на рис. 18 для сплава
АЛ9. Это объясняется тем,
что оба сплава (АЛ4 и АЛ9)
имеют небольшую разницу
в количествах одного и то-
го же упрочнителя фазы
Mg2Si.
Большой интерес пред-
ставляют исследования
влияния режимов термиче-
ской обработки на различ-
ные свойства сплава типа
АЛ4, проведенные И. И. Си-
дориным и его сотрудниками
рактер распада твердого раствора в процессе искусственного
старения сплава АЛ4 после закалки, осуществленной обычным
методом, значительно отличается от характера распада того же
твердого раствора при изотермическом режиме обработки. В
первом случае изменение твердости и прочности происходит
плавно, давая на кривых лишь один максимум, тогда как при
изотермической обработке все кривые (за исключением кривых
сплава без магния) имеют 2 максимума (табл. 14 и рис. 26).
По объяснению авторов, появление на кривых первого мак-
симума связано с процессом выделения элементарной фазы
кремния, а второй максимум характеризует процесс образова-
ния второй фазы Mg2Si.
На кривых электросопротивления указанных двух максиму-
Изменение значений прочности, относительного удлинения, макротвердости (по Бринелю) и
микротвердости твердого раствора образцов из сплава АЛ4 (отлитых в землю)
в зависимости от времени старения [73]
Таблица 14
Обозначение механических свойств Вид термической обработки Время старения, часы
0 0,5 1 2 3 3,5 4 5 6 8 10 12 18 24
<5Ь , ка/.яж2 Обычная терми- ческая Изотермическая 15,5 20,3 21,3 22,4 23,6 25,3 24,7 26,1 22,4 25,9 20,0 26,5 21,3 26,6 24,1 26,4 25,4 26,0 25,1 26,2 26,0 26,3 25,2 25,2 24,5 24,5 23,2
&. % Обычная’терми- ческая Изотермическая 1 1,5 1,73 1,7 2,1 2,0 2,3 1,9 2,3 1,9 2,3 2,0 2,5 2,2 2,3 2,6 2,3 — 2,5 2,1 2,0 1,5 1,8 1,3
Яд , кг/мм2 Обычная терми- ческая Изотермическая 49,6 61,7 58,5 67,8 67,4 75 78 78,4 72,4 80,5 68,9 83,3 71,3 87,2 79,3 89,5 80,1 90,8 82,5 89,4 83,4 90,6 81,8 87,3 80,4 82,3 75,8
Нр. , кг!мм2 0=10 мм Обычная терми- ческая Изотермическая 37,4 48 52 56,6 59,4 65,4 70,2 70,6 65,4 76,8 52,1 79,3 61,7 78,2 71,0 82,5 69,2 81,2 74,6 83 72,2 82,2 74,4 81,1 73,6 75,4 70,1
Нр. , кг; мм2, 0=10 мм. Образец, от- ли 1ЫЙ в ме- таллическую форму (№ 4) Обычная терми- ческая Изотермическая 46,7 51,1 49,8 77,3 90,8 86,2 106,4 94,3 101,2 97,1 91,4 104,1 83,3 111,6 ж98,9 — 120 114,4 117,5 112,3 — 108,5 104,8 101,1 94,1
Сплавы с высоким содержанием кремния
77
мов не видно. В табл. 15 показано, что характер изменения элек-
тросопротивления образцов сплавов типа АЛ4 в зависимости от
времени их старения как при обычном методе термической обра-
ботки, так и при изотермическом (совмещение операции закалки
и старения в селитровой ванне при температуре 185°) практи-
чески одинаков. Причем во втором случае величина электросо-
Рис. 26. Изменение твердости (Н$) микротвердости (Ни) образцов, от-
литых в металлические и песчаные формы, и предела прочности сплава АЛ4
в зависимости от времени старения при 185°:
1—НВ’ обычная закалка; 2— Н^, обычная закалка, образец отлит в металлическую
форму; 3-Н^, изотермическая закалка; 4 — изотермическая закалка, образен отлит
в металлическую форму; о— 1 ^обычная закалка, образец отлит в песчаную форму;
изотермическая закалка, образец отлит в песчаную форму; 7 — о^, обы <ная
закалка; 8 — , изотермическая закалка
противления значительно выше, чем в первом случае. Максимум
на кривых в интервале 3—4 час. старения, очевидно, характери-
зует период интенсивной подготовки процессов образования вто-
рых фаз, т. е. массовое нарушение правильного строения крис-
таллической решетки твердого раствора.
Кривые электросопротивления характеризуются тремя от-
резками (рис. 27, табл. 15), соответствующими: 1) образованию
и выделению частиц кремния; 2) подготовительному периоду к
образованию фазы Mg2Si; 3) выделению частиц фазы Mg2Si.
Рентгенографические исследования (табл. 16) показывают,
что характер кривой изменения параметра кристаллической ре-
шетки, по данным О. Н. Судиновой, идентичен данным исследо-
ваний В. Г. Кузнецова и Е. С. Макарова [79].
Таблица 15
Изменение удельного электросопротивления сплавов р, н ом см, в зависимости от времени старения при 185° [73]
№ спла- вов Вид термической обработки Время старения, часы
0 0,5 1 2 2,5 3 3,5 4 4,5 5 6 8 10 12
1 Обычная Изотермическая . . . 7,65 7,54 7,47 7,90 7,43 7,86 7,79 7,40 7,76 7,38 7,72 7,36 7,70 7,36 7,69 7,34 7,68 7,33 7,68 7,33 7,68 7,33 7,68 7,68
3 Обычная Изотермическая . . . 7,85 7,62 7,88 7,60 7,82 7,40 7,77 7,37 7,72 7,43 7,66 7,52 7,79 7,55 7,82 7,50 7,76 7,42 7,73 7,40 7,72 7,39 7,71 — 7,40 7,71
4 Обычная Изотермическая . . . 8,80 8,38 8,47 8,16 8,42 7,97 8,32 7,89 8,31 7,81 8,27 8,08 8,38 8,38 8,51 8,53 8,55 8,04 8,42 7,82 8,33 7,79’ 8,32 7,79 8,32 7,81 8,31
Таблица 16
о
Изменение параметра решетки твердого раствора сплава 4 (А) во время старения при 185° [73]
Вид термообработки Время старения, часы
0 0,35 1 2 3 4 5 6 11 20
Обычная . . . Изотермическая 4,0333 4,0335 4,0329 4,03368 4,0331 4,0345 4,0349 4,0333 4,0343 4.С328 4,0333 4,03283 4,0325 4,0325 4,0331 4,0330 4,0327 4,0328
Сплавы с высоким содержанием кремния
79
В. Г. Кузнецов и Е. С. Макаров указывают, что повышение
твердости сплавов в условиях старения при температуре 150° в
течение 48 час. и возрастание параметра решетки твердого раст-
Рис. 27. Изменение удельного электросопротивления сплавов ти-
па АЛ4 в зависимости от времени старения при температуре 185°:
I _ сплав 4 после изотермической закалки; 2 — сплав 4 после обычной
закалки, ? — сплав / после изотермической закалки; 4 — сплав 3 после
нзэтепмической закалки; 5 — сплав 3 после обычной закалки; 6 — сплав 1
после обычной закалки
вора связано с тем, что на процесс распада твердого раствора до-
полнительно влияет фактор искажения кристаллической ре-
шетки.
ъо
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
Рис. 28. Влияние различных режимов
термической обработки на деформацию
колец сплава АЛ4:
I — изотермическая закалка: 2 — отпуск 3 час.;
3 — отпуск 6 час.
На рис. 28 показано влияние режимов отпуска на деформа-
цию колец сплава АЛ4, а на рис. 29 и 30 — микроструктуры
сплава АЛ4 в различных состояниях и с эвтектикой a+Sn.
Детали из сплава АЛ4 в зависимости от областей примене-
ния могут термически обрабатываться по следующим режимам.
Режим TI. С целью
улучшения механической
обрабатываемости дета-
лей, не несущих больших
нагрузок, их подвергают
одному старению, рас-
сматривая процесс охла-
ждения отливки (после
кристаллизации) как ча-
стичную подкалку. Для
|этой цели рекомендуется
отливки выдерживать при
температуре 175—185° в
течение 15—25 час. Это
мероприятие позволяет
повысить прочность и
твердость до 20%.
Режим Тб. Если необ-
ходимо максимально по-
высить прочностные ха-
рактеристики деталей из
сплава АЛ4, их сначала
медленно (в течение 1—2
час. для весьма сложных
по геометрии деталей)
прогревают до темпера-
туры закалки (530 ± 5°).
выдерживают при этой
температуре в течение 1— 4 час. (что определяется степенью
измельчения структуры отливок) и закаливают в горячую во-
ду (80—90°). После закалки детали подвергают старению при
температуре 175° в течение 10—15 час. Этот режим термической
обработки широко применяется в Советском Союзе. В других
странах (в частности во Франции) детали из сплава типа АЛ4
подвергают старению при температуре 160—170° в течение
25—30 час.
Исследования показали, что в обоих случаях дисперсное вы-
деление основной упрочняющей фазы Mg2Si обеспечивает при-
мерно одинаковые механические свойства, однако режим, при-
нятый в Советском Союзе, более экономичен и не требует столь
большого количества термических печей.
6 И. Ф. Колобнев
Рис. 29. Микроструктура сплава АЛ4:
. а — неыодифицированного. X100; б — модифицированного в состоянии после термической обработки. X 100; в — с пережогом.
Х100
Рис. 30. Микроструктуры
сплава АЛ4 с пережогом:
а- Х100: б - Х500
Сплавы с высоким содержанием кремния
83
Нашими работами установлено что при введении ряда до-
бавок в сплавы типа силумин с одновременным снижением со-
держания в них железа до минимума представляется возможным
значительно повысить жаропрочность этих сплавов. Например,
добавка 1,5% Си к сплаву АЛ4 способствует значительному по-
вышению его жаропрочности при одновременном снижении плас-
тичности (рис. 31). В этом случае повышение прочности обеспе-
Рис. 31. Влияние меди на механические свойства спла-
ва АЛ4 <в зависимости от температуры:
I — сплав АЛ4 (9% Si; 0.4% Мп; 0.2% Mg; 0,4% Fe; 2 — тот же
сплав с 1,5% Си
чивается за счет упрочнения твердого раствора. Жаропрочность
сплава АЛ4 еще больше повышается от совместного введения в
него магния и меди, или меди с марганцем, или марганца, маг-
ния и меди.
В табл. 17 приведены данные влияния некоторых добавок на
жаропрочность сплава АЛ4.
Анализ данных испытаний как при комнатной температуре,
так и при температуре 300° показывает, что совместное присут-
в*
1 Эта часть работы была проведена при участии М. Б. Альтмана.
84
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
Таблица 17
Влияние добавок на основные механические свойства
отдельно отлитых образцов немодифицированного сплава АЛ4
после сточасовой стабилизации при 300°
Химический состав, % (9,5% Si, остальное А|) Механические свойства Предел длительной прочности при 300* за 100 час.
при 20° при 300° (кратковременное растяжение)
Mg Мп Си в °ь кг/мм* 8, % °ъ кг/мм* 8. % °100 кг/мм*
0,25 0,5 24 4,0 4,5 25 3
0,25 0,5 0,5 — 27 3,0 5,0 21 3,25
0,25 0,5 1,0 — 25 2,0 5,0 21 3,5
0,25 0,5 1,5 — 23 1,2 6,0 18 3,5
0,25 0,5 1,5 — 24 1,5 6,0 18 3,5
0,25 1,0 1,5 — 23 1,2 6,5 15 4
0,25 1,5 1,5 — 22 1,0 6,5 13 4
0,5 0,5 1,5 — 28 1,6 6,0 18 4
0,5 1,0 1,5 — 24 1,5 6,0 16 4
0,5 1,5 1,5 — 22 1,2 6,5 14 4
0,5 0,5 1,0 — 24 3,0 5,0 20 3,5
1,0 0,4 1,0 — 30 0,5 6,0 13 4,0
1,5 0,4 1,5 — 29 0,5 7,0 13 4,0
1,75 0,4 1,25 — 32 0,5 7,0 13 4,5
0,25 0,4 0,5 0,01 25 5,5 5,0 18 3,0
0,25 0,4 1,0 0,01 24 6,5 6,0 13 3,0
0,25 0,4 1,5 0,01 23 3,0 5,0 11 3,5
ствие меди, магния и марганца в сплаве АЛ4 вызывает повыше-
ние его прочности. Оптимальной суммой этих присадок можно
считать 2,5%. Величина присадок обеспечивает повышение жа-
ропрочности на 25—35% с сохранением сравнительно высокого
предела прочности при комнатной температуре.
Исходя из вышесказанного можно считать, что жаропроч-
ность сплава АЛ4 может быть повышена путем усложнения его
химического состава в пределах присадки до 1% Си, до l%Mg
и до 0,5% Мп. Дальнейшее повышение этих компонентов нецеле-
сообразно, поскольку ведет к сильному охрупчиванию сплава.
Приведенные в табл. 18 данные показывают, что жаропроч-
ность сплава АЛ4 незначительно отличается от жаропрочности
сплава АЛ9.
Сплавы с высоким содержанием кремния
85
Таблица 18
Длительная прочность сплава АЛ4 при 300°
Состояние сплава Напряжение кг/мм* Время до разрушения час.
Модифицированный 5 5—15
4 30—50
3 80—150
2 300—500
Немодифицированный 6 1—5
5 20—30
4 50—75
3 150—200
2 Более 500
Сплавы систем AI — Si — Mg — Си
(АЛЗ, АЛ5, АЛ6, АЛ10В)
Особенности сплавов типа АЛЗ, АЛ5, АЛ6 и АЛ 10В
Из всей группы сплавов, содержащих 5% Si, наибольшее
применение в промышленности нашел сплав АЛ5, который со-
держит 4,5—5,5% Si, 0,35—0,6% Mg, 1,0—1,5% Си и примесей
не более 0,6% Fe, 0,3% Zn, остальное алюминий.
Сплав АЛ5 был разработан в 1925 г.; он обладает сравни-
тельно хорошими литейными свойствами (пониженной склон-
ностью к газонасыщению и трсщинообразованию при кристал-
лизации и последующем охлаждении). При комнатной темпера-
туре сплав АЛ5 имеет примерно такую же прочность, как и
сплав АЛ4, а при повышенных температурах превосходит проч-
ность сплава АЛ4, но уступает последнему по пластичности.
Технология литья сплава АЛ5 менее сложна, чем технология
литья сплава АЛ4, и не требует операции модифицирования
жидкого металла и применения автоклава для кристаллизации
под давлением. Поэтому сплав АЛ5 нашел весьма широкое при-
менение во всех отраслях народного хозяйства.
Указанные пределы химического состава сплава АЛ5 обу-
словливаются следующими соображениями. По данным исследо-
ваний Д. А. Петрова и И. Ф. Колобнева, максимальный эффект
упрочнения при термической обработке сплава АЛ5 получается
при содержании в нем 0,6% Mg, однако в этом случае пластич-
ность сплава заметно снижается по сравнению со сплавами, со-
86
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
держащими 0,45—0,5% Mg. Поэтому рекомендуется изготовлять
сплав АЛ5 из расчета содержания в нем не более 0,5% Mg.
Для повышения жаропрочности сплава типа АЛ5 рекомен-
дуется, во-первых, содержание меди повысить до 2,0%,во-вторых,
добавить до 0,8% Мп. В этом случае химический состав сплава
будет отвечать химическому составу сплава В9, который по жа-
ропрочности очень близок к сплаву АЛ1, но имеет лучшие литей-
ные свойства.
Такой химический состав улучшенного сплава типа АЛ5 (под
марками В9 или АЛЗ-1) вполне укладывается в химический со-
став сплава АЛЗ. Под этой маркой в 1944 г. были объединены
три сплава: В9 (которому позднее была присвоена марка
АЛЗ-1), АЛ11 и АЛЗ.
Сплав АЛЗ предложен П. И. Барановым и М. В. Чухровым
в 1942—1943 гг. с целью рационального использования отходов,
а сплав В9 разработан С. М. Ноткиным и И. Ф. Колобнейым
специально для литья головок цилиндров как сплав с повышен-
ной жаропрочностью. Сплав АЛЗ (ГОСТ 2685—55) имеет су-
щественный недостаток — весьма большие допуски по химиче-
скому составу, что приводит к получению различных фазовых
Составов, а следовательно, к резкому колебанию механических
свойств сплава АЛЗ.
В отличие от сплава АЛЗ сплав В9 имеет более ограниченные
пределы по химическому составу и более определенные механи-
ческие и технологические свойства. В ГОСТ 2685—55 указано,
что в сплаве АЛЗ допускается 4,0—6,0% Si, 0,2—0,8% Мп,
0,2—0,8% Mg, 1,5—3,5% Си и примесей не более 1,0% Fe.
0,3% Zn, остальное алюминий.
Наиболее типичным представителем тройных сплавов систе-
мы AI — Si — Си является сплав АЛ6, нашедший достаточно ши-
рокое применение в приборостроении и для изготовления агре-
гатов. Сплав АЛ6 содержит 4,5—6% Si, 2,0—3,0% Си и приме-
сей не более 1,1% Fe (при литье в песчаные формы), 0,1% Mg,
0,3% Мп, 0,3% Zn, остальное алюминий. Этот сплав применяется
в литом состоянии без термической обработки, так как присут-
ствие большого количества кремния препятствует его упроч-
нению.
Следует отметить, что примесь железа в сплаве АЛ6 оказы-
вает меньшее влияние на его свойства, чем в сплавах типа АЛ2,
АЛ4 и АЛ9. В этом случае добавка марганца так же полезна,
как и в других сплавах типа силумин. Примесь магния, даже
0,1—0,2%, хотя и способствует увеличению прочности (и твер-
дости) сплава АЛ6, но обусловливает снижение его пластичности
(почти в два раза).
По свойствам сплав АЛ6 с магнием приближается к .сплаву
АЛЗ, но сохраняет более низкие литейные свойства.
Сплавы с высоким содержанием кремния
87
Наиболее типичным сплавом системы AI — Si — Си — Mg,
применяемым для изготовления поршней, является сплав АЛ 10В.
Он содержит 5—8% Си, 4—6% Si, 0,2—0,5% Mg, остальное алю-
миний. Примесей допускается не более 1,2% Fie, 0,5% Zn и
0,5% Мп.
Такой состав сплава АЛ 10В обеспечивает более высокую жа-
ропрочность, чем у сплава АЛ5. К недостаткам сплава АЛ 10В
следует отнести пониженную пластичность и худшие литейные
свойства, чем у сплава АЛ5.
Фазовый состав сплавов АЛЗ, АЛ5, АЛ6 и АЛ 10В
На рис. 32, 33 приведены данные тройной диаграммы состо-
яния сплавов системы А1 — Si — Си, разработанной Г. Г. Уразо-
вым^. А. Погодиным и Г. М. Заморуевым [89], из которой вид-
но, что в сплавах этой системы тройных соединений не образует-
ся. Фазы a, Si и СиА12 дают тройную эвтектику состава 63,5%
А1, 31,5% Си и 5% Si с температурой плавления 525°.
По другим данным, эвтектика содержит 26% Си, 6,5% Si,
остальное алюминий.
Тройная диаграмма (рис. 34) показывает, что сплавы с крем-
нием и медью сохраняют в a-твердом растворе достаточно боль-
шое количество меди (от 4,75 до 5,5%, тогда как содержание
кремния в нем колеблется от 0,1 до 1,5%).
В сплаве АЛ6 в качестве примеси всегда присутствует желе-
зо, которое с алюминием и медью образует фазу Al7Cu2Fe, кото-
рая при температуре закалки очень мало растворяется в алюми-
нии. Фаза Al7Cu2Fe имеет тетрагональную кристаллическую ре-
шетку с параметрами 01 = 6,32 и а3= 14,78 кХ. Эта фаза кристал-
лизуется в пластинчатой или чешуйчатой форме.
В литературе имеются указания на то, что медь может раст-
воряться в фазе типа Al3Fe, образуя фазу (Al3Fe)Cu. Следова-
тельно, в неравновесных условиях кристаллизации сплав АЛ6
может иметь следующий фазовый состав: a, CuA12, Al7Cu2Fe и
(Al3Fe) Си, (когда перитектическая реакция пройдет не пол-
ностью).
Образование фазы типа твердого раствора (Al3Fe) Си и
Al7Cu2Fe способствует повышению жаропрочности сплава АЛ6.
Присадка магния к тройным сплавам, содержащим медь и крем-
ний, вызывает весьма сильное изменение фазового состава, а сле-
довательно, и механических свойств их. При отношении содер-
жаний магния и кремния 1 : 1,73 будет образовываться фаза
Mg2Si, но если это отношение ниже 1,08, тогда может образо-
ваться фаза W (Al xMg5Cu4Si4), которая при термической обра-
ботке частично участвует в упрочнении сплавов. Излишняя
часть меди пойдет на образование фазы СиА12.
Си. %
Рис. 32 Диаграмма состоя-
ния сплавов системы
Al — Си — Si
Рис. 33. Поверхности ликвидуса
тройной системы AI—Si—Си
Рис. 34. Растворимость крем-
ния <и меди в алюминии в твер-
дом состоянии
Си 2

$
е,о
Я1+Т . ' \ / Р1 / А* у V \ / \/ \ X 7г \Х \у У\ ^7 —76 \ / А* /г»* Рис. 35. Диаграмма пло- скостного оазреза (90% А1) тетраэдра А1—Си— Mg — Si
90
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
При содержании меди на верхнем пределе и содержании маг-
ния на нижнем пределе в сплаве АЛ5 может быть фаза СиА12,
а при содержании меди на нижнем пределе и содержании маг-
ния на верхнем пределе в сплаве может быть фаза Mg2Si.
При повышенном содержании примеси железа вместо фазы
IT(AlA.Mg5Si4Cu4) в сплаве АЛ5 может образоваться фаза пе-
ременного состава AlCuSiFe. Последние две фазы легко разли-
чаются по своему строению методом травления.
При термической обработке сплава АЛ5 на упрочнение в
фазовых превращениях полностью участвуют фазы СиА12 и
Mg2Si и частично фаза I^(AlxMg5Si4Cu4).
Степень эффективности присадки магния к сплавам типа си-
лумин зависит от содержания в них кремния. Так, например, для
сплава АЛ5 наиболее благоприятное действие оказывает при-
садка магния в количестве 0,35—0,5%, тогда как для сплава
АЛ9—от 0,25 до 0,4%, а для сплавов типа АЛ4 — от 0,17 до 0,3%.
Очевидно, такое влияние избытка кремния связано с изменени-
ем строения a-твердого раствора, а также и эвтектических прос-
лоек, изменяющих степень гетерогенности сплавов.
При этом следует отметить, что у всех сплавов типа силумин
минимальный допуск магния вызывает максимальную пластич-
ность за счет некоторого снижения пределов прочности и теку-
чести, а повышенное его содержание в сплавах вызывает обрат-
ное действие, т. е. повышает прочность при снижении их плас-
тичности.
Такое поведение магния в сплавах типа силумин необходимо
учитывать при установлении реальных прочностных характерис-
тик отливок, с одной стороны, и подборе оптимальных режимов
термической обработки в соответствии с требованиями конст-
рукторов и технологов-механиков.
При этом следует отметить, что с повышением содержания
Мп, Си и Mg сплавы становятся более жаропрочными. Однако
по мере увеличения количества этих компонентов сплавы при-
обретают повышенную хрупкость.
В соответствии с данными рис. 32—35 в неравновесных ус-
ловиях, т. е. в условиях обычного литья деталей, фазовый состав
четырех сплавов в зависимости от химического их состава мо-
жет измениться в следующих пределах для сплава АЛ 10В: а,
CuA12, Si, W(AlxMgsCu4Si4), Al7Cu2Fe и в некоторых случаях
Mg2Si; для сплава АЛЗ: a, CuA12, Si, 1Г(А1Л Mg5Cu4Si4) и в ред-
ких случаях Mg2Si или S(Al2MgCu); для сплава АЛ5: a, Si,
U7(Alx Mg5Si4Cu4), AlSiFe иногда CuA12; для сплава АЛЗ-1: а,
Si, IT(AlJt.Mg5Si4Cu4), AlSiMnFe и CuA12; для сплава АЛ6: a, Si,
CuA12, Al7Cu2Fe.
Во всех сплавах основными упрочняющими фазами являют-
ся CuA12, Mg2Si, S(Al2MgCu) и частично IF(A1X Mg5Cu4Si4). По-
Сплавы с высоким содержанием кремния
91
этому эффект термической обработки зависит от присутствия
этих фаз в сплавах.
Термическая обработка сплавов
АЛЗ, АЛЗ-1, АЛ5, АЛ 10В, АЛб
Выше отмечалось, что оптимальные режимы термической об-
работки зависят, во-первых, от фазовых составов сплавов, во-
вторых, от назначения деталей.
Показано, что сплав АЛ6 имеет наиболее простой фазовый
состав. В процессе выдержки при температуре закалки фазу
СиА12 можно полностью перевести в твердый раствор. Однако
эффект закалки такого сплава незначителен (прирост прочности
обычно составляет —20%). Это объясняется двумя причинами:
1) недостаточностью легирования a-твердого раствора в за-
каленном состоянии;
2) повышенной гетерогенностью структуры сплава и пластин-
чатой формой кристаллизации крупных частичек кремния.
Поэтому детали из сплава АЛб подвергают только стабилизи-
рующему отпуску для снятия внутренних литейных напряжений
по следующему режиму: нагрев при температуре 290—300° и вы-
держка 2—3 часа с последующим медленным охлаждением (50°
в час до температуры 250J, затем охлаждение на воздухе).
В зависимости от химического состава сплав АЛЗ может на-
ходиться в двух фазовых областях. Это необходимо учитывать
при назначении режима термической обработки. Когда в сплаве
АЛЗ будет очень мало магния (около 0,2%), то образование фа-
зы Mg2Si затруднено, а значит в сплаве не будет легкоплавкой
эвтектики a + Si + CuAl24-Mg2Si с температурой плавления 517°.
В этом случае детали из сплава АЛЗ можно обрабатывать по
режиму, принятому для сплава АЛ5. Когда сплав АЛЗ будет со-
держать меди и магния в количествах, достаточных для образо-
вания фаз Mg2Si и СиА12> такой режим термической обработки
применять нельзя из-за возможности пережога деталей. Этим
следует объяснить частые случаи пережога деталей из сплава
АЛЗ в заводской практике.
Поскольку в сплаве АЛЗ-1 меди и магния содержится мень-
ше, чем в сплаве АЛЗ, то для него может быть применен тот же
режим закалки, что и для сплава АЛ5.
Для сплава АЛЗ особо рекомендуется применять ступенча-
тый режим' нагрева под закалку, а именно: нагрев и выдержка
при температуре 510—515° в течение 2—3 час., подъем темпера-
туры до Ь2о° с последующей выдержкой при этой температуре в
течение 2—3 час. Операцию закалки следует проводить как для
сплава АЛб.
92
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
Во избежание пережога шихту для сплава АЛЗ следует со-
ставлять из такого расчета, чтобы химический состав отвечал
химическому составу сплава АЛЗ-1.
Время выдержки при температуре закалки сплавов АЛЗ и
АЛ5 определяется техническими требованиями к деталям по
твердости и прочности, а также толщиной стенок деталей.
В зависимости от назначения деталей из сплава АЛ5 может
быть применен один из трех режимов (Т5, Тб и Т7).
Режим Т5. Медленный прогрев деталей 2—3 часа до темпера-
туры закалки (520—525°), выдержка деталей при этой темпера-
туре в течение 3—5 час., закалка в воду, нагретую до 20—100°.
Рис. 36. Влияние толщины образ-
ца и охлаждающей среды на
твердость сплава типа АЛ4. Го-
могенизация 3 часа при 540°; ста-
рение 20 час. при 150°:
/ — вода 20е: 2 — вода 100°; 3 — воздух
20°; 4 — воздух 150®
Рис. 37. Распределение »нап.ряжений
в бруске из сплава АЛ5 после за-
калки:
I — с 526° в ледяную воду; 2 — с 526® в ки-
пящую воду
Закалка в холодную воду деталей сложной конфигурации может
вызвать большие внутренние закалочные напряжения. О величи-
не внутренних закалочных напряжений, возникающих в бруске
из сплава АЛ5, прошедшего закалку с температуры 526° в ледя-
ную и кипящую воду, можно судить по данным Е. М. Ноткина
(рис. 36, 37). Отпуск в течение 3—5 час. при температуре 150—
Сплавы с высоким содержанием кремния
93
175°. Такой режим термической обработки может быть применен
для деталей, работающих при комнатной температуре.
Режим Тб. Условия закалки те же. Отпуск при температуре
175° в течение 10—15 час. Этот режим термической обработки
рекомендуется применять для наиболее нагруженных деталей,
работающих при комнатной температуре.
Режим Т7. Условия закалки те же. Отпуск при температуре
230° в течение 3—10 час. Такой режим рекомендуется применять
для головок цилиндров моторов воздушного охлаждения и дру-
гих деталей, работающих при повышенных температурах.
В случае применения деталей для работы при более высоких
температурах (250—270°) температура отпуска должна быть со-
ответственно повышена. Высокотемпературный отпуск (или от-
жиг при температуре до 300°) применяют для стабилизации
деталей и снятия внутренних напряжений, чтобы избежать
коробления деталей как во время механической обработки, так
и во время их эксплуатации.
На рис. 38 приведены типичные микроструктуры сплава АЛ5,
и АЛЗ-1, а на рис. 39—40 — микроструктуры сплавов АЛЗ и АЛ6.
На рис. 41—42 показано влияние режимов термической обработ-
ки на механические свойства и деформацию колец сплава АЛ5.
Для изучения влияния различных режимов термической об-
работки на механические свойства сплава АЛ5 в заводских ус-
ловиях в течение многих месяцев проводились работы на отдель-
но отлитых в кокиль образцах. Содержание компонентов спла-
ва колебалось: меди от 1,18 до 1,35%, магния от 0,28 до 0,58%,
кремния от 5,1 до 5,7%, железа от 0,7 до 1,1% (как примеси).
В результате проведенной работы было установлено следу-
ющее:
1. Закаленные образцы (6-час. выдержка при температуре
525°, охлаждение в кипящую воду) имели предел прочности на
растяжение 21 кг!мм2 и относительное удлинение 4,5%.
2. Закаленные образцы и естественно состаренные в течение
5 суток имели предел прочности на растяжение 22,7 кг/мм2 и от-
носительное удлинение 3,7%).
3. Закаленные образцы после искусственного старения в те-
чение 5 час. при температуре 175° имели предел прочности на
растяжение 29 кг!мм2 и относительное удлинение 0,8%).
4. Закаленные образцы после отпуска при температуре 225°
<в течение 5 час. имели предел прочности на растяжение 27 кг/мм2
и относительное удлинение 1,4%).
5. Закаленные образцы после отпуска при температуре 250°
в течение 5 час. имели предел прочности на растяжение 20 кг/мм2
и относительное удлинение 2,0%).
6. Закаленные образцы после отпуска при температуре 275°
I

Рис. 38. Микроструктуры сплава АЛ5:
а—в литом состоянии. X 100; б — после термической обработки. Х100; в — с пережогом. Х100; г —с пережо-
гом. X 500
Рис. 39. Микроструктуры сплава АЛЗ:
e-нВ литом состоянии. X 100; б — после термической
обработки. Х100; в —с пережогом. a5J0
S
е
Колобнев
Рис. 40. Микроструктуры сплава АЛб:
1 — в литом состоянии. Х100; б — после термической обработки. Х100
Рис. 41. Механические свой-
ства сплава АЛ5 после раз-
личных режимов термооб-
работки:
/ — изотермическая закалка;
— отпуск 3 час.; 3 — отпуск
6 час.
Рис. 42. Влияние различных
режимов термической обра-
ботки на деформацию ко-
лец сплава АЛ5:
I — изотермическая закалка;
2 — отпуск 3 час.; 3 — отпуск
6 час.
Сплавы с высоким содержанием кремния
99
некоторому естественному ста-
Время до разруше-
ния час.
Напряжение
кг/мм*
5
4
3
20-30
40—60
160—200
в течение 3 час. имели предел прочности на растяжение 18 кг/мм2
и относительное удлинение 2,7%.
7. Закаленные образцы после отпуска при температуре 300°
в течение 3 час. имели предел прочности на растяжение 15 кг/мм2
и относительное удлинение 4,5%.
Приведенные данные позволяют сделать следующие выводы:
1. Сплав АЛ5 склонен к
рению.
2. Пластичность сплава
АЛ5 может быть повышена
высокотемпературным отпу-
ском.
3. Микроскопические ис-
следования показали, что
чем выше температура от-
пуска, тем больше обра-
зуется по границам* зерен
частиц продуктов распада
твердого раствора.
4. С повышением темпе-
ратуры отпуска частицы фазы CuAh укрупняются, тогда как ча-
стички кремния и фазы W (Al^Mg5Cu4Si4) практически остаются
без изменения.
В табл. 19 и 20 приведены данные по длительной прочности
сплавов АЛ6 и АЛ5, которые свидетельствуют о том, что первый
сплав по жаропрочности уступает второму. Это объясняется тем,
что границы зерен сплава АЛ5 укреплены более устойчивыми
фазами, а твердый раствор его имеет более комплексное леги-
рование, что способствует большей его устойчивости.
Данные табл. 20 показывают, что по жаропрочности сплав
АЛ5 в зависимости от состояния располагается в следующем ни-
сходящем порядке: литой-> термически обработанный по режи-
му Т5—>-термически обработанный по режиму Тб-> стабили-
зированный.
Такая разница в жаропрочности сплава АЛ5 в зависимости
от состояния объясняется тем, что в литом состоянии сплав АЛ5
имеет более упрочненные границы зерен твердого раствора, чем
после термической обработки и особенно в стабилизированном
состоянии. В стабилизированном состоянии жаропрочность спла-
ва АЛ5 ниже, чем у обработанного по режиму Тб. Это объясняет-
ся тем, что в процессе стабилизации микрогетерогенность внут-
ри зерен «-твердого раствора в значительной мере исчезает, что
и является дополнительной причиной понижения жаропрочности
сплава АЛ5.
Приведенные данные о поведении сплавов типа силумин
' (АЛ2, АЛ4, АЛ5, АЛ6, АЛ9 и АЛ 10В) в условиях одновремен-
7*
Таблица 19
Длительная прочность литого сплава
АЛ6 при температуре 300°
100
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
Таблица 20
Жаропрочность сплава АЛ5 в зависимости от его состояния
Состояние сплава Напряжение кг/мм* Время до разрушения час.
Литой 6 5 4 3,5 3 0,5—5 30—40 60—80 110—140 200—300
Термически обработанный по режиму Тб 6 5 4 3,5 3 Разрушается при нагружении 15—30 40—60 110—130 150—200
Термически обработанный по режиму Т6+Ю0 час. стаби- лизация при температуре 300° 5 4 3,5 3 10—20 30—40 80—120 100—150
ного действия нагрузок и повышенных температур показывают,
что пониженная жаропрочность этих сплавов объясняется рядом
причин:
1. а-твердый раствор в этих сплавах менее устойчив, чем в
сплавах AJI1, АЛ 19, В300. Устойчивость a-твердого раствора
повышается по мере его легирования медью и магнием, особен-
но в отношении образования фазы S(Al2CuMg) или
T(Ali2Mn2Cu). Поэтому по жаропрочности сплавы типа силумин
располагаются в следующий восходящий ряд: АЛ2->АЛ9->
АЛ4-> АЛ5-> АЛЗ-> АЛ 10В.
2. Из всех фаз, образующихся в алюминиевых сплавах, час-
тицы кремния обладают большей твердостью; по данным Е. М.
Савицкого и В. В. Барон, микротвердость кремния равна
1200 кг!мм2 [90]. Казалось бы, что их присутствие в сплаве дол-
жно способствовать резкому торможению деформации а-твердо-
го раствора при действии повышенных температур и нагрузок. В
действительности этого нет. Во-первых, частицы кремния плотно
не окружают границы зерен a-твердого раствора, так как они
кристаллизуются в виде крупных пластин. Во-вторых, чем выше
температура (особенно при температурах выше 250°), тем в
большей мере они склонны к сфероидизации и коагуляции, осо-
бенно у сплавов в модифицированном состоянии. В этих уело-
Сплавы с высоким содержанием магния
101
виях возникают интенсивные диффузионные процессы (т. е. дей-
ствие растворно-осадительного механизма), что способствует
развитию ползучести сплавов типа силумин или сплавов, в кото-
рых содержится кремний в виде элементарной фазы.
3. Легированием сплавов типа силумин марганцем, никелем,
хромом, медью и магнием представляется возможным повысить
устойчивость a-твердого .раствора и укрепить границы его зерен
такими фазами, как AlSiFe, Al4Si2Fe, //(AleSieMg^Fe),
U?(A1X Mg5Cu4Si4), TN1 (Al6Cu3Ni) и др. Однако практически по-
высить их жаропрочность до уровня жаропрочности сплава ВЗОО
не представляется возможным. Поэтому следует считать неце-
лесообразным применение сплавов типа силумин для длительной
их работы при температурах выше 275°.
СПЛАВЫ С ВЫСОКИМ СОДЕРЖАНИЕМ МАГНИЯ
Сплавы системы А1 — Mg (АЛ8)
Особенности двойных сплавов
В отличие от большинства других алюминиевых сплавов,
все промышленные двойные сплавы алюминия с магнием принад-
лежат к типу твердых растворов (например, сплав АЛ8), ко-
торые при содержании 10—13% Mg могут упрочняться только
закалкой без отпуска. Сплав АЛ8 содержит 9,5—11,5% Mg и
примесей не более 0,3% Fe, 0,3% Si, 0,1 % Zn, 0,07% Ti, 0,07% Be,
остальное алюминий.
Двойные сплавы алюминия с большим содержанием магния
(так называемые магналии) в гетерогенном состоянии имеют
пониженную прочность и высокую хрупкость. Однако в гомоген-
ном (закаленном) состоянии эти же сплавы обладают весьма
высокими механическими свойствами (а* = 304-45 кг/мм2 при
6=104-25 %)с ударной вязкостью, превосходящей ударную вяз
кость других алюминиевых сплавов в том числе и сплавов типа
силумин. К преимуществу сплавов этого типа также следует от-
нести отличную коррозионную стойкость в условиях обычной ат-
мосферы и при действии морской воды. Однако по стойкости в
среде азотной кислоты (особенно концентрированной) эти спла-
вы значительно уступают сплавам типа силумин (АЛ2, АЛ4
и АЛ9).
Сплавы типа магналий хорошо обрабатываются режущим
инструментом.
Наряду с этим сплавы типа АЛ8 имеют следующие недо-
статки:
1) повышенную склонность к окислению в жидком состоянии,
поэтому (если сплавы не содержат бериллия) плавку этих спла-
'вов рекомендуется проводить под флюсом;
J02
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
2) повышенную чувствительность к примесям железа и крем-
ния, которые образуют нерастворимые соединения (Al3Fe, Mg2Si)
и тем самым способствуют значительному снижению пластично-
сти сплавов;
3) большую склонность к резкому снижению прочностных ха-
рактеристик при совместном действии нагрузок и температур.
Рис. 43. Влияние толщины сечения на механиче-
ские свойства сплавов АЛ8, АЛ7 и АЛ5:
/ — АЛ5; 2 - АЛ8; 3 — АЛ7
Это объясняется тем, что в подобных условиях твердый раствор
алюминия с магнием быстро распадается с образованием круп-
ных частиц хрупкой второй фазы 0, располагающейся как меж-
ду зернами а-твердого раствора, так и внутри зерен;
4) большую склонность к понижению механических свойств
по мере увеличения сечения стенок деталей (рис. 43).
Нередко отливки из сплава АЛ8 поражаются периферийной
пористостью вследствие взаимодействия металла с влагой фор-
мы. Этот дефект можно устранить присадкой 5% борной кислоты
к, формовочной земле и опрыскиванием стержней раствором
Сплавы с высоким содержанием магния
103
фторприсадки (или ее заменителем), которая применяется для
литья магниевых сплавов.
Технология приготовления сплавов системы А1 — Mg слож-
нее, чем технология литья, применяемая для приготовления спла-
вов типа силумин.
Несмотря на отмеченные недостатки сплав АЛ8 заслуживает
широкого внедрения в те области, где детали подвергаются
большим вибрационным напряжениям или воздействию влаж-
ной атмосферы и морской среды, но работают при температурах
не выше 50°.
Фазовый состав сплавов типа магналий
Двойные сплавы типа магналий кроме а-твердого раствора
могут содержать 0-фазу, которая принадлежит к бертоллидно-
му типу с переменным составом. Поэтому у разных авторов ука-
зывается различный состав 0-фазы. Например, в некоторых лите-
ратурных источниках [91] приводится формула Al3Mg2, тогда как
в других [70] 0(Al3Mg2) фаза обозначается формулой Al8Mg5.
Следует отметить, что формула Al3Mg2 больше соответствует
действительности, чем формула Al8Mgs.
Несогласованность в результатах исследований проявляется
не только в отношении определения состава 0-фазы, но и в по-
строении диаграммы состояния сплавов системы А1 — Mg.
Так, В. И. Михеева считает, что алюминий с магнием кроме
твердых растворов образует еще три фазы, т. е. металлических
соединения: 0, 0' и у, разделенных областями гетерогенности
(рис. 44).
По данным Мондольфо и других авторов, диаграмма состоя-
ния сплавов системы А1 — Mg (рис. 45) содержит соединения:
Al8Mg5, y(AlMg), S(AlMg) и Al12Mg17.
Поскольку диаграмма состояния системы А1 — Mg содержит
область, в которой литейные сплавы на основе алюминия имеют
одно соединение — 0-фазу, то из всех соединений более подроб-
но дается характеристика только этой фазы.
Выше отмечалось, что в литературе имеются разноречивые
данные как о составе фазы 0, так и о положении ее на диаграм-
ме состояния, хотя в работах большинства авторов приводятся
довольно близкие цифровые значения, за исключением данных
Зибеля и Фоскюллера.
При этом отмечается, что продолжает оставаться не совсем
ясным и порядок формирования 0-фазы.
Финк и Смит [92, 93] указывают, что в процессе старения спла-
ва алюминия с 10% Mg образование фазы 0(Al3Mg2) осущест-
вляется через промежуточную фазу 0'.
Рис. 44. Диаграмма состояния сплавов системы Al—Mg
(по работам Н. С. Курнакова и В. И. Михеевой):
Рис. 45. Диаграмма состояния сплавов системы А1—Mg
(по Мондольфо)
Сплавы с высоким содержанием магния 105
Примерно такого же мнения придерживаются Гейслер и
Хилл [82], Гейслер, Баррет и Мэйль [94].
Однако в работе Г. К. Харди и Т. Д. Хилл [32] отмечается,,
что этот вопрос продолжает оставаться неясным и для полного
выяснения механизма выделения фаз необходимы дальнейшие
работы.
Только переменным составом 0-фазы можно объяснить, по-
чему разные авторы (Грубе [95], Холстид и Смит [96] и др.) при-
писывали 0-фазе различные формулы.
Согласно исследованиям Ридерера [97], 0-фаза имеет гексаго-
нальную плотноупакованную кристаллическую решетку с пара-
метрами: а = 11,38 А и с= 17,88 А.
Растворимость магния в твердом алюминии
До сих пор нет единого мнения по вопросу растворимости
магния в твердом алюминии. В табл. 21 приведены данные раз-
личных авторов о растворимости магния в твердом алюминии.
Как табл. 21, так и диаграммы состояния сплавов системы А1 —
Mg показывают, что твердый раствор алюминия может содер-
жать сравнительно большое количество магния (до 13%), что
обеспечивает сплаву типа АЛ8 высокую прочность и превосход-
ную пластичность.
Таблица 21
Растворимость магния в твердом алюминии в зависимости от температуры
U Растворимость магния в твердом алюминии, %
1 Температура ’ по Курнако- ву и Михе- евой [91] по Сальдау и Сергееву [98] 1 по Диксу и Келлеру [99] по Борхерс и Отто [100а] по Шмиду и Зибелю[101] по Зибелю и Фоскюллеру [Ю2]
450 15 14,9 14,9 (14,08 при 435°) 15,24 (при 448°) 15,35 17,4
400 12 11,8 11,5 (10,08 при 370°) 12,15 (при 4053) 12,1 13,5
350 — 9,1 (8,36 при 376е) 854 9,1 9,9
300 6,5 7,6 (6,82 при 285°) — 6,3 6,7
250 — 6,0 4,9 — 4,4 4,4
200 з.о 4,8 4,0 — 3,4 3,1
150 2,5 — — — 3,0 2,3
100 2,0 — — — — 1,9
В двойных сплавах магния, ко’гда отсутствует кремний, желе-
зо тройных фаз не образует. В этом случае образуется соедине-
106
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
ние Al3Fe, которое участвует в образовании тройной эвтектики
c+Al3Mg2+Al3Fe с температурой плавления 447°. Это необхо-
димо учитывать при подборе режима термической обработки
сплавов типа магналий. Следует отметить, что растворимость же-
леза при температуре плавления тройной эвтектики составляет
всего 0,02%, а образующееся соединение является весьма устой-
чивым. Однако железо оказывает существенное влияние на эф-
-фект термической обработки сплавов в сторону снижения плас-
тичности двойных сплавов алюминия с магнием.
Вследствие грубокристаллического строения железистой со-
ставляющей и ее хрупкости содержание железа в сплавах типа
АЛ8 больше 0,25% крайне нежелательно. К тому же присутст-
вие железа в сплавах типа магналий способствует понижению их
коррозионной стойкости.
Когда железо отсутствует, кремний образует фазу Mg2Si, ко-
торая входит в двойную эвтектику a+Mg2Si.
Следует отметить, что при весьма медленном процессе крис-
таллизации сплавов с 10% Mg и 0,1% Si в микроструктуре легко
заметить частицы фазы Mg2Si, тогда как при быстром процессе
кристаллизации (литье в кокиль) эту фазу можно обнаружить
лишь при содержании 0,3% Si. Другими словами, степень вред-
ного влияния железа и кремния понижается по мере увеличения
скорости кристаллизации сплавов. Чем большее количество
кремния содержится в сплавах типа магналий, тем разветвлен-
нее строение фазы Mg2Si.
Добавки марганца и хрома несколько улучшают коррозион-
ную стойкость и немного повышают механические свойства
сплавов типа АЛ8, тогда как примесь меди вызывает снижение
их коррозионной стойкости и пластичности. В работах Н. Н. Бе-
лоусова [81, 81а] показано, что добавка циркония способствует
значительному повышению механических свойств сплавов типа
АЛ8.
Массивные места отливок из сплавов типа АЛ8 при высоких
температурах (в особенности во время кристаллизации) подвер-
гаются сильному окислению. Окисленные пленки располагают-
ся по границам зерен твердого раствора. По мере утолщения
стенок и изменения количества примесей в сплаве излом отли-
вок меняет цвет от серого до черного.
Исследования И. Ф. Колобнева и М. Б. Альтмана [103] пока-
зали, что пленки окислов (рис. 46 и 47), дающие окраску изло-
мов, являются комплексными соединениями типа шпинелей
(Al2MgO4 RnOm), где под RnOm подразумевается окись приме-
си (Fe2O3 или др.).
Предотвратить образование черноты можно присадкой берил-
лия к сплаву; установкой холодильников в тех местах формы,
где образуется дефект отливки; снижением температуры разлив-
Рис. 46. Окисленная поверхность сплава АЛ8
Рис. 47. Вид пережога образцов сплава АЛ8
108
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
ки; устранением высокого местного нагрева формы при заполне-
нии ее металлом. Но присадка бериллия способствует укрупне-
нию структуры сплава, что может быть предотвращено присад-
кой титана. Совместная присадка бериллия и титана позволяет
повысить механические свойства сплава.
Сплав АЛ8 нашел наибольшее промышленное применение в
виде литых деталей, работающих в достаточно напряженных
вибрационных условиях, а также деталей, работающих в усло-
виях действия морской воды и влажного воздуха.
Термическая обработка сплавов типа магналий
Диаграмма состояния сплавов системы А1—Mg (см. рис.
46) показывает, что со стороны алюминия имеется достаточно*
большая область твердых растворов. Причем линия ограниче-
ния растворимости показывает, что алюминиевые сплавы, со-
держащие 10—13% Mg, при применении термической обработ-
ки (закалки) способны получить большое упрочнение. По мере
увеличения концентрации a-твердого раствора сплавы типа маг-
налий могут иметь значительное увеличение прочностных харак-
теристик. Так, например, термически обработанный сплав АЛЯ
может иметь предел прочности до 45 кг/мм2 при относительном
удлинении до 25%.
Но если термическая обработка была проведена неудовлет-
ворительно, тогда частички 0-фазы, залегающие по границам
зерен, будут способствовать резкому снижению пластичности,,
особенно ударной вязкости, так как 0-фаза при комнатной тем-
пературе обладает большой хрупкостью, способствующей обра-
зованию трещин.
При этом следует отметить, что большинство исследователей
придерживаются мнения, что в процессе распада твердого
раствора не образуется промежуточных фаз, как это происхо-
дит при распаде твердых растворов у сплавов системы А1 — Си,
т. е. не наблюдаются так называемые зоны Гинье—Престона.
Однако Гейслер, Баррет и Мэйль [94] отмечали присутствие по-
лос на рентгенограммах сплавов системы А1—Mg, характери-
зующих зоны Гинье—Престона.
С точки зрения получения лучших литейных свойств, содер-
жание магния следует в сплавах держать на максимальном пре-
деле, однако чем больше эвтектики в сплавах системы А1 — Mg,
тем труднее при термической обработке получить однородную
(гомогенную) структуру этих сплавов. В промышленности при-
меняют сплавы с содержанием магния не более 12%, поскольку
избыток магния приводит к образованию весьма хрупкой
JJ-фазы.
Сплавы с высоким содержанием магния
109
Эффект от применения термообработки к сплавам типа АЛ8
в значительной мере зависит от величины зерна. Чем мелкозер-
нистое структура, тем больше поверхность соприкосновения
твердого раствора с фазой 0, тем полнее протекают процессы
растворения ее при температуре гомогенизации.
Мелкозернистая структура этих сплавов способствует при
высоких температурах развитию более интенсивных диффузион-
ных процессов, что уменьшает время выдержки при темпера-
туре закалки, необходимое для получения высокой прочности
сплавов.
В работах Э. А. Зарум, М. В. Мальцева, М. В. Шарова,
Н. Н. Белоусова отмечается, что присадка циркония ускоряет
растворение фазы Al3Mg2 в твердом растворе алюминия. Но ме-
ханизм этого процесса мало изучен.
Сведения о диффузии магния в твердом алюминии имеются
в работах Бунгарда [104—105], который исследовал диффузию
магния и меди в твердом алюминии и установил общие законо-
мерности диффузии обоих элементов.
Термическая обработка сплавов типа АЛ8
Чем меньше разница концентрации магния в пограничном
слое и внутри зерен a-твердого раствора, тем медленнее идет
процесс растворения магния, следовательно, для полноты пере-
вода 0-фазы в a-твердый раствор время выдержки при темпе-
ратуре закалки необходимо увеличивать с повышением содер-
жания магния в сплавах. Например, если для сплава АЛ8 с
содержанием магния 10% при температуре 430° полнота гомо-
генизации может быть достигнута в течение 10—20 час. (время
выдержки зависит от исходной микроструктуры, чем крупно-
зернистое сплав, тем большую выдержку необходимо иметь),
то при содержании магния 12% время выдержки должно быть
увеличено соответственно на 25%, а при содержании магния
13% время выдержки при температуре закалки рекомендуется
увеличить на 50%.
Степень эффективности применения закалки сплавов алю-
миния с магнием показана в табл. 22. Режим закалки для всех
сплавов применен один: нагрев при температуре 430°, выдержка
20 час., закалка в воду с температурой 20—25°.
Раньше уже отмечалось, что максимальная температура на-
грева под закалку определяется температурой плавления эвтек-
тики. Хотя двойные сплавы типа АЛ8 и имеют всего одну эвтек-
тику а+0, однако о температуре ее плавления и химическом
составе единого мнения нет. Например, Хансен и Гейлер [74]
считают, что' эвтектика а+0 с содержанием 34,5% Mg, имеет
по
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
Таблица 22
Изменение механических свойств двойных сплавов в зависимости
от содержания магния
Содержание магния % Состояние сплава Предел проч- ности на разрыв кг/мм* Относитель- ное удлинение % Т вердость кг/мм*
5 Литой Закаленный 15—17 17—18 г- 00 1 1 Ю СО 50—55 55—60
7 Литой Закаленный 16—18 20—22 2—4 6—10 60—65 65-68
9 Литой Закаленный 17—19 20—25 1—2 8—12 65—70 70—80
11 Литой Закаленный 16-17 30—40 0,0—0,5 12—15 75-80 85—95
13 Литой Закаленный 15—17 35—45 0,0—0,3 15—25 80—85 90—100
14 Литой Закаленный 17—20 23-28 I 0,0—0,3 1 '5-3 , 80—85 | 95-105
температуру плавления 451°, тогда как по Филлипсу [87], эта
эвтектика содержит 33% Mg.
По данным Зибеля и Фоскюллера [102], температура плав-
ления эвтектики а+р составит 449° при содержании в ней 33%
Mg, тогда как В. И. Михеева в своей работе установила тем-
пературу плавления эвтектики 450° при содержании в ней
35% Mg.
Таким образом, можно считать, что температура нагрева
под закалку сплавов типа АЛ8 может быть принята в преде-
лах 430±5°, т. е. при условии более совершенной термической
печи можно нагревать детали до температуры 435°, а при менее
совершенной температуру необходимо ограничивать 425°.
Д. А. Петров [27, 106], М. В. Шаров, М. Ф. Одина [107] и
другие исследователи считают, что естественное старение суще-
ственного влияния на изменение механических свойств сплава
типа магналий не оказывает.
Сплавы с высоким содержанием магния
11Г
В работе М. В. Шарова и М. Ф. Одиной [107] было показано^
что добавки бериллия и циркония в процессе естественного^
старения способствуют некоторому снижению пластичности
сплава АЛ8, при этом предел прочности практически не изме-
няется. Авторы отмечают, что естественное старение привело к
повышению твердости сплавов типа магналий, содержащих
0,25% Be, однако предел прочности остался почти без измене-
ния.
Процесс естественного старения в закаленных сплавах АЛ&
протекает весьма медленно. Только через 60 дней можно за-
метить увеличение предела прочности на 10% и предела теку-
чести на 9% при снижении относительного удлинения на 25%►
В работах ряда авторов [81, 108, 109] отмечалось, что искус-
ственное старение при температурах выше 125° неблагоприятно,
влияет на механические свойства сплавов типа магналий.
Из всего сказанного вытекает, что основной и наиболее важ-
ной операцией термической обработки сплавов типа магналий
является закалка.
В табл. 22 приведены механические свойства сплавов систе-
мы А1 — Mg, отлитых в песчаные формы, в литом и закален-
ном состоянии, которые показывают, что по мере увеличения:
содержания магния прочность и пластичность сплавов в зака-
ленном состоянии резко возрастает до предела насыщения
твердого раствора, а по мере увеличения избытка 0-фазы про-
исходит резкое снижение пластичности, а также и прочности,,
хотя значение твердости продолжает оставаться высоким. Кро-
ме того, для сплавов системы А1 — Mg твердость не характери-
зует прочность этих сплавов, так как на показатель твердости
влияют хрупкие частицы второй фазы.
Работами С. Г. Глазунова и О. Б. Лотаревой, а также
И. Ф. Колобнева и О. Б. Лотаревой показано, что в процессе
старения уже при температуре 175° почти весь эффект упрочне-
ния, полученный при закалке, теряется вследствие выделения
из твердого раствора хрупкой фазы 0 (Al3Mg2).
Изменение пределов прочности и удлинения закаленного
сплава АЛ8 после 5-час. нагрева при различных температурах
приведено в табл. 23, более подробные данные указаны в рабо-
те [109].
Кинетика распада твердого раствора магния в алюминии до-
вольно подробно исследована рентгеновским методом Френке-
лем [110], Шмидом и Зибелем [101] и другими. Было установле-
но, что свойства сплавов изменяются соответственно с изме-
нением решетки твердого раствора.
Распад твердого раствора можно легко наблюдать по изме-
нению микроструктуры и по состоянию излома отливок. Если
излом закаленного сплава имеет серый цвет матового оттенка„
112
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
Таблица 23
Механические свойства закаленного сплава АЛ8 после отпуска
°ь кг/мм* б % "в кг/лмс1 Режим отпуска
32,6 20,4 90,7 Закаленный
32,8 19,5 96,1 Нагрев до 100° и выдержка 5 час.
34,8 14,4 99,7 Нагрев до 125° и выдержка 5 час.
30,1 7,6 108 Нагрев до 150° и выдержка 5 час.
23,6 1,38 118 Нагрев до 175° и выдержка 5 час.
21,2 0,0 123 Нагрев до 200° и выдержка 5 час.
19,6 0,0 116 Нагрев до 225° и выдержка 5 час.
го после нагрева ниже температуры закалки излом становится
светлым и блестящим, приобретая вид, характерный для хруп
кого материала. Микроструктура после травления сплава, под-
вергнутого нагреву после закалки, резко отличается от микро-
структуры закаленного сплава появлением выделений по всему
полю зерна второй фазы в виде темных точек. Количество и раз-
мер выделившихся частиц p-фазы различен в зависимости от
температуры и времени нагрева. Чем длительнее идет нагрев и
чем выше температура отпуска, тем крупнее образуются частич-
ки фазы.
Следует отметить, что в отличие от сплавов системы А1 —
Си в сплавах типа АЛ8 начало распада a-твердого раствора об-
наруживается быстрее методом микроанализа, чем методом
рентгеноструктурного анализа.
На рис. 48 представлены микроструктуры сплава АЛ8 в раз-
ных состояниях, а на рис. 49—51 показано влияние режимов
термической обработки на механические свойства сплава АЛ8
и деформацию колец этого же сплава (данные заимствованы из
работы И. Ф. Колобнева и О. Б. Лотаревой).
Описанные выше свойства твердого раствора магния в алю-
минии относятся также и к закаленному сплаву ВИ 11-3. Однако
присутствие в этом сплаве фазы Mg2Si. способствует некото-
рому упрочнению этого сплава при повышенных температурах.
В табл. 24 приведены данные Н. А. Локтионовой и О. Б. Ло-
таревой об остаточных напряжениях, возникающих в двухпро-
свегной усадочной решетке для сплавов АЛб, АЛ7, АЛ8, АЛ9
после закалки в воду с температурой 20°, а на рис. 52 показано
влияние скорости охлаждения при закалке на механические
свойства сплавов АЛб, АЛ7, АЛ8, АЛ9.
В И. Ф. Колобвев
Рис. 48. Микроструктуры сплава АЛ8:
а— в литом состоянии. X 100: б—в закаленном состоянии. X 100; fl—с пережогом. X 100
Рис. 49. Влияние режимов
термической обработки на
механические свойства спла-
ва АЛ8:
1 — изотермическая закалка;
2 — отпуск 3 час.; 3 — отпуск
6 час.
Рис. 50. Влияние различных
режимов термической обра-
ботки на деформацию ко-
лец сплава АЛ8:
I — изотермическая закалка;
2 — отпуск 3 час.; 3 — отпуск
6 час.
♦8
146
Термическая обработка литейных, алюминиевых сплавов
Таблица 24
Величина остаточных напряжений в двухпросветной усадочной решетке
для сплавов АЛ5, АЛ7, АЛ8, АЛ9 после закалки в воду при 20°
Сплав Деформа- ция мм Величина остаточных напряже- ний в элементах решетки ,кг!мм* Режим термической обработки
в тонком стержне в цент- ральном стержне в попе- речной полоч ке
АЛ5 0,24 —5,02 0,17 4,90 Закалка при 525°, выдерж- ка 4 часа
АЛ7 0,44 —8,70 0,33 8,28 Закалка при 515°, выдерж- ка 15 час.
АЛ8 0,24 —4,36 0,18 4,75 Закалка при 435°, выдерж- ка 20 час.
АЛ9 0,26 —3,79 0,19 5,32 Закалка при 535°, выдерж- ка 12 час.
Сплавы системы Al — Mg — Si — Мп (АЛ 13) и системы
А1 _ Mg —Si —Be —Ti (ВИ11-3)
Особенности тройных, сплавов
Наиболее типичным тройным литейным сплавом является
АЛ 13, содержащий 4,5—5,5% Mg, 0,8—1,3% Si, 0,1—0,4% Мп
и примесей не более 0,5% Fe, 0,1% Си, 0,2% Zn, остальное алю-
миний.
Этот сплав применяется в литом состоянии, поскольку он не
способен к значительному упрочнению термической обработкой,
тогда как сплав ВИ 11-3 применяется как в закаленном состоянии
(литье в песчаные формы и в кокиль), так и в литом (литье под
давлением). В последнем случае детали, отлитые под давлением,
имеют достаточно высокую прочность и хорошую пластичность.
Заслуживает быть отмеченным сплав АМг7Л, разработанный
под руководством Н. Н. Белоусова. По химическому составу (по
Si и Mg) он занимает промежуточное положение между сплава-
ми АЛ13 и ВИ11-3 [81, 81а].
По химической активности оба сплава близки к сплаву АЛ8,
однако в отношении литейных свойств они в значительной мере
превосходят сплав АЛ8.
Ниже приводятся краткие выдержки по освоению сплава
ВИН-3 в производственных условиях, которые являются весьма
важным дополнением к характеристике нового сплава ВИН-3.
Сплав ВИ 11-3 имеет такую же коррозионную стойкость, как и
сплав АЛ8, т. е. во много раз лучшую, чем у сплава АЛЗ (рис.
Сплавы с высоким содержанием магния
117
53), но по литейным свойствам значительно превосходит послед-
ний. Сплав ВИ11-3 превосходит сплав АЛ 13 как по механиче-
ской прочности, так и по технологическим свойствам.
Оба сплава АЛ 13 и ВИ11-3 находят применение для изго-
товления деталей, подвергающихся воздействию влажной среды
или морской атмосферы.
В табл. 25 приведены сравнительные типичные свойства спла-
вов АЛ8, АЛ 13 и ВИ11-3.
Таблица 25
Сравнительные свойства алюминиевых литейных сплавов типа магналий
Свойства сплавов Марка сплавов
АЛ 13 ВИ11-3* АЛ8
Химический состав, % (А1 — остальное) 4,5—5,5 Mg 8—13,0 Mg 9,5—11,5 Mg
Удельный вес, г/см* . . . 0,8—1,3 Si 0,1—0,4 Мп 2,63 0.8—1.5 Si 0,03—0,05 Ti 0,03—0,07 Be 2,50 2,60
Жидкотекучесть при 700°, мм ......... 500 650 420
Линейная усадка. % ... 1,3 1,2 1,4
Склонность к образованию трещин в процессе крис: таллизации и последую- щего охлаждения (шири- на кольца, при которой образуется трещина, мм . 15 12 22,5
Герметичность (атмосфера, при которой образуется течь или разрыв) .... 118 130 55
Условия ведения плавки . Под флюсом Без флюса Под флюсом
Предел прочности Сь, кг/мм2 15—17 23—30 29—35
Предел текучести os, кг/мм* ......... 9—11 14—17 15—19
Относительное удлинение,% 1-3 2—6 9—12
Твердость Нв, кг/мм2 . . 55—60 75—90 75-95
Модуль упругости Е, кг/мм2 ......... 7000 6900 6800
Сопротивление срезу тср, кг/мм2 14—16 20—22 23-25
Кратковременные испытания на растяжение оь, ясг/л-м2, после стабилизации в те- чение 100 час. при 250° . 10—11 15—16 11—12
То же при 300° 7—8 12—13 8—10
♦ Сплав ВИ11-3 разработан И. Ф. Колобневым и О. Б. Лотаревой.
118
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
Испытание производилось в течение
90 дней в пресной соде
Испытание производилось в течение ^5 дней
о о методу распыления раствора MaCL
1
Испытание производилось в течение 20 дней
в особо жестких условиях раствора 37, НаС1 +
^0,2°/оНг0г
Рис. 53. Коррозионные свойства сплава ВИ11-3:
/ — сплав ВИ11-3: 2 — сплав АЛ4; 3 — сплав АЛЗ; 4 —
сплав АЛ1
Фазовый состав тройных сплавов
Мондольфо [70] приводит ряд диаграмм тройной системы, от-
ражающих результаты исследований Лозана [112], Хансена и
Гейлера [113] Дикса, Келлера и Грахама [75], Келлера и Краи-
да, Г. Г. Уразова и Т. Е. Шушпановой [77]. Из рис. 54 и 55 видно,
что алюминий с магнием и кремнием тройных соединений не
образует.
Выше было сказано, что алюминиевый угол диаграммы со-
стояния системы А1 — Mg — Si имеет квазибинарный разрез,
который разделяет диаграмму на две вторичные системы:
1) А1—Al3Mg2—Mg2Si с тройной эвтектикой а + Al3Mg2 +
+ Mg2Si, которая имеет температуру плавления 448°. Эта эвтек-
тика содержит 34% Mg, 0,7% Si, остальное алюминий;
Рис. 54. Распределение фазовых областей алюминиевого угла диа-
граммы состояния сплавов системы А1 — Mg — Si

Рис. 55. Изотермы растворимости в системе
А1—Mg—Si, по А. А. Бочвару, К. В. Гореву,
А. М. Королькову
120
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
2) А1—Mg2Si—Si с тройной эвтектикой (а + Si + Mg2Si)y
которая имеет температуру плавления 550°. По Филлипсу [87],
тройная эвтектика состоит из 12,97% Si, 4,97% Mg, остальное
алюминий. Мондольфо [70] для этой эвтектики приводит сле-
дующий состав: 14% Si, 5,5% Mg, остальное алюминий. Темпе-
ратура плавления 559°.
В алюминиевом углу тройной системы также имеется и
двойная эвтектика а + Mg2Si с температурой плавления 595°,
содержащая 8,25% Mg и 4,75% Si, остальное алюминий.
Следует заметить, что при 'малом содержании магния основ-
ное количество двойной эвтектики располагается между зерна-
ми a-твердого раствора, а при избытке магния, т. е. когда мик-
роструктура содержит видимую при увеличении в 100 раз фазу
Mg2Si, двойная эвтектика сосредоточивается в отдельных местах
и строение ее напоминает форму китайского шрифта. По мере
увеличения количества двойной эвтектики строение ее грубеет и
принимает вид паукообразного разветвления.
Термическая обработка сплавов АЛ 13 и ВИ 11-3
Раньше было сказано, что сплавы типа магналий могут
значительно упрочняться только закалкой с температуры 425—
430° без применения отпуска, так как выпадающая из твердого
раствора фаза p(Al3Mg2) способствует сильному охрупчива-
нию сплавов. Также было показано, что сплавы типа магналий
при закалке могут значительно упрочняться лишь в том слу-
чае, если они содержат не менее 9% Mg.
Следовательно, сплав АЛ 13 подвергать закалке нецелесооб-
разно. Для сплава ВИ 11-3 рекомендуется применять закалку
с температуры 425° после длительной (8—20 час.) выдержки
при этой температуре. Причем наиболее высокое упрочнение
можно получить в том случае, когда содержание кремния в спла-
ве ВИ 11-3 будет на нижнем пределе, а магния — на верхнем.
В табл. 26 приведены данные, показывающие что с увели-
чением содержания магния растворимость фазы Mg2Si резко
уменьшается. Причем чем ниже температура, тем в большей
степени проявляется влияние содержания магния на раствори-
мость фазы Mg2Si. Из этого можно сделать вывод, что фаза
Mg2Si в упрочнении при термической обработке сплавов типа
магналий участия не принимает. Наоборот, чем больше количе-
ство фазы Mg2Si, тем ниже эффект закалки сплавов типа маг-
налий.
Поскольку температура плавления тройной эвтектики
а + Mg2Si + Al3Mg2 на два градуса ниже (448°) температуры
плавления двойной эвтектики а + Al3Mg2, а присутствующие
в сплаве примеси могут еще понизить температуру плавления
Рис. 56. Брак термиче-
ской обработки литья
под давлением сплава
АЛЗ (а, б, в). Сплав
ВИ 11-3 этого вида бра-
ка не имеет (г)
Рис. 57. Образование газовых пузырей .в деталях сплава АЛЗ, '
отлитых под давлением, в зависимости от температуры на-
грева лод закалку
Рис. 58. Микроструктура литого сплава АЛ 13.
ХЮО
Литейные алюминиевые сплавы с высоким содержанием меди
123
Таблица 26
Растворимость Mg2Si а твердом алюминии, %
Температура, °C Дополнительное легирование магнием, % ,
200 300 400 500 535 595
0,25 0,30 0,53 1,05 1,20 1,85 0
0,05 0,16 0,35 0,85 1,15 — 0,20
0 0,02 0,2 0,69 0,97 — 0,40
0 0 0 0,45 0,67 — 0,80
0 0 0 0,36 0,55 — 1,0
сплава ВИ 11-3, то температуру нагрева под закалку этого спла-
ва не следует принимать выше 425±5°. Детали из сплава ВИ11-3,
полученные методом литья под давлением (когда магний содер-
жится не на верхнем пределе: 8—10%) можно подвергать терми-
ческой обработке без образования пузырей (рис. 56, 57), тогда
как детали, отлитые этим же методом из сплавов АЛ4, АЛб,
АЛ9 и АЛЗ, подвергать термической обработке (закалке) не
представляется возможным. При этом необходимо иметь в виду,
что при недостаточно совершенной методике литья под давле-
Рис. 59. Механические свой-
ства сплава ВИ 11-3 после
различных режимов терми-
ческой обработки:
I — изотермическая закалка;
2 —отпуск 3 час.; 3 — отпуск
6 час.

Рис. 60. Микроструктуры спла-
ва ВИ 11-3:
а —в литом состоянии. Х100; б —в зака-
ленном состоянии. X100; в —с пережогом.
Х100; г. д — после длительных испытаний
при температуре 300°. Х400
126
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
нием детали могут содержать большое количество газообразных
включений, которые не позволят получать закаленные детали
без пузырей. В этом случае детали, отлитые под давлением,
рекомендуется применять в литом состоянии, тогда они будут
иметь вь =234-27 кг/лш2 при 6 = 34-7%.
На рис. 58, 60 приведены микроструктуры сплавов АЛ 13
и ВИ 11-3, а на рис. 59, 61 —влияние режимов термической
обработки на механические свойства и деформацию колец спла-
вов ВИ 11-3.
Рис. 61. Влияние различ-
ных режимов термической
обработки на деформацию
колец сплава ВИ 11-3.
/ — изотермическая закалка;
2 — отпуск 3 час.; 3 — отпуск
6 час.
ЛИТЕЙНЫЕ АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ С ВЫСОКИМ
СОДЕРЖАНИЕМ МЕДИ
Сплавы системы А1 — Си (АЛ7 и АЛ12)
и системы А1 — Си — Мп — Ti (АЛ19)
Состав и свойства сплавов АЛТ, АЛ 12 и АЛ 19
По химическому составу сплавы АЛ7 и АЛ 12 отличаются
только содержанием меди. В сплаве АЛ7 содержится 4—5% Си,
а в сплаве АЛ12 — 9—11% Си. Однако области их применения
различны. Это объясняется тем, что сплав АЛ7 в закаленном
состоянии имеет сравнительно высокие прочностные характе-
Литейные алюминиевые сплавы с высоким содержанием меди 127
ристики, поэтому он применяется как конструкционный мате-
риал.
Сплав АЛ 12 в большинстве своем применяется в литом со-
стоянии для изготовления деталей (поршней), работающих при
повышенных температурах.
Двойные алюминиевомедные сплавы принадлежат к наибо-
лее старым литейным алюминиевым сплавам, так, например,
сплав типа АЛ 12 в литейном производстве известен со второй
половины девятнадцатого века, а сплав типа АЛ7 нашел широ-
кое применение с момента освоения термической обработки для
литейных алюминиевых сплавов (1907 г.).
Такое различие в периодах освоения алюминиевых литейных
сплавов объясняется тем, что сплавы с содержанием 4—6% Си
имеют пониженные литейные свойства (повышенная склонность
к образованию горячих трещин, худшая жидкотекучесть, чем
у сплавов АЛ 12, высокая линейная усадка). Поэтому без тер-
мической обработки эти сплавы не имеют каких-либо преиму-
ществ по сравнению со сплавами типа АЛ12 или АЛ10В. Сплав
АЛ7 получил преимущество лишь с применением термической
обработки. В этом случае его механические свойства на 80%
выше механических свойств сплавов типа АЛ 12.
Сплавы с большим содержанием меди имеют более высокие
литейные свойства (повышенную жидкотекучесть и меньшую
склонность к образованию горячих трещин), однако они обла-
дают низкими механическими свойствами из-за присутствия
в них большого количества хрупкой фазы СпА12.
Сплавы типа АЛ7 применяются в закаленном состоянии для
мелких деталей, не сложных по конфигурации, а сплавы типа
АЛ 12 используют только в литом состоянии для автомобильных
и мотоциклетных поршней.
По своим литейным и коррозионным свойствам эти спла-
вы в значительной мере уступают сплавам типа силумин (АЛ4,
АЛ5 и АЛ9). Однако они имеют повышенную жаропрочность
и значительно лучше обрабатываются режущим инструментом,
чем сплавы типа силумин.
В силу того, что сплавы с большим содержанием меди (без
кремния) имеют повышенную усадку и большую склонность
к горячеломкости, их не рекомендуется применять для литья в
кокиль и под давлением (за исключением литья поршней в ко-
киль из сплава АЛ12).
В том случае, когда эти сплавы предназначаются для литья
сложных и больших фасонных отливок, отливаемых в песча-
ную форму, при разработке технологии литья необходимо учи-
тывать их особенности.
Для улучшения технологических литейных свойств сплавов,.
*в особенности повышения их жидкотекучести, уменьшения горя-
128
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
челомкости и увеличения плотности отливок в массивных мес-
тах, к сплаву АЛ7 рекомендуется добавлять до 3% Si. При этом
улучшается также и герметичность сплавов, так как образую-
щаяся тройная эвтектика (а + Si + CuA12, состоящая из 6% Si,
26% Си, остальное алюминий) располагается между зернами
твердого раствора алюминия и тем самым способствует умень-
шению усадочных каналов, располагающихся между зернами
твердого раствора.
Но добавка кремния значительно снижает жаропрочность
медноалюминиевых сплавов.
Сплав АЛ 12 содержит 9—11% Си и в качестве примесей
допускается до 1% Si и до 1% Fe для литья в песчаные формы,
а при литье в металлические формы содержание железа может
быть больше. Следует отметить, что примесь железа способ-
ствует уменьшению склонности к горячеломкости и повышению
жаропрочности сплавов. Таким образом, примесь железа в спла-
ве с большим содержанием меди менее вредна, чем в сплавах
типа силумин.
Вредность примеси железа в отношении понижения пластич-
ности сплавов тем меньше, чем мелкозернистее их структура.
Поэтому содержание железа при литье в кокиль допускается
больше, чем при литье в песчаные формы.
Сплав АЛ191 отличается от сплава АЛ7 наиболее высокими
показателями ряда свойств: прочностью и пластичностью при
комнатной температуре, а также жаропрочностью, коррозион-
ной стойкостью, свариваемостью и литейными свойствами. По-
этому сплав АЛ 19 нашел широкое применение во всех отра-
слях промышленности [90, 91].
Сплав АЛ19 содержит 4,7% — 5,3% Си, 0,6—1,0% Мп,
0,25—0,45% Ti, примесей не более 0,3% Fe, 0,3% Si, 0,3% Zn,
0,05% Mg, остальное алюминий. Содержание железа и кремния
в сплаве АЛ 19 допускается до 0,4% каждого лишь в том слу-
чае, когда их отношение равно 1:1. При этом механические
свойства сплава будут на нижнем уровне, но удовлетворяют
требованиям ТУ.
Из всех примесей кремний оказывает наиболее вредное
влияние на жаропрочность сплава АЛ 19. Так, например, когда
сплав АЛ 19 содержит 0,1% Fe, длительная прочность его при
температуре 300° за 100 час. в зависимости от содержания в нем
кремния понижается в следующем порядке:
Содержание Si, % ... . 0,1 0,5 1,0 1,5
а, кг/мм2...............£7,0(100%) 6,0(86%) 4(60%) 3,5(50 %)
1 Сплав АЛ 19 разработан И. Ф. Колобневым, Л. В. Швыревой, Н. А. Ари-
стовой и Г. А. Мишиным.
Литейные алюминиевые сплавы с. высоким содержанием меди
129
Следовательно, при содержании 1,5% Si жаропрочность спла-
ва АЛЮ понизилась на 50%. Такое резкое снижение длитель-
ной прочности сплава АЛЮ, как и других сплавов с высоким
содержанием меди — АЛ1, ВЗОО, в зависимости от содержания
кремния объясняется усилением диффузионных процессов, т. е.
действием растворно-осадительного механизма, а также обед-
нением твердого раствора медью и марганцем.
В том случае, когда кремний в сплавах АЛЮ, АЛ1 и ВЗОО
связан в нерастворимую фазу, например в фазу П (Ale Si6 Mg3
Fe) или Al Si Mn Fe, влияние кремния на длительную прочность
этих сплавов уменьшается. Но по мере увеличения количества
нерастворимой фазы с кремнием хрупкость сплава увеличи-
вается. В этом случае наблюдается снижение не только пластич-
ности, но и прочности сплава.
Повышенное содержание железа в сплаве АЛЮ обедняет
твердый раствор марганцем и медью, что ведет к снижению
прочности сплава; снижение тем больше, чем выше содержа-
ние железа. Следовательно, чем меньше сплав АЛЮ будет со-
держать примеси железа, тем будет больше его прочность.
Влияние железа на механические свойства сплава АЛЮ пока-
зано в табл. 27.
Таблица 27
Влияние содержания железа на механические свойства
сплава АЛ 19
Содержа- ние железа % °ь кг/мм2 6 % Состояние сплава
0,1 18—20 6-8 Литой
0,1 31—35 9—14 После Т4
0,1 38—43 6-8 После Т5
0,3 16—18 3-5 Литой
0,3 30—32 7—9 После Т4
0,3 34—38 4—6 После Т5
0,6 26—29 5—7 После Т4
0,6 28—32 2,5—4 После Т5
Поэтому когда требуется от детали максимальная прочность
(ад =38—43 кг/мм2), рекомендуется содержание железа в спла-
ве АЛЮ не более 0,2%.
Фазовый состав сплавов АЛ7, АЛ12 и АЛ 19
Исследованию диаграммы состояния системы А1 — Си и
фазовым превращениям в сплавах этой системы посвящено зна-
9 И. Ф. Колобнев
130
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
чительно больше работ, чем изучению других двойных систем
с алюминием. Это объясняется тем, что процессы фазовых пре-
вращений в сплавах алюминия с медью протекают весьма
сложно.
Рис. 62. Диаграмма состояния
сплавов системы А1 — Си
На основе критического разбора
работ, выполненных до
1935 г., Хансен [53] построил
диаграмму состояния систе-
мы А1 — Си (рис. 62), позд-
нее Рейнор [115], а затем
Финк, Уиллей и Смит [93],
Дикс и Ричардсон [116],
П. Я. Сальдау и Н. Н. Ани-
симов [117], М. И. Захарова
[118], В. Г. Кузнецов и JI. Н.
Гусева [119] и другие в зна-
чительной степени уточнили
эту диаграмму, однако она
еще продолжает нуждаться
в дальнейшем уточнении.
Такое заключение подтверж-
дается противоречивыми
данными о растворимости в
алюминии, приведенными в
табл. 28.
Таблица 28
Растворимость меди в твердом алюминии, % (вес.)
т, *с Дикс и Ричард- сон [116] Сальдау и Анисимов [И7] Захарова [118] Кузнецов и Гусева [119]
548 6,5 5,6
530 — — — 5,2
500 4,1 5,55 4,0
480 — — — 3,7
450 2,6 — 2,5 2,9 (445е)
400 1,5 3,12 1,7 2,1
350 0,85 — — 1,4
250 — — 0,6 0,8
300 0,45 2,7 0,6 0,8
250 — — 0,5 —
200 — — 0,2 —
20 1 2,7 0,2 —
Двойные сплавы алюминия с большим содержанием меди
имеют две фазы: а (или X)-твердый раствор и фазу СиЛ12.
которая является базой твердого раствора А1 в СиА12.
Литейные алюминиевые сплавы с высоким содержанием меди
131
На основании критического анализа различных данных
можно считать, что максимальная растворимость меди в алю-
минии при температуре эвтектики (548°) составляет 5,7%.
Эвтектика а+СиА12 содержит 33% Си.
По данным М. И. Захаровой [118], на растворимость меди в
твердом алюминии давление окружающей среды оказывает су-
щественное влияние. Так, при всестороннем сжатии сплавов
под давлением 10000 кг!см2 растворимость меди в алюминии
уменьшается в зависимости от температуры в следующем по-
рядке:
Температура, °C...................
Содержание Си, %:
при давлении 10 000 кг/см2 . .
при атмосферном давлении . .
550 500 450 400
3,6 2,5 1,4 1,1
5,6 4,0 2,5 1,7
Необходимо отметить, что значения предельной растворимо-
сти меди в алюминии в зависимости от температуры, полученные
М. И. Захаровой [118], считаются наиболее достоверными и они
близки к данным Дикса и Ричардсона, которые в свою очередь
позднее были подтверждены работами Броуна, Финка и Хюнте-
ра [120], Борхерса и Отто [100] и другими.
Приведенные в табл. 28 данные о растворимости меди в твер-
дом алюминии относятся к равновесной диаграмме состояния.
В неравновесных условиях величины растворимости в алюминии
в зависимости от температуры и исходной структуры во многом
отличаются. Для практических целей это имеет большой инте-
рес.
В работе В. Я. Айзен [121] методом термического и микроско-
пического анализов было установлено, что с увеличением скоро-
сти охлаждения температуры солидуса и ликвидуса сплавов по-
нижаются. Это понижение сказывается сильнее у сплавов, содер-
жащих менее 5,7% Си, чем у сплавов с большим содержанием
меди.
В работах Шайля и Масуда [122] показано, что скорость ох-
лаждения оказывает также большое влияние на структуру спла-
вов, особенно на положение эвтектики системы А1—Си. Показа-
но, что с увеличением степени переохлаждения границы фазовых
областей изменяются, например расширение области эвтектиче-
ского строения сплавов с содержанием меди от 20 до 34%).
В этом случае структура эвтектики из пластинчатой и крупно-
зернистой превращается в мелкозернистую с частицами фазы
СиА12 округлой формы.
По данным Мишеля и Бевера [123], в литых сплавах с содер-
жанием до 5%) Си неравновесная эвтектика присутствует при
всех применявшихся скоростях затвердения (50°, 5° и 0,8J
в сек.); При этом отмечается, что количество эвтектики, находя-
9*
132
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
щейся в сплавах неравновесного состояния, увеличивается с по-
вышением скорости затвердевания.
Кристаллическая решетка твердого раствора уменьшается с
возрастанием содержания меди в алюминии. По одним данным
[124], при увеличении содержания меди на 1% (ат.) решетка
уменьшается на 0,00488 кХ, а по другим [125] на 0,00495 кХ.
По данным В. М. Бережиани [126], изменение параметра кри-
сталлической решетки твердого раствора алюминия в зависимо-
сти от содержания в нем меди характеризуется следующими
цифрами:
Содержание Си, %......... 0,66 1,0 2,17 3,04 3,84
Параметр кристаллической ре-
шетки твердого раствора, А 4,0407 4,0396 4,0388 4,0362 4,0350
При избыточном количестве меди сплавы содержат вторую
фазу СиА12 бертоллидного типа. По данным Фрагмена [66], эта
фаза имеет структуру тетрагонального типа с параметрами ре-
шетки а = 6,052 кХ и с = 4,878 кХ. Эти величины близки к дан-
ным, полученным К. А. Трапезниковым [127] при исследовании
структуры монокристалла соединения СиА12.
В зависимости от содержания меди в литых сплавах алюми-
ния микротвердость первичных кристаллов твердого раствора, по
данным А. А. Бочвара и О. С. Жадаевой [128], характеризуется
следующими цифрами:
Содержание Си, % . . . 5,5 8,0 10 15 20 25 28
Ну- зерен твердого ра-
створа, кг!мм2 .... 72 82 94 НО 140 153 159
Повышение микротвердости зерен твердого раствора меди в
алюминии авторы объясняют увеличением степени микрогетеро-
генности второго порядка.
В промышленных сплавах всегда присутствуют примеси крем-
ния и железа, которые могут сильно изменять фазовый состав
этих сплавов, влиять на растворимость меди в твердом алюминии
и изменять структуру.
Кремний в сплавах алюминия с медью сложных фаз не обра-
зует, а растворимость его мала, но он способствует изменению
структуры, что оказывает влияние на механические свойства
сплавов. Кремний входит в тройную эвтектику а + CuA12 + Si и
с железом, медью и алюминием может образовать четверную
фазу. Все это создает более гетерогенную структуру, способст-
вующую снижению пластичности сплавов.
Железо не оказывает столь вредного влияния на сплавы
алюминий — медь, как это имеет место в сплавах типа силумин.
Наоборот, содержание до 1,5% Fe снижает чувствительность к
горячеломкости и повышает жаропрочность. Это объясняется
тем, что фаза Al7Cu2Fe имеет б’олее компактное строение, чем
Литейные алюминиевые сплавы с высоким содержанием меди
133
фазы Al5SiFe или Al4Si2Fe, образующиеся в сплавах силумин.
Железо может образовать с алюминием и медью псевдотройную
фазу на основе химического соединения Al3Fe, которое растворя-
ет до 15% Си.
Эта псевдотройная фаза не растворяется в твердом алюминии
и при медленном процессе кристаллизации дает крупнозерни-
стое строение. Такая форма кристаллизации отрицательно влия-
ет на механическую прочность сплавов. Следует иметь в виду,
что и четверная фаза AlSiFeCu также кристаллизуется в сравни-
тельно крупнозернистой форме.
Добавка Мп к двойным сплавам алюминия с медью оказы-
вает существенное влияние не только на их фазовый состав, но
и на повышение устойчивости твердого раствора. Добавка мар-
ганца к сплавам системы А1—Си способствует повышению тем-
пературы рекристаллизации, коррозионной стойкости, механиче-
ских свойств при комнатной температуре и жаропрочности спла-
вов.
Такое благоприятное влияние марганца на ряд свойств спла-
вов обусловливается упрочнением твердого раствора и услож-
нением их фазового состава.
На рис. 63 показана диаграмма состояния системы А1 — Мп,
которая составлена [70] по суммарным данным исследователей
[127—137]. Эта диаграмма показывает, что в зависимости от тем-
пературы растворимость марганца в равновесных сплавах колеб-
лется от 0,36 до 1,82%. Но, по данным многих исследователей
[138—141], степень растворимости марганца в твердом алюми-
нии может быть больше в несколько раз, что зависит от скоро-
сти кристаллизации сплавов.
При неравновесных условиях кристаллизации двойные спла-
вы алюминия с марганцем могут содержать фазы А14Мп и
А16Мп, кристаллы которых возникают как первично, так и пери-
тектически. Так, например, при температуре 710° может проте-
кать реакция с образованием фазы А16Мп: Ж + Al4Mnz^a +
+ А16Мп. Причем обе фазы могут являться базой для образова-
ния сложных твердых растворов.
Фаза А16Мп имеет кристаллическую решетку орторомбиче-
ского типа с параметрами ах = 6,51; а2 = 7,57; а3 = 8,87 кХ. Эта
фаза способна в себе растворять небольшое количество меди,
кремния и железа, поэтому в алюминиевых сплавах она являет-
ся твердым раствором и в большинстве своем кристаллизуется
в форме дырчатого ромба.
Отмечается, что при содержании в жидком растворе меди пе-
ритектически может образовываться также и фаза
Л которой ряд авторов приписывает различные формулы на ос-
134
Термическая обработка литеаных алюминиевых сплавов
новании рентгенографических, химических и металлографиче-
ских исследований.
Так, например, Петри [142] указывает, что в алюминиевом
углу тройной диаграммы системы А1 — Си —Мп располагаются
две тройные фазы:
Рис. 63. Диаграмма состояния А1 — Мп
1) Т (AlCuMn), имеющая ромбическую кристаллическую ре-
шетку с параметрами а = 7,69 А ; b = 24,06А ; с= 12,48А , в ко-
торой содержится 19% Си и 25% Мп;
2) «Y», имеющая также ромбическую решетку с параметра-
ми а = 14,7 А, Ь = 12,6 А; с = 14,48 А, в которой содержится
5,9% Си и 32,5% Мп.
Однако более поздние работы Мондольфо [70] и Дея с Фил-
липсом [151] существование второй фазы не подтверждают.
Очевидно, эти разногласия объясняются переменным составом
фазы Т. По исследованию Фрагмена [66], фазе Т приписывается
формула r(Ali2Mg2Cu), которая соответствует составу: 19% Си
и 24% Мп.
Обычно марганцовистая фаза в неравновесных сплавах кри-
сталлизуется в форме двойной эвтектики а + Т (Ali2Mn2Cu), рас-
Литейные алюминиевые сплавы с высоким содержанием меди
135
полагающейся между зернами a-твердого раствора в виде изог-
нутой нити. Эта эвтектика под воздействием 0,5%-ного раствора
фтористой кислоты принимает темно-коричневую окраску.
Титан с алюминием образует фазу Al3Ti, которая в сплаве
АЛ 19 кристаллизуется в форме тонких пластин, обычно являю-
щихся центрами кристаллизации, и тем самым способствует из-
мельчению структуры сплава, что благоприятно сказывается на
повышении эффекта термической обработки.
Судя по химическому составу и в соответствии с диаграмма-
ми состояния по Диксу, Финку, Уиллею (рис. 64—66) и изотер-
мам растворимости в алюминиевом углу системы А1—Си—Мп
Рис. 65. Расположение фазовых областей в алюминиевом уг-
лу диаграммы состояния сплавов системы А1 — Мп — Si,
по Филлипсу:
п — после затвердевания; б — при температуре плавления тройной
эвтектики
136
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
Рис. 66. Диаграмма состояния сплавов системы А1 — Мп — Fe
при. разных температурах, в отожженном состоянии структура
сплава АЛ 19 имеет следующий фазовый состав: a-твердый рас-
твор, CuAl2, Т (Ali2Mn2Cu), Al3Ti и AlSiMnFe.
Термическая обработка сплавов АЛ7, АЛ 12, АЛ 19
Рис. 62 показывает, что характер кривой предельной раство-
римости меди в твердом алюминии обусловливает повышенную
восприимчивость к термической обработке на упрочнение двой-
ных сплавов, содержащих от 3 до 7% Си. Но максимальный эф-
фект закалки может быть обеспечен в тех случаях, когда двой-
ные сплавы содержат от 4,5 до 5,25% Си.
В присутствии незначительного количества железа (пример-
но 0,03%) способность указанных сплавов к старению резко
снижается [27]. Такое действие железа на процесс естественного
старения сплавов Д. А. Петров [27] объясняет характером строе-
ния кристаллической решетки сложного твердого раствора.
Большие количества железа также могут понизить эффект
старения сплавов системы А1—Си вследствие образования фазы
Al?Cu2Fe, тем самым способствовать обеднению твердого раст-
вора алюминия. Примерно такое же действие оказывают ниобий,
титан, никель, кобальт, молибден и тяжелые металлы.
Вредное влияние малых количеств железа на старение спла-
вов системы А1—Си парализуется малой добавкой магния. Этот
факт, очевидно, можно объяснить образованием сложной фазы
П (Al8Si6Mg3Fe), так как незначительные количества примеси
кремния всегда содержатся в алюминиевых сплавах. Присутст-
вие кремния до 1,0% мало сказывается на эффекте старения
сплавов с медью, тогда как магний весьма сильно, о чем под-
робнее будет сказано ниже.
Структура закаленных сплавов, содержащих больше 5,5% Си,
имеет хрупкую фазу СиА12. Чем больше содержится меди в
Литейные алюминиевые сплавы с высоким содержанием меди
137
сплаве, тем его структура становится гетерогеннее, что снижает
эффект термической обработки на упрочнение. Поэтому все алю-
миниевые сплавы, содержащие более 7,0% Си, применяются в
литом состоянии.
Согласно диаграммам состояния системы А1—Си (см. рис.
62), температура плавления эвтектики а + СиА12 равна 548°. Сле-
довательно, для сплавов из чистейших металлов температура на-
грева под закалку может быть 540°. Однако в промышленных
сплавах всегда присутствует в качестве примеси кремний, кото-
рый может участвовать в образовании тройной эвтектики
а + Si + CuA12 с температурой плавления 525°. В этом случае
температура нагрева под закалку не должна быть выше 515—
520°.
Чем большее количество меди содержит сплав и чем крупно-
зернистое его структура, тем должна быть длительнее выдержка
при температуре закалки. Заводской опыт показывает, что для
обеспечения полноты растворения крупных частиц фазы СиА^
время выдержки не должно быть меньше 10 час.
Поскольку коэффициент диффузии меди в твердом алюминии
сравнительно высокий, то процесс переноса садки из печи в за-
калочный бак должен быть минимальным, т. е. в пределах не-
скольких десятков секунд. Лишь только при этих условиях зака-
ленные сплавы типа АЛ7 могут иметь максимально высокие ме-
ханические свойства.
Необходимо отметить, что сплавы алюминия с медью (типа
АЛ7) в закаленном состоянии имеют наилучшее сочетание меха-
нических свойств. В этом состоянии сплавы имеют сравнитель-
но высокие значения предела прочности при максимально высо-
ком относительном удлинении. При естественном старении изме-
нение механических свойств литейных сплавов незначительно*
(предел прочности повышается на 1—3 кг!мм2 при малом сниже-
нии пластичности). При искусственном старении сплавы типа
АЛ7 могут приобретать более высокую прочность (особенно пре-
дел текучести) за счет значительного снижения пластичности.
Однако применение искусственного старения допустимо лишь в
пределах образования микрогетерогенности внутри зерен твер-
дого раствора. С появлением частиц фазы СиА12 по границам
зерен, легко обнаруживаемых в оптическом микроскопе с увели-
чением в 100—200 раз, пластичность сплавов резко снижается.
На рис. 67, 68 приведены механические свойства и микро-
структуры сплава АЛ7 в литом, закаленном состоянии, а также
и с пережогом, на рис. 69 — типичная микроструктура сплава
АЛ 12, на рис. 70 микроструктуры сплава АЛ 19.
Выше уже отмечалось, что чем больше степень гетерогенности
структуры, тем ниже эффект закалки сплава, следовательно, тем
Рис. 67. Микроструктуры сплава АЛ7:
а —в литом состоянии. Х100: б — в закаленном состоя-
нии. Х500; в — в закаленном и стабилизированном состоя-
нии при температуре 350° в течение 100 час. Х500;
г — с пережогом. Х500
Рис. 68. Механические свойства сплава АЛ7 после 3-час.
отпуска при разных температурах
Рис. 69. Микроструктура сплава АЛ 12. Х200
140
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
ниже механические свойства такого сплава в термически обра-
ботанном состоянии. Поэтому сплавы алюминия с высоким со-
держанием меди (выше 8%) обычно применяют в литом состоя-
нии, но в ряде случаев детали из сплава АЛ12, работающие при
повышенных температурах (например, поршни), подвергают пол-
ному циклу термической обработки (по режиму Тб). Такую прак-
Рис. 70. Микроструктуры сплава АЛ19. Х450:
а — в литом состоянии: б — в закаленном состоянии;
в — с пережогом
тику нельзя считать рациональной, и тем более экономичной,
так как литая структура сплава АЛ 12 при повышенных темпера-
турах более устойчива, чем структура после длительной высоко-
температурной гомогенизации с последующей закалкой и отпу-
ском. Вполне достаточно применять только высокотемператур-
ный отпуск для снятия внутренних напряжений. В этом случае
можно рекомендовать один из двух режимов:
Литейные алюминиевые сплавы с высоким содержанием меди
141
1) стабилизирующий отпуск при температуре 225—250° в те-
чение 3—5 час. и охлаждение вместе с печью;
2) стабилизирующий отпуск при температуре 250—275° в те-
чение 2—3 час.
Выбор температуры стабилизации и времени выдержки опре-
деляется назначением детали: чем выше температура эксплуа-
тации деталей, тем выше должна быть температура стабилиза-
ции.
Время выдержки при температуре закалки весьма сильно
влияет на механические свойства сплавов, в особенности на их
пластичность. В табл. 29 и 30 приведены данные о влиянии вре-
мени выдержки при температуре закалки 515°.
Таблица 29
Влияние времени выдержки на механические свойства сплавов АЛ 7
Время выдержки час. кг/мм* г. %
пределы среднее значение пределы среднее значение
4 20,6—27 22,8 5-7 6,3
5 20,5—26 22,9 7—8 7,6
6 21,6—25 23,8 5-8 6,5
8 24—25 24,8 5—9 7,0
10 21,2—27 25,3 6—9 6,7
12 23—27 25,6 6,6—9 8,3
15 23—29 27 7—11 10,2
20 23—30 28 8—10 9,0
Таблица 30
Влияние времени выдержки при температуре закалки 530°
на механические свойства сплава АЛ7
Время выдержки час. кг/мм* б. %
пределы среднее значение пределы среднее значение
4 22—24 23 4—8 6
8 24—27 25 8—10 8,5
12 25—28 27 8—10 9
16 25—34 31 8—14 12
Приведенные данные показывают, что достаточно эффектив-
ной получается выдержка при температуре закалки 515°, 15 час.
142
Т ермическая обработка литейных алюминиевых сплавов
В этом случае обеспечивается сравнительно высокая прочность и
пластичность сплава АЛ7. Однако данная температура закалки
(515°) не является оптимальной. Поэтому в табл. 30 приводятся
данные о влиянии времени выдержки при температуре закалки
535°.
При сравнении данных двух таблиц видно, что наибольший
эффект дает следующий режим закалки: время выдержки при
температуре 530° в течение 15—16 час.
Выше уже отмечалось, что твердый раствор марганца в алю-
минии приобретает закаленное состояние еще в процессе кристал-
лизации (закалка из жидкого состояния). Поэтому при воздейст-
вии повышенных температур, включая и максимально допусти-
мую температуру закалки, будет идти процесс распада твердого
раствора марганца в алюминии. Следовательно, при нагреве под
закалку будут идти два противоположных процесса:
1) образование мелких частиц фазы T(Ali2Mn2Cu) вследст-
вие распада твердого раствора в алюминии; в этом случае чем
мельче образуются частички марганцовистой фазы, тем будет
выше предел текучести сплава и в большей мере будет создано
торможение передвижению дислокаций и развитию диффузион-
ных процессов, что и обеспечивает повышенную жаропрочность
сплава АЛ 19;
2) второй процесс будет протекать в направлении растворе-
ния фазы СиА12 в a-твердом растворе.
Такое сложное поведение твердого раствора обусловливает
возможность получать высокие механические свойства при ком-
натной температуре и длительно их сохранять при повышенных
температурах.
На основании сказанного в качестве наиболее эффективного
режима термической обработки для сплава АЛ 19 рекомендуется
следующий.
1. Выдержка при температуре 530 '+5° в течение 7—9 час.
(чтобы перевести всю фазу СиА12 из эвтектических скоплений в
твердый раствор), затем подъем температуры до 545° с последую-
щей выдержкой при этой температуре тоже около 7 час. и закал-
кой в воду. В этом случае в твердом растворе может быть зафик-
сирована вся медь из фазы СиА12 и частично марганец.
2. Отпуск при температуре 150—175° в течение соответствен-
но 16—3 час. Такой режим термической обработки обеспечивает
значительное повышение предела прочности (до 34—43 кг/мм2
при относительном удлинении соответственно 8—3%).
При этом необходимо отметить, что па температуру закалки
особо сильно влияет примесь кремния, так как повышенное его
содержание способствует образованию низкоплавкой тройной эв-
тектики а + СиА12 4- Si с температурой плавления 525°.
Литейные алюминиевые сплавы с высоким содержанием меди
143
Влияние кремния на эффект термической обработки сплава
АЛ 19 показано в табл. 31.
Таблица 31
Влияние содержания кремния на эффект термической обработки сплава АЛ 19
(5% Си, 0,8% Мп, 0,3% Ti, остальное алюминий)
Содержа- ние кремния % Состояние материала % кг/см? 2. %
0,15 Литой ... После ступенчатого нагрева до 535° в тече- ние 5 час. +450° в течение 5 час., закалка в воду То же + старение при 175° в течение 3 час. 21,5 34 37 3,5 10 4
0,30 Литой После ступенчатого нагрева: 535° в течение 5 час.+450° в течение 5 час., закалка в воду То же + старение при 175° в течение 3 час. 20,8 33,2 37,8 4,5 10,5 5
0,75 После ступенчатого нагрева: 535° в течение 5 час. + 450° в течение 5 час., закалка в воду После ступенчатого нагрева до 500° в тече- ние 5 час. +515° в течение 5 час., закалка в воду + старение при 175° в течение 3 час. Закалка: 515°, 10 час. + 535°, 5 час. + ста- рение: 175°, 3 час 27 32,5 Пережег 5,2 3,6
1,0 Литой Закалка: 515°, 10 час +535°, 5 час. + ста- рение 175°, 3 час 19,6 30,3 3,0 2,8
1.5 Литой Закалка: 515°, 10 час. +535°, 5 час Тот же режим закалки -р старение: 175°,. 3 час 21,2 30,7 32,5 2,9 7,5 3,6
Поэтому при завышенном содержании кремния не представ-
ляется возможным применить к сплаву АЛ 19 указанный в техни-
ческих условиях режим закалки.
Данные таблицы показывают, что с увеличением содержания
кремния прочность и пластичность сплава АЛ 19 снижаются. Это
Влияние~температуры на длительную прочность сплава АЛ19
Таблица 32
Темпера- тура испытания °C Длительная прочность и относительное удлинение за время
5 час. 10 час. 20 час. 50 час. 100 час.
а кг/мм* 6 % о кг/мм* 6 % о кг/ммг 8 % о кг/мм* 8 % кг/мм* 8 %
200 ' 22 2 18 2 17 2 16 2 15 2
250 14 3 13 3 12 2,5 12 2,5 12 2,5
300 9 5 3,3 5 7,5 3,5 7,0 3,5 7 3,5
350 6 7 5,5 7 4,5 5 4,0 5 3,5 5,5
Таблица 33
Сравнительные механические свойства сплава АЛ 19 и некоторых других при разных температурах
Сплав Режим термической обработки °ь кг/мм* °5 кг/мм* 8 % ак кгм/мм* Длительная прочность за 100 час., кг/мм*, при тем- пературе, °C Кратковременный разрыв кг/мм*, при температуре, °C
200 250 300 200 250 300
АЛ19 Т4 30—34 15—17 8—15 1,0 15 12 6,5 26 20 16
Т5 34-43 22—32 3-6 0,8 16 12 7 26 20 16
АЛ4 Тб 23—27 18—22 3-5 0,5 8 5 3 16 14 10
АЛ5 Тб 23-25 18—22 0,5—2 0,2 10 6 3,5 20 15 11
АЛ7 Т4 22—28 13—15 6-8 — 10 6 3 20 15 11
АЛ8 Т4 29—35 17—20 9-12 — 8 4 1,5 22 15 9
АЛ9 Т5 20—22 11—13 2—4 о,з 6 4,5 2,8 14 11 9
Литейные алюминиевые сплавы с высоким содержанием меди
145
объясняется неполнотой растворения фазы СиА12 (что легко обна-
руживается под микроскопом при увеличениях 250—500), а так-
же обеднением твердого раствора марганцем, так как в этом
случае увеличивается количество нерастворимой фазы AlioMihSi
(см. рис. 76).
С увеличением содержания железа прочность и пластичность
сплава АЛ 19 понижаются в большей мере.
Однако, в отличие от влияния кремния, добавка железа спо-
собствует повышению длительной прочности сплава АЛ19, что
обьясняется упрочнением границ зерен a-твердого раствора ча-
стичками железомарганцовистой фазы типа А16 (Мп, Fe, Si) или
Aho (Си, Мп, Fe, Si).
Влияние температуры на длительную прочность сплава
АЛ 19, обработанного по режиму Т4, показано в табл. 32, а в
табл. 33 — механические свойства сплавов в зависимости от
температуры.
Изучение фазовых превращений в сплавах
системы А1 — Си методом рентгенографии
Установление зависимостей изменения свойств сплавов от их
фазовых превращений стало более успешным лишь с момента от-
крытия дифракции рентгеновых лучей в металлических кри-
сталлах (1910—1912 гг.).
Изучению фазовых превращений в сплавах системы А1 — Си
посвящено большое число работ [6, 13—15, 27, 31—38, 143—186
и др.]. Среди этих работ представляют большой интерес работы,
в которых для исследования был привлечен метод рентгенострук-
турного анализа.
Применение метода рентгенографии к изучению структурных
изменений в сплавах позволило обнаружить:
1) порядок размещения атомов легирующих элементов в кри-
сталлической решетке основы сплава;
2) степень легирования или распада твердого раствора;
3) характер и порядок формирования промежуточных и ста-
бильных вторых фаз при распаде твердого раствора.
По мере усовершенствования методов рентгеноструктурного
анализа уточнялось представление о зависимости свойств спла-
вов от фазовых превращений.
Известно, что изменение параметра кристаллической решет -
ки алюминия зависит как от природы легирующих элементов,
входящих в 'твердый раствор, так и от степени концентрации
последнего. Установлено, что в большинстве своем в двойных
сплавах существует прямая связь между изменением парамет-
ра решетки твердого раствора и процентным содержанием леги-
рующего компонента. Так, например, при распаде твердого раст-
10 И Ф. Колобнев
146
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
вора алюминия с магнием параметр решетки будет уменьшаться,
по закону прямой линии в нисходящем направлении, тогда как
при распаде твердого раствора алюминия с медью параметр ре-
шетки будет изменяться в обратном направлении (рис. 71, а),
т. е. по восходящей линии. На рис. 71, б показано изменение па-
раметра решетки сплавов в зависимости от состава и темпера-
туры.
Другая картина должна наблюдаться при распаде сложного
твердого раствора. Но эти процессы до сих пор мало изучены.
В литературе нет достаточно надежных данных как в отноше-
нии эквивалента растворимости различных металлов в твердом
алюминии, так и в отношении порядка образования и выделения
фаз из сложного твердого раствора.
Распад двойного твердого раствора алюминия с медью про
текает весьма сложно, поэтому изучению его посвящено много
десятков рентгенографических работ. В большинстве этих работ
отмечалось, что в процессе естественного старения как'двойных
сплавов, так и сплавов типа дуралюмин в параметре решетки
твердого раствора существенных изменений не наблюдалось.
Шмид и Вассерман [160] указывают, что ими было обнару-
жено очень незначительное начальное уменьшение параметра
решетки твердого раствора алюминия с медью (от 4,0327 до*
4,0322 А); это происходило после закалки в течение первых
4 час. старения при комнатной температуре. В течение после-
дующих 30 дней параметр решетки оставался постоянным, хотя
механические свойства продолжали изменяться. Однако измене-
ние механических свойств сплавов при постоянном параметре
решетки из твердых растворов указывает на какие-то процессы,
протекающие в самом твердом растворе и предшествующие об-
разованию и выделению вторых фаз.
Хангстенберг и Вассерман [161] на рентгенограммах Де-
бай — Шеррера состаренного сплава типа АЛ7 при комнатной
температуре обнаружили расширение линии, очень малое уве-
личение их интенсивности и незначительную интенсивность диф-
фузно-рассеянного излучения. Эти изменения были отнесены за
счет перераспределения растворенных атомов внутри решетки
твердого раствора, что другими исследователями бралось под
сомнение.
Таким образом, до 1935 г. исследователям не удалось обна-
ружить ни зон Гинье — Престона, ни промежуточной «фазы» 0'.
Это указывает на несовершенство методики рентгеноструктурно-
го анализа.
В этом случае фиксировалась рентгенографическая картина
состареннрго сплава при комнатной температуре, весьма похо-
жая на рентгенограмму чистого алюминия. Это объясняется тем,
что применяемая в то время методика рентгеноструктурного
Параметр решетки, fl Параметр pewemku.
Температура,
Рис. 71. Изменение параметра решетки твердого раствора
алюминия в зависимости:
а — от содержания меди в сплаве; б — от содержания меди в спла-
ве и температуры нагрева;
-------не деформирован;--------деформирован;
1 — 2°/. Си; 2 — 4°/о Си: 3 — 5*/о Си
10*
148
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
анализа не позволяла обнаружить как скопления атомов в ре-
шетке твердого раствора, так и «фазу» 0'. Лишь после уточнения
методики рентгеноструктурного анализа в 1935 г. Вассерман и
Вирте [162] обнаружили на рентгенограммах сплава алюминия
с медью «фазу» 0', образующуюся при повышенных температу-
рах старения.
Рис. 72. Рентгенограмма сплава алюминия с 4°/о Си после старения:
а — при комнатной температуре в течение 3 дней, направление рентгеновых лучей
параллельно [031], [ПО] вертикальна; б — после старения при 200* в течение 7 час.
Свидетельством наличия промежуточной «фазы» 0х служит
появление на рентгенограмме закаленного сплава алюминия
с медью дифракционного эффекта, характерного для двухмер-
ных образований с тетрагональной структурой (имеющей пара-
метры а = ао и с = 2 а0, где До — параметр решетки твердого
раствора), которая ориентирована плоскостью базиса парал-
лельно плоскости [100] решетки твердого раствора. С увеличе-
нием температуры старения или увеличения времени выдержки
интенсивность дифракционных пятен новой структуры усили-
вается.
На рис. 72 приведена рентгенограмма сплава типа АЛ7. На
рисунке видны темные пятна. Слабые диффузионные пятна
характеризуют тепловые колебания атомов в решетке. Кроме
этих пятен еще видны дифракционные пятна и полосы, характе-
ризующие изменение кристаллической решетки твердого раство*
ра в процессе старения сплава АЛ7.
Эти явления были обнаружены лишь после того (с 1938 г.),
Kai< было использовано открытие академика В. П. Линника [190].
Сущность этого открытия заключается в следующем. Известно,
что слюда имеет пластинчатое строение. При изучении структу-
ры слюды В. П. Линник обнаружил двухмерный дифракцион-
Литейные алюминиевые сплавы с высоким содержанием меди
149
ный эффект рентгеновых лучей при прохо2кдении их через тон-
чайшие пластинки слюды. На основании этого В. П. Линник
установил, что при прохождении рентгеновых лучей через тон-
чайшие пластинки, представляющие собой как бы плоскую двух-
мерную атомную решетку, получается новая дифракционная
картина, отличная от дифракционной картины, получаемой
в трехмерной кристаллической решетке. Таким образом, откры-
тие В. П. Линника сыграло большую роль в развитии рентгено-
структурного метода для изучения фазовых превращений.
Гинье [33] и Престон [34] одновременно и независимо друг от
друга использовали метод академика В. П. Линника для обна-
ружения двухмерных структурных образований в сплавах алю-
миния с медью.
На рентгенограммах Лауэ, снятых с монокристаллов зака-
ленного и состаренного сплава АЛ7, наблюдалось появление по-
лосок (дифракционные эффекты), которые не обнаруживались
на рентгенограммах, снятых с монокристалла свежезакаленного
сплава одного и того же состава. Эти полоски характеризуют зо-
ны скопления атомов меди на плоскости [100] решетки алюми-
ния. Такие скопления атомов появляются в процессе естествен-
ного старения закаленного сплава алюминия с медью без обра-
зования новой структуры, что и обусловливает повышение твер-
дости и прочности сплава.
С повышением температуры отпуска эти полоски на лауэ-
граммах дробятся на отдельные пятна, связанные с узлами об-
ратной решетки. По мнению Престона [35—37], это происходит
когда зоны, обогащенные атомами меди, вырастают до разме-
ров, позволяющих образоваться новой структуре [38\ когерент-
но связанной с решеткой алюминия по плоскостям [100].
Эти участки Мэйль и Джеттер [163] назвали зонами Гинье —
Престона, иногда эти участки также называют «агрегатами»
Позднее Гинье опубликовал несколько обобщающих работ [33
и др.], в которых он утверждал, что в интервале между обра-
зованием зон Гинье—Престона и промежуточных когерентных
выделений 0х образуется упорядоченная структура, сосуществую-
щая с «фазой» 0х. Гинье назвал такую структуру 0", а Харди [164]
назвал эту структуру зонами Гинье — Престона [2], которую для
краткости мы обозначаем через ЗГП2, в отличие от зон Гинье —
Престона [1], которые в дальнейшем мы будем обозначать ЗГП1.
Необходимо отметить, что на механизм старения алюминие-
вых сплавов, особенно сплавов системы А1 — Си, имеется много
точек зрения, которые можно обобщить в две группы. Одни ис-
следователи [15, 165, 167 и др.] считают, что образования или аг-
регаты, которые многие авторы называют фазой 0", появляются
в процессе естественного старения, а «фаза» 0х — в процессе ис-
кусственного старения. По мнению этих авторов, при искусствен-
150
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
ном старении происходят сложные процессы скопления атомов,
образования метастабильных фаз и превращения последних в
стабильные фазы. Другие исследователи считают, что по своему
строению обе указанные выше разновидности идентичны и отли-
чаются главным образом размерами (по толщине). По мнению
авторов этой группы [168—174 и др.], в процессе искусственного
старения образования, или агрегаты, или «фаза» 0', полученные
при естественном старении, просто увеличиваются по толщине,
длине и ширине, т. е. происходит достройка частиц, образовав-
шихся в процессе естественного старения.
В работах Баррета и Гейслера [175], Баррета, Гейслера и
Мэйля [167, 176], Ю. А. Багаряцкого [171], Н. Н. Буйнова [177] и
других указывается, что процесс распада твердого раствора
серебра в алюминии осуществляется примерно по той же схеме,
что и распад твердого раствора меди в алюминии. Сначала об-
разуется ЗГП, затем промежуточная «фаза» у' и в последнюю
очередь появляется стабильная фаза у. В зависимости от темпе-
ратуры и времени ее действия характер процесса образования
ЗГП и фаз может изменяться, следовательно, и количественные
величины ЗГП промежуточных и стабильных фаз тоже могут из-
меняться. К сожалению, в настоящее время надежных экспери-
ментальных количественных данных пока имеется очень мало.
Это затрудняет установление закономерностей образования фаз
в процессе распада твердого раствора и влияние их на механи-
ческие и другие свойства сплавов.
В отличие от всех исследователей, А. М. Елистратов [178]
имеет особые взгляды на образование зон Гинье — Престона.
Подтверждая данные Гинье об образовании примерно сфериче-
ских областей, обогащенных атомами серебра в решетке алюми-
ния, он по-иному, чем Гинье и другие исследователи процессов
старения сплавов, трактует наблюдаемые на поздних стадиях
двухмерные эффекты аномального рассеивания. Елистратов счи-
тает, что эти обнаруженные методом рентгеноструктурного ана-
лиза картины характеризуют «эффекты формы», связанные с
возникновением «выемок» в решетке матрицы, которые имеют
те же дифракционные эффекты, что и пластинчатые скопления
(сегрегация) атомов второго компонента, протекающие без из-
менения кристаллической решетки, т. е. ЗГП1. По Елистратову,
форма и размеры «выемок» могут полностью совпадать с фор-
мой и размерами частиц новой фазы, имеющей структуру, отлич-
ную от матрицы (выделения заполняют «выемку»), но «выемки»
могут быть и много больше частиц новой фазы, представляя со-
бой своеобразные трещины, образовавшиеся под действием на-
пряжений, вызываемых объемными изменениями при распаде
твердого раствора.
Почти все исследователи признают, что ЗГП когерентно со-
Литейные алюминиевые сплавы с высоким содержанием меди
151
пряжены с маточным раствором по их плоскостям соприкоснове-
ния [100]А1. Следует отметить, что ЗГП2 отличаются от ЗГП1
не только по размерам, но и по строению.
Толщина ЗГП1, по вычислению Гинье и Престона, составляет
несколько атомных слоев с диаметром около 50А. Эти зоны по-
являются как в процессе естественного старения, так и в первой
стадии искусственного старения. ЗГП2 имеют большие размеры,
чем ЗГП1, которые увеличиваются с повышением температуры
и времени ее действия при старении.
При высоких температурах процесс образования ЗГП1 и ЗГП2
может протекать весьма быстро, некоторые авторы в своих ра-
ботах приходят к выводам, не согласующимся с данными других
исследователей. Ниже приводятся данные рентгенографических
исследований кинетики распада твердого раствора и образова-
ния фаз — продуктов его распада.
Силкок, Хил и Харди [155] изучали структурные изменения
продуктов распада твердого раствора алюминия с медью как
при комнатной температуре, так и при температурах НО, 130,
165 и 190°.
На рис. 73 (см. вклейку на стр. 152) показана рентгенографи-
ческая картина, которая отражает различные стадии распада
твердого раствора и образования ЗГП1 и ЗГП2, промежуточной
«фазы» 0' и фазы 0-GuA12.
По Вассерману и Виртсу [162], элементарная ячейка «фазы»
6' является тетрагональной с параметрами а = 8,2 А и с =
= 11,64 А. Престон дает другие значения параметров ее решет-
ки (а = 5,7 А и с = 5,84 А) и ориентацию этой фазы, родствен-
ную [100]б, II [110]А1 и [001]G, || [001]А1. Полученная в трех на-
правлениях относительно матрицы «фаза» 0' имеет атомное
строение, сходное со строением несколько искаженной решетки
флюорита CaF2 (рис. 74). Позднее Силкок, Хил и Харди уста-
новили следующие параметры решетки «фазы» 0': а = 4,04 А и
с = 5,8 А.
Чем выше температура старения или отпуска (190—350°),
тем быстрее идет процесс утолщения частичек «фазы» 0' и пре-
вращения их в стабильную фазу 0-СиД12 с отрывом от маточного
твердого раствора.
Структура стабильной фазы тетрагональная, однако ее пара-
метры отличаются от параметров решетки «фазы» 0', а именно:
а = 6,066 А и с = 2,874 А.
За последние 10 лет Ю. А. Багаряцкий в области рентгено-
графического исследования старения алюминиевых сплавов про-
вел наибольшее количество работ и, пожалуй, добился наиболь-
152
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
шего успеха. Так, например, в его работах [170, 171, 179] были
освещены вопросы разнообразных методов рентгеносъемок мо-
нокристаллов при комнатной, повышенных и пониженных темпе-
ратурах. Приводится ряд интересных данных, характеризующих
кинетику распада твердых растворов как двойных сплавов си-
стемы (алюминии — медь, алю-
миний — цинк и алюминий —
серебро), так и тройных (алюми-
ний — медь — магний). Описы-
ваются условия образования зон
Гинье — Престона и их превра-
щение сначала в метастабильные
промежуточные «фазы» (типа 0',
S'), а затем в стабильные фазы
е, s и т. д.
Работы Ю. А. Багаряцкого
[170, 171, 179], а также М. И. За-
харовой [172] подтверждают ос-
• Ca OF новные результаты прежних ра-
бот Гинье — Престона и содержат
Рис. 74. а^ементарнач ячейка оригинальные новые данные, уг-
3 2 лубляющие представления о ки-
нетике фазовых превращений.
Ю. А. Багаряцкий приводит [171] довольно убедительные дан-
ные, показывающие, что при взаимных превращениях фаз, осо-
бенно в случае выделения новой фазы из маточного твердого ра-
створа, как правило, преобразование одной кристаллической
структуры в другую приводит к закономерной ориентировке од-
ной фазы относительно другой (видманштеттовые структуры).
Он указывает, что ориентированность выделений является след-
ствием определенного соответствия, сходства строения двух фаз,
когда вдоль каких-то кристаллографических плоскостей или на-
правлений в обеих фазах наблюдается подобное расположение
атомов в их кристаллических решетках. Багаряцкий считает, что
в частном случае такое расположение атомов в кристаллических
решетках является причиной образования связанных (сопряжен-
ных, когерентных) структур, когда одна из фаз или обе приспо-
сабливаются друг к другу, несколько изменяя параметры своих
решеток. Эти случаи автором демонстрируются на примерах ста-
реющих сплавов алюминия с медью и цинком и алюминия с ме-
дью и магнием.
Особенно оригинальны работы Ю. А. Багаряцкого по иссле-
дованию кинетики распада твердых растворов тройных сплавов
и процессов формирования тройных фаз S' и SfAUCuMg), где
автор показывает, что взаимное расположение атомов алюми-
ния, меци и магния очень сходно с расположением этих же ато-
Литейные алюминиевые сплавы с высоким содержанием меди
153
мов в кристаллической решетке фазы S(Al2CuMg), образую-
щейся при искусственном старении. При этом указывается, что
в местах скопления разноименных атомов кристаллическая
решетка весьма сильно искажается, что и лежит в основе упроч-
нения подобных сплавов.
Н. Н. Буйнов в своих исследованиях при помощи электрон-
ного микроскопа в основном подтверждает схему распада твер-
дого раствора меди в алюминии, описанную в работах С. Т. Ко-
нобеевского, Гинье, Престона, Багаряцкого, Силкока, Хилла и
Харди, внеся в схему некоторые уточнения.
Н. Н. Буйнов установил, что ЗГП1 возникают в процессе осу-
ществления операции закалки сплавов. Он считает, что «фаза» 0'
возникает в результате превращения структуры ЗГП2.
Для изучения влияния термической обработки на различные
свойства сплавов систем А1 —Си и А1 — Си — Мп И. Ф. Колоб-
невым, Н. А. Аристовой, Н. С. Герчиковой и О. Б. Лотаревой1
при помощи электронного микроскопа были проведены подроб-
ные исследования изменения субмикроскопического строения зе-
рен твердого раствора, кинетики его распада, образования и ро-
ста частиц вторых фаз, а также их распределения в объеме об-
разцов.
Для более правильного суждения о природе скоплений ато-
мов легирующихся элементов и ступенчатого характера их пре-
образований в работе были применены не только оксидные пре-
параты (реплики), но также и серебряно-угольные пленки. Ме-
тодика их изготовления и электронномикроскопических исследо-
ваний достаточно подробно изложена в работах [181 —182].
Все исходные образгды были приготовлены по единой методи-
ке: отливались в одних условиях (кокиль) и предварительно
шлифовались. Для снятия нагартованного слоя, полученного при
шлифовании, шлиф подвергали электрополированию. Таким об-
разом, подготовленные шлифы подвергались 20-час. гомогениза-
ции при температуре 300° с последующей закалкой в холодную
воду (20°).
С целью снятия следов естественного старения каждый раз
перед выяснением влияния того или другого режима старения
образцы кратковременно (в течение 2 час.) нагревали при тем-
пературе 530° и вторично закаливали в воду с температурой 20°,
после чего образцы немедленно подвергали электролитическому
травлению и оксидированию. Эти операции проводились с мак-
симальной быстротой (втечение 3 мин.). Таким образом, получен-
ные реплики отражали структуру шлифа лишь спустя 3 мин.
1 Сначала (с 1950—1951 гг.) эта работа выполнялась при непосредствен-
ном участии И. С. Герчиковой и О. Б. Лотаревой, а позднее вместо О. Б. Ло-
паревой работа выполнялась Н. А. Аристовой при консультации Н. И. Блок
и Д. С. Шрайбер.
I- t *» -«#*»* «• -
~l # ‘ »
* I 4 f
t 4 II Ш
® » •
> I
r ♦ t *
в вив *
»
» ! «
*
I
7 * * • 4
I t «I •
III ♦
;♦ / »M i 4
» • I . U1 Jl
I V »P » p
• I t I
n' ♦ •
Рис. 73. Рентгенограммы (125), полученные монохроматическим молибденовым излучением монокристаллов сплаЕа алюминия с 4°/о меди (об-
разцы № 14, 16, 17 имели содержание меди|3 и 4,5°/о). Образцы подвергались старению по нижеприве/г----------------------- ---------
при комнатной температуре в течение 8 час. На рентгенограмме
енным режимам:
годны полосы ЗГП1 f —
Г . \ 2
. .----.г максимальную
еют ббльшую интенсивность, чем
Авторы указывают на незначи?
[101]б' Г; б—листовой образец
лят'но (указанное стрелкой), не
/ — листовой образец закален в воде с последующим старением
в центре полосы)- 2 —листовой образец закален в ацетоне и соста^н при комнатной температуре в течение 3 дней. Интенсивность покос приобретает
величину; 3 —листовой образец закален в масле и состарен зри тРмпРпЯтип₽ » tpupuup ч пНрй -°— -----
в случае 2; 4 — листовой образец закален в масле и состарен зри
5 — листовой образец закален в воде и состарен при комнатной
тельные образования 6', имеющей ориентацию с (верхняя стрелк
закален в воде и естественно состарен в течение 47 дней,
полностью совпадающее с пятном - ___,
2
на ЗГП2 и о* ; 8 — листовой образец закален в воде и состарен пр
и 6 ; 9 — листовой образец закален в масло и состарен при т-
отмечены стрелкой; 10 — листовой образец закален
тельно крупные образования О', Некоторые пятна ® ПОМ|
держанием 3% Си закален и состарен при температуре 1JU .
12 — листовые образцы сплава с 4% Си, закаленные г -
ка снята под малым углом рассеивания с Си излучением Образ
Си, закален и состарен при температуре 130° в течение четырем
и 1511] Д1 и между [311] Д1 и [331] АГ. /5-листовой образец с 4%
ца 4. ЗГП2 и 0' не обнаруживаются, однако пятна ЗГП1 имею
160° в течение 2,5 дней. Хорошо показаны ЗГП1, ЗГП2 и пятна G
Видны более удлиненные полоски О'. Верхняя стрелка по
4U и О' (см. перемычку); 18 — листовой образец с 4% Си, закален»
пятна
комнатной температуре в течение 5 дней. Диффузные пятна имс
комнатной температуре в течение 11 дней. Кроме ЗГП1 имектся малозаметные пятна ЗГП2-
температуре в течение 11 дней. Кроме ЗГПГ, также видны ЗГП2. **-------------------
I [Ш]в' Р, [lOfjO Т. Ориентация в (нижняя стрелка). С f [111] 0* i
Ви дни более четкие перемычки ЗГП1 и пятна ЗГП2 и О' центральное
— [002]А1 в положение [001] А1; 7—листовой образец закален в воде и состарен при t = 190° в течение 30 мин. Видны слабыё пят-
~р, температуре 190’в течение 8 час. Кроме ЗГП1 также видны более [етко выраженные пятна ЗГП2
температуре 190° в течение одного дня. Кроме ЗГП1 видны резкие пяти i ЗГП2 и О'. Некоторые ЗГП2
з воде и состарен при температуре 190° в течение 100 дней. 3 ГП1 не видно. Видны сравни-
мены стрелкой. Отмеченные пятна (пластины) 6' имеют размер 10,4А; __________г „
В [дны пятна 6',отмеченные стрелкой [ОО2]0/ .ориентация с вертикальные полосы через пятна [002]др
в воде и состаренные при температуре 350° в течение 3 дней. Отчетливо видны пятна фазы 6- 2_Л\, “ ....__
Гц за ален в воде и состарен при температуре 130° в течение двух дне I; 14 — прутковый образец с 3%
дней. Видны интенсивные полосы ЗГП1. На Лауэпленке полюсь и располагают между [3411 А1,
Си, закален и состарен при температуре I3G0 в течение 11 дней. Кабина такая же, как и у образ-
• максимальную интенсивность; 16 — листовой образец с 4,5% Си зака. ей и состарен при температуре
. /7 — листовой образец в 3% Си закален и состарен при температуре 165° в течение одного дня.
Верхняя стрелка показыв»ет пятна [115] в» Р, [105]6' Г, а нижняя стрелка — [33116' Р и 1301J6* ”
Й и состаренный при температуре 250° в течение 6 час. Видны только
// — листовой образец с со-
СиАЬ; 13—плен-
Т. Более заметна связь между
резкие пятна фазы 6'..
I
Рис. 75. Микроструктуры сплава алюмлния с 5% Си:
в — микроскопический снимок структуры литого сплава. X 100. Видны зерна а- твердого раствора, окруженные прослойкой эвтектики а + CuAh; ° —
электронномикроскопический снимок литого сплава, где видна на фоне твердого раствора крупная частица фазы CuAU. X 12000; в —эвтектика
« + CuAla. X12000; г — электронномикроскопический снимок твердого раствора литого сплава. X12000; д — микро-
скопический снимок закале ного сплава. Видны только а-твердый раствор и небольшие включения частичек второй фазы X 500; е — электронномикрг •
скопический снимок твердого раствора закаленного сплава в среде ацетона и сухого льда прй температуре минус 68®. X 12000. Содержатся ЗГП; ж -
электронномикроскопический снимок твердого раствора закаленного сплава после 240-час. старения при комнатной температуре. X 12000. Сплав содержит
ЗГП1; з—электронномикро конический снимок твердого раствора закаленного сплава после годового старения при комнатной температуре. X 12000 Сплав
содержит ЗГП1 и ЗГП2; и — то же, после двухлетнего старения. X 1200. Видны ЗГП1 и ЗГП2; к — электронномикроскопический снимок
твердого раствора закаленного сплава после 100-час. старения при температуре 150°. X 12000. Сплав содержит ЗГП1 и ЗГП2; л — электронномикроскопичес-
кий снимок твердого рас вора закаленного сплава после 3-час. отпуска при температуре 250°. X12000; сплав содержит ЗГП1 и ЗГП2, а также ча-
стички в';;м—электронномикроскопический снимок закаленного сплава после 100-час. отпуска при температуре 250°. X12000. Структура содержит ЗГП1,
чгг?2 и частички е » д? ~~ электронномикроскопический снимок закаленного сплава после 3-час. отпуска при температуре 300°. X 12000. Сплав содержит
«зГП2 и частички ° *0; о — электронномикроскопический снимок закаленного. сплава после 3-час. отпуска при температуре 350°. X 12000.
Сплав содержит частички фаз в* и 6; л, р — электронномикроскопические снимки закаленного сплава при температуре 350°. X 12000. Сплав содержит
только частички стабильной фазы СиА12
154
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
после закалки. На рис. 75, е (см. вклейку на стр. 152) четко вид-
ны следы распада твердого раствора. Продукты распада в виде
зон Гинье — Престона располагаются преимущественно по гра-
ням блоков субмикромозаики, являющихся плоскостями сколь-
жения. Наряду с цепочкообразным расположением продуктов
распада твердого раствора имеются и точечные (сферические)
скопления, особенно на гранях кубов. Рис. 75, ж, з, и, к показы-
вает, что структуры зерен твердого раствора образцов создава-
лись после закалки и естественного старения в течение 24 час.,
10 суток, 1—2 годов. С увеличением времени естественного старе-
ния количество продуктов распада растет, но характер их обра-
зования и расположения в объеме зерна меняется мало.
В целях уточнения момента начала распада твердого раство-
ра, образцы были подвергнуты более резкой закалке (в охлаж-
дающую смесь сухого льдз с агдетоном, имеющую температуру
—68°). Затем образцы переносились в охлаждаемый снаружи
электролит. Таким образом, приготовленный препарат (в тече-
ние 3—4 мин.) подвергали исследованию. На рис. 75, е показано,
что ускоренный процесс закалки не уменьшил, а увеличил коли-
чество продуктов распада. Это следует объяснить тем, что рез-
кая закалка способствовала созданию больших внутренних на-
пряжений, которые оказали влияние на скопление атомов леги-
рующих элементов. На рисунках видна сложная субмикроскопи-
ческая структура зерна твердого раствора, состоящая из срав-
нительно крупных блоков, разделенных в свою очередь на мел-
кие блочки с резко выраженными плоскостями скольжения, по
которым цепочками расположены продукты распада.
Образцы подвергали дальнейшему естественному старению,
в результате чего было обнаружено дополнительное увеличение
внутренних напряжений, что привело к дальнейшему разукруп-
нению блоков с резкой очерченностью граней.
Параллельно с этим было проведено исследование влияния
режимов искусственного старения на изменение структуры зе-
рен твердого раствора предварительно закаленного сплава алю-
миния с 4°/о Си. Исследования проводили после снятия следов
естественного старения повторной закалкой с температуры 530°
в холодную воду.
Для уточнения формы образования ЗГП1, ЗГП2, 0' и 0 были
применены серебряно-угольные пленки, полученные с шли-
фа сплава АЛ7, термически обработанного по режиму: 2-час. вы-
держка при температуре 540°, закалка в воду + отпуск при тем-
пературе 350° в течение 3 час. Методика получения данных
пленок заключается в следующем. На предварительно протраво-
ленный шлиф в вакууме 10“4 мм рт. ст. напыляется тонкий слой
серебра, который повторяет рельеф шлифа. Серебряную пленоч-
ку толщиной в несколько микронов осторожно механически отде-
Литейные алюминиевые сплавы с высоким содержанием меди 155
ляют и на нее с внутренней стороны напыляют уголь, после чего
такую двойную серебряно-угольную пленку переносят в слабый
раствор азотной кислоты, где слой серебра растворяется, а
угольная пленочка всплывает. Такая пленка хорошо отражает
микроструктуру исследуемого образца и устойчива под элект-
ронным лучом. Полученная с серебряно-угольной пленки фото-
графия, характеризующая «фазу» 0', показывает аналогичную
структуру и ориентацию «фазы» 0', как и отображенная на ок-
сидной пленке.
Следует отметить, что в последних зарубежных работах за
1958—1959 гг. [181] для исследования в электронном микроскопе
применяются не только оксидные или серебряно-угольные плен-
ки, но и образцы тонкой фольги, полученные непосредственно
с образцов исследуемых сплавов, и тонкие металлические плен-
ки, являющиеся как бы срезом с самого шлифа. Эти исследо-
вания показывают те же формы образований продуктов распа-
да, что и при исследовании оксидных «реплик».
Результаты исследования можно свести к следующему. Про-
тесе закалки не является мгновенным. В процессе закалки в ох-
лаждающей среде как с температурой 20°, так и при минус 68°
в кристаллической решетке пересыщенного твердого раствора
в значительной мере успевают протекать диффузионные процес-
сы в сторону образования ЗГП, что вполне согласуется с дан-
ными, полученными в работе Н. Н. Буйнова [72а, 174]. После
3 час. старения при 150° распад твердого раствора наблюдается
преимущественно по граням блоков субмикромозаики (см.
рис. 75, ж).
Чем больше таких точечных или полосчатых скоплений (бе-
лые точки или полосы), тем больше оснований ожидать повыше-
ния степени искажения кристаллической решетки твердого раст-
вора. Этим объясняется значительное повышение прочности со-
старенного сплава.
На рис. 75, я видны белые сферические (точечные) скопле-
ния ЗГП1, расположенные внутри зерен твердого раствора. Пос-
ледние представляют собой весьма сложную субмикроскопиче-
скую мозаику, состоящую из множества субзерен (блоков)
с четко выявленными плоскостями скольжения, где в большей
степени происходит скопление атомов меди.
Появление субзерен, а также и плоскостей скольжения обус-
ловлено сравнительно высокой скоростью охлаждения при закал-
ке. В процессе естественного старения ЗГП укрупняются, но ви-
димых изменений по форме не имеют. Н. Н. Буйнов считает, что
при искусственном старении (при 180°) процесс распада твердо-
го раствора разделяется на две стадии: образование пластинча-
тых выделений по граням блоков мозаики и образование тех же
выделений внутри блоков.
156
Термическая обработка литейных, алюминиевых сплавов
Трехчасовое искусственное старение при температуре 200°
резко изменяет структуру зерна твердого раствора.
Электронномикроскопические снимки показывают, что в
процессе старения при температуре 200° происходит образова-
ние ЗГП2 в большем количестве, чем ЗГП1. Одновременно с этим
образуется и промежуточная «фаза» 0'. Количество ее частиц
становится еще больше после 100-час. отпуска.
При температуре 250° наряду с образованием частиц проме-
жуточной «фазы» 6' появляется и стабильная фаза СиА12, кото-
рой по объему меньше, чем «фазы» 0'. Соотношение частиц этих
фаз в зависимости от времени при температуре 250° показано на
рис. 75, л.
Сопоставляя электронномикроскопические снимки с данными
механических свойств образцов, испытанных при комнатной тем-
пературе, можно считать, что максимальную прочность имеют те
образцы, твердый раствор которых содержит большее количест-
во ЗГП2. Это объясняется тем, что такие образования вызывают
максимальную степень искаженности кристаллической решетки
(маточного) твердого раствора.
Электронномикроскопические снимки образцов, прошедших
100-час. старение при температуре 250°, показывают, что в этих
условиях образуется большее количество «фазы» 0' и стабиль-
ной фазы СнА12 за счет резкого уменьшения образования ЗГП1
и ЗГП2. Поэтому длительная прочность такого сплава при тем-
пературе 250° за 100 час. составляет всего о = 6 кг!мм2. Основ-
ной причиной значительного понижения длительной прочности
сплава при температуре 250° можно считать интенсивный диффу-
зионный процесс. По мере увеличения количества стабильной
фазы СиА12 и коагуляции ее частиц прочность сплава также рез-
ко понижается.
В процессе отпуска при температуре 300° в течение 3 час.
идет очень сложный процесс-фазовых превращений: появляется
не только промежуточная «фаза» 0', но и стабильная фаза СиА12
(см. рис. 75, я), тогда как при этой же температуре, но при
100-час. выдержке образуется лишь одна стабильная фаза
0-CuA12 (см. рис. 75, о). Длительная прочность такого сплава при
температуре 300° составляет всего о = 3 кг/мм2.
После отпуска при температуре около 350° в основном доми-
нирует процесс коагуляции частиц стабильной фазы СпА12 (см.
рис. 75, п, р) и частичного растворения ее.
В этом состоянии длительная прочность сплава за 100 час.
при температуре 350° составляет всего о = 1,5 кг) мм2. Такому
резкому снижению прочности способствуют интенсивные диффу-
зионные процессы.
Обобщение литературных данных и результатов исследова-
ния автора приведены в табл. 34. Данные таблицы показывают
Таблица 34
Влияние режимов отпуска (старения) на изменение прочности и структуры,
размера ЗГП и частиц фаз 0' и 9 сплава АЛ7
Температура отпуска (старения) при вы- держке не менее 2-х час. Типичная характеристика структуры сплава, отраженная на рентгенограм- мах или на электронномикроскопи- ческих снимках Ориентировочные размеры ЗГП и частиц фаз О' и 0 Характеристика прочности сплава (длительная прочность за 100 час. при температуре старения)
Комнатная температура Структура зерна твердого раст- вора имеет большое количество (в большинстве отдельно распо- ложенных) ЗГП, рост которых ограничен определенными преде- лами; иногда обнаруживаются ЗГП2 Толщина ЗГП1 не превышает 5—10 А и диаметр их составляет около 40—70 А. ЗГП2 имеют не- сколько большие размеры По мере роста числа ЗГП уве- личивается прочность и твердость сплавов: а *=. 22 + 24 кг/мм2; сгдп =18+20 кг!мм2
100—130° Скопления ЗГП1 укрупняются. Увеличивается также и количест- во ЗГП2 Диаметр ЗГП1 увеличивается до 40 А, а ЗГП2—до 400 А Твердость и прочность сплава еще выше, чем в предыдущем случае: о^=25 + 30 кг! мм?; одп = = 20—22 кг!мм2
150—175° При очень длительном старении число ЗГП1 уменьшается, а число ЗГП2 увеличивается; может воз- никать небольшое количество ча- стиц «фазы» 0'. В большинстве своем ЗГП2 имеют вытянутую пластинчатую форму ЗГП2 крупнее, чем ЗГП1. Чем длительнее время старения, тем больше количество ЗГП2, а так- же частиц «фазы» 0' Прочность и твердость еще вы- ше, чем в предыдущем случае, что характеризует увеличение сте- пени искажения кристаллической решетки a-твердого раствора: (5ь— 28 + 33 кг/мм2’, <тДп = 15 -н + 12 кг!мм2
Продолжение табл. 34
Температура отпуска (старения) при вы- держке не менее 2-х час. Типичная характеристика структуры сплава, отраженная на рентгенограм- мах или на электронномикроскопи- ческих снимках Ориентировочные размеры ЗГП и ча- стиц фаз О' и Я Характеристика прочности сплава (длительная прочность за 100 час. при температуре старения)
190—225° • ЗГП1 очень мало, а ЗГП2 очень много,, также много и ча- стиц «фазы» О'. При очень дли- тельной выдержке может появить- ся и фаза СиА13 Толщина ЗГП2 доходит до 100 А, а их диаметр увеличивает- ся до 3000 А, а частицы «фазы» 0' становятся еще крупнее Прочность и твердость сплава при кратковременной выдержке сравнительно высокие, но с уве- личением времени старения их значения снижаются вследствие уменьшения степени искажения кристаллической решетки а-твер- дого раствора: аь=^23+-26 кг!мм2; Стдп = 10 + 8 кг!мм2
250—300° По мере повышения температу-. ры количество ЗГП1 ih ЗГП2 рез- ко уменьшается, а количество ча- стиц «фазы» 0' и фазы 0 увели- чивается Толщина частиц «Лазы» О' уве- личивается Цо 4000 А, укрупняют- ся и частицы фазы о Прочность и твердость резко снижаются, а пластичность повы- шается, так как уменьшается об- ласть напряженности решетки а-твердого раствора : сь= 15 * * 9 кг!мм2\ о дп=6 -5-3 кг!мм2
300—350° По мере повышения температу- ры отпуска и времени выдержки количество частиц фазы 0 увели- чивается за счет уменьшения ко- личества «фазы» 0' Крупные частицы фазы 0 увели- чиваются (коагулируются), а мел- кие исчезают. Чем длительнее время выдержки, тем меньше «фазы» 0', и. при 350° после 100-час. выдержки она совсем ис- чезает Прочность сплава резко снижа- ется, а его пластичность повыша- ется. Решетка a-твердого раство- ра имеет минимальное напряже- ние 06=9 + 5 кг!мм2\ Стдп=3** + 1,5 кг!мм2
Литейные алюминиевые сплавы с высоким содержанием меди 159*
зависимость изменения механических свойств сплава алюминия
с 5% Си от структурных его изменений.
На основании результатов проведенных исследований, а так-
же обобщений литературных данных, кинетику распада твердо-
го раствора и фазовых превращений в сплавах типа АЛ7 мож-
но представить в виде следующей схемы:
1. В кристаллической решетке пересыщенного твердого раст-
вора происходит образование скоплений атомов легирующих
элементов в виде ЗГП1. Эти зоны возникают и развиваются
только в пределах решетки твердого раствора. ЗГП1 могут воз-
никать: а) в процессе закалки сплавов; б) при комнатной тем-
пературе в процессе естественного старения; в) при повышен-
ных температурах (в процессе искусственного старения). Чем
выше температура старения или отпуска, тем быстрее ЗГП1
превращаются в ЗГП2.
2. В процессе искусственного старения (отпуска) ЗГП2 могут
образоваться в большей степени, чем при естественном старении.
Они возникают как путем постепенного превращения из ЗГП1.
так и непосредственно из маточного твердого раствора. По ве
личине ЗГП2 в несколько раз больше ЗГП1, т. е. их толщина мо-
жет быть несколько десятков ангстремов, а диаметр несколько
сот ангстремов. Так, например, французские исследователи [33]
считают, что диаметр ЗГП2 может составлять около 400 А. Вы-
ше указывалось, что ЗГП2 принципиально отличаются от ЗГП1.
Они имеют упорядоченную структуру тетрагонального типа, ко-
герентно связанную с матрицей. Чем крупнее эти скопления, тем
в большей степени искажается кристаллическая решетка твер-
дого раствора и тем больше влияние их на повышение механи
ческих свойств сплава.
3. Метастабильная «фаза» 0х может образовываться только
при повышенных температурах (чаще при более высоких тем-
пературах и при больших выдержках, чем это требуется для об-
разования ЗГП2). Эта «фаза» может возникать как путем утол-
щения и перестройки ЗГП2, так и непосредственно из маточного
раствора при сравнительно высоких температурах (200—300°).
Хотя по своему строению «фаза» 0' отличается от фазы 0, она
имеет такой же химический состав, как и фаза 0, отвечающий
формуле СиА12.
Хотя «фазе» 0х и была присвоена формула CuAI2, однако она
имеет свои особенности, отличные от стабильной фазы 0:
а) с твердым раствором она имеет когерентную связь, т. е.
не имеет границы раздела фаз;
б) она имеет промежуточную кристаллическую решетку те-
трагонального типа с другими значениями параметров решетки,
160
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
в) при высоких температурах и достаточном времени про-
межуточная «фаза» О' имеет склонность увеличиваться в разме-
рах с перестройкой ее структуры в стабильную фазу СиА12.
Следовательно, при повышенных температурах могут сосуще-
ствовать обе указанные фазы, количество и скорость перехода
«фазы» О' в фазу 0 зависят как от температуры отпуска, так и
от времени выдержки. Промежуточные «фазы» обнаруживаются
и в других сплавах. Например, £' — в сплавах системы AI —
Si — Mg, у' — в сплавах алюминия с серебром и S' — в сплавах
системы А1 — Си — Mg и т. д.
4. Появление стабильной фазы связано со структурными пре-
вращениями метастабильной «фазы» и отделением частиц от
кристаллической решетки маточного твердого раствора с рез-
ким уменьшением количества зон Гинье — Престона, что обус-
ловливает снижение механических свойств сплавов. Следова-
тельно, разупрочнение сплавов в процессе отпуска связано глав-
ным образом с уменьшением напряженности кристаллической
решетки в связи с разрывом когерентных связей между кристал-
лической решеткой метастабильной «фазы» и кристаллической
решеткой маточного твердого раствора. Процесс разупрочнения
заканчивается коагуляцией частиц стабильных фаз, следователь-
но, значительным снижением прочностных характеристик и по-
вышением пластичности сплавов.
Усложнение химического состава твердого раствора туго-
плавкими элементами с низким коэффициентом диффузии спо-
собствует повышению его устойчивости, следовательно, и жаро-
прочности сплава. Например, добавка 0,8% Мп к сплаву АЛ7
(с 5% Си) увеличивает его жаропрочность в два раза. В рабо-
те И. Ф. Колобнева, Н. А. Аристовой и Н. С. Герчиковой пока-
зано, что после искусственного старения при температуре 250—
300° в сплаве АЛЮ с 5% Си и 0,8% Мп образования «фазы» 0'
не обнаружено (рис. 76).
В зернах твердого раствора указанного выше сплава содер-
жится большое количество ЗГП1 и значительно меньше ЗГП2,
тогда как в зернах твердого раствора двойного сплава с 5% Си,
состаренного по аналогичному режиму, имеются не только обра-
зования ЗГП2, но и частицы «фазы» 0х.
Сплав АЛЮ после старения при температуре 350° содержит
большое количество мелких частил фазы Т (Ali2Mn2Cu), создаю-
щих сравнительна устойчивую микрогетерогенность внутри зе-
рен твердого раствора. По границам этих зерен расположены бо-
лее крупные частицы фазы Т (Ali2Mn2Cu), тогда как в сплаве
АЛ7 (с 5% Си), состаренном по такому же режиму, как и сплав
АЛЮ, по границам зерен твердого раствора содержатся круп-
ные частицы фазы СиА12, что обусловливает пониженную проч-
ность и высокую хрупкость сплава.
Литейные алюминиевые сплавы с высоким содержанием меди
161
Сопоставление рис. 76 показывает, что в сплаве АЛ 19 диф-
фузионные процессы протекают очень медленно, тогда как в
сплаве АЛ7 — быстро.
Анализ полученных данных исследования старения сплавов
АЛ7 и АЛ 19 позволяет сделать следующее заключение:
1. В неравновесных условиях марганец находится в твердом
растворе алюминия в значительно большем количестве, чем ука-
зывается в равновесной диаграмме состояния системы AI — Мп
[171, 177].
Рис. 76. Электронномикроскопический снимок зерна твердого
раствора сплава, отпущенного после закалки при темпера-
туре 300° в течение 3 час.:
а — сплав АЛЮ; б — сплав АЛ7
2. Распад пересыщенного твердого раствора марганца в алю-
минии идет очень медленно, так как коэффициент диффузии мар-
ганца во много раз меньше, чем у многих металлов: цинка, маг-
ния, меди и т. д. [184, 185].
3. Марганец участвует в образовании сложных фаз, напри-
мер Т (АЬгМпгСи), частицы которых медленно формируются и
медленно коагулируют.
II И. Ф. Колобнев
162
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
4. Марганец принадлежит к переходной группе, характерной
тем, что атомы элементов этой группы имеют не полностью уком-
плектованные электронные оболочки (в частности, оболочку d).
Атомы таких элементов, находящиеся в кристаллической решет-
ке твердого раствора, могут способствовать перераспределению
электронов и тем самым повысить жаропрочность сплавов. Без
учета всех этих факторов затруднительно понять причины срав-
нительно высокой жаропрочности сплавов систем А1 — Си — Мп.
А1 — Си — Мп — Ni (сплавов АЛ 19 и др.)» содержащих до
1,0% Мп.
Подобные сплавы имеют более высокую жаропрочность (до
350°), чем сплавы системы А1 — Си — Mg, Al — Си — Zn,
Al — Си — Si и т. д.
СПЛАВЫ АЛЮМИНИЯ С ВЫСОКИМ СОДЕРЖАНИЕМ ЦИНКА
Сплавы с цинком (АЛ 11)
Особенности сплавов, содержащих цинк
Из истории металловедения известно, что наиболее старыми
литейными алюминиевыми сплавами являются цинковистые
сплавы.
Это объясняется тем, что цинковистые алюминиевые сплавы
имеют простую технологию литья, мало чувствительны к образо-
ванию пористости и в литом состоянии обладают сравнительно
высокими механическими свойствами.
К недостаткам этих сплавов следует отнести широкий интер-
вал кристаллизации, вследствие чего цинковистые сплавы име-
ют повышенную склонность к горячеломкости, склонность к рез-*
кому снижению прочности под действием повышенных темпера-
тур и весьма высокий удельный вес (2,85—3 г/см3).
Все эти недостатки привели к тому, что в настоящее время
цинковистые алюминиевые двойные (алюминий — цинк), и трой-
ные сплавы (алюминий — цинк — медь) почти полностью в про-
мышленности заменены другими алюминиевыми сплавами. По-
этому не целесообразно приводить более подробные сведения об
этих сплавах.
За последний десяток лет в СССР и во многих других стра-
нах разрабатываются .новые сплавы на базе системы А1 — Zn —
Mg — Си, которые в деформированном состоянии имеют предел
прочности до 70 кг/мм2. Одновременна с этим появились и новые
литейные сплавы типа Фронтьер, В15 и АЛ 11, которые также
имеют сравнительно высокие механические свойства.
Лучшими литейными свойствами из новых сплавов с цинком
обладают сплавы типа цинковистый силумин, которые содержат
Сплавы алюминия с высоким содержанием цинка
163
большое количество эвтектики (рис. 77). Цинковистый силумин
типа АЛ 11 был разработан А. А. Бочваром, К. И. Портным,
3. А. Свидерской, А. М. Корольковым и С. Г. Глазуновым. Он
обладает способностью самозакаливаться, обеспечивая повы-
шенную прочность отливкам. Химический состав сплава АЛ 11
следующий: 10—14% Zn, 6—8 %Si, 0,1—0,3% Mg, примесей не
более 0,8% Fe, 0,5% Мп, 0,6% Си, остальное алюминий.
Рис. 77. Микроструктуры сплава АЛ 11. Х100:
а — в немодифицированном состоянии; б — в модифициро-
ванном состоянии
Так как сплав АЛ11 содержит 6—8% Si, то по литейным
свойствам он весьма близок к сплаву АЛ9. Поэтому ему свой-
ственны те же преимущества и недостатки, а именно: повышен-
ная склонность к образованию пористости и необходимость в
11*
.164
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
применении модифицирования. Сплав АЛ 11 обладает хорошими
литейными свойствами (пониженная линейная усадка и повы-
шенная жидкотекучесть).
При содержании цинка на верхнем пределе сплав АЛ 11 имеет
максимальную прочность и пониженную пластичность, а при со-
держании цинка на нижнем пределе сплав будет обладать сред-
ней прочностью и повышенной пластичностью.
Основное достоинство сплава АЛ 11 то, что он является само-
закаливающимся и обладает высокой прочностью в литом со-
Рис. 78. Алюминиевый угол диаграммы состоя-
ния сплавов системы А1 — Si — Zn
стоянии. Поэтому он может применяться без термической обра-
ботки. Повышенная прочность сплавов типа АЛ 11 обусловли-
вается высокой степенью легирования цинком твердого раствора
(рис. 78).
Так как сплавы типа цинковистый силумин имеют повышен-
ный удельный вес (2,9—3,1 г! см3), то примение их в авиацион-
ной промышленности ограничено.
Следует отметить, что вывод, который был сделан в отноше-
нии влияния кремния на жаропрочность алюминиевых сплавов,
еще в большей мере может быть распространен и на алюминие-
вые сплавы, содержащие цинк. Действительно, впервые приме-
ненный (примерно в 1908 г.) для изготовления поршней автомо-
бильных двигателей цинковистый сплав развалился на части
при первом же испытании. Это явление объясняется тем, что
a-твердый раствор, легированный только цинком, при повышен-
ных температурах склонен к быстрому распаду и что из твердого
раствора цинк выпадает в виде элементарных частиц этого ме-
Сплавы алюминия с высоким содержанием цинка
165
талла, поэтому для формирования его частиц не требуется боль-
шого времени. Кроме того, цинк в виде второй фазы при повы-
шенных температурах имеет твердость ниже твердости а-твер-
дого раствора. Поэтому такая вторая фаза не может оказать
тормозящего влияния на деформацию сплава. Эти два фактора
являются основной причиной низкой жаропрочности сплавов
алюминия с цинком.
То же можно сказать и про более сложные алюминиевые
сплавы, содержащие цинк и магний. Во-первых, такой (а равно
и более сложный) твердый раствор при повышенных температу-
рах обладает большой склонностью к быстрому распаду. Во-
вторых, образующиеся при распаде твердого раствора фазы
MgZn2 и Al2Mg3Zn3 при высоких температурах обладают доволь-
но низкой твердостью (табл. 35). Поэтому они оказывают незна-
чительное влияние на торможение деформации сплава.
Таблица 35
Химический состав и механические свойства сплавов типа В15
Сплавы типа Фронтьер также обладают способностью к са-
мозакаливанию, но они могут упрочняться и посредством закал-
ки и старения (сплав В15). Химический состав и наиболее ти-
пичные механические свойства сплавов типа В15 приведены в
табл. 35.
Фазовый состав сплавов, содержащих цинк
На рис. 79 представлена диаграмма состояния сплавов си-
стемы А1 — Zn, разработанная Финком и Виллеем [93], а на
рис. 80 диаграмма состояния системы А1—Zn — Mg. Твердый
раствор алюминия может содержать при температуре плавления
166
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
381° до 82,8% Zn. В зависимости от температуры растворимость
Zn в А1 изменяется следующим образом:
Температура, °C................ 20 100 200 381
Растворимость, %................ 2 5 12,4 82,8
Такой характер изменения растворимости цинка в алюминии
в зависимости от температуры подтвержден многими автора-
ми [17, 22].
Рис. 79. Диаграмма состояния сплавов системы А! — Zn
При этом в интервале температур 275—353° и содержании
цинка от 31,6 до 82% происходит распад однофазного твердого
раствора алюминия на два твердых раствора алюминия с цин-
ком: а и а', имеющих одинаковую кристаллическую решетку, но
различающихся параметрами и степенью концентрации (твердый
раствор а' характеризуется обедненным содержанием цинка).
Сплав цинковистый силумин (АЛ 11) имеет следующий фа-
зовый состав: a, Zn, Si, /7(Al8Si6Mg3Fe), железо как примесь
всегда содержится в сплаве.
Из рис. 80 видно, что тройные твердые растворы алюминия
содержат сравнительно большое количество цинка и магния,
этим и обусловливается повышенная прочность тройных спла-
вов.
На основании данных тройных диаграмм состояния (см.
рис. 79) и химического состава сплава В15* можно предполо-
* Сплав В15 был разработан И. Ф. Колобневым, М. Б. Альтманом и
О. Б. Лотаревой.
Сплавы алюминия с высоким содержанием цинка
167
жить следующий фазовый состав: a, AlMgZnCu (твердый рас-
твор на базе одного из металлических соединений Al2Mg3Zn3
или Al2CuMg) и фаз, содержащих хром и марганец. Следует
заметить, что для повышения прочности к сплавам типа В15
целесообразно добавлять до 1 % Си, но это вызывает пониже-
Рис. 80. Алюминиевый vhmi диаграммы состояния сплавов системы
Al —Zn —Mg
ние коррозионной стойкости сплава. Медь целесообразно добав-
лять к сплаву В15 тогда, когда детали из него работают в ус-
ловиях повышенных температур, не требующих высокой корро-
зионной стойкости.
На рис. 81 приведена микроструктура сплава В15.
Термическая обработка сплавов, содержащих цинк
Поскольку закалка особого эффекта для сплавов системы
AI — Si — Zn не дает, детали из сплава АЛ11 применяются в
литом состоянии без специальной закалки. Для снятия внутрен-
них литейных напряжений может применяться один из двух ре-
жимов: а) нагрев при температуре 175+5° с выдержкой 5—
10 час. и б) нагрев при температуре 250—300° с выдержкой
соответственно 3—1 час.
168
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
Для сплавов типа В15 наиболее оптимальным является сле-
дующий режим: нагрев под закалку при температуре 460—480°
в течение 3—5 час., закалка в воду с последующим старением
при температуре 160° в течение 12—16 час. Характер изменения
Рис. 81. Микроструктуры сплава В15. Х100:
а — в литом состоянии; б — после термической обработки; в — с пережогом
механических свойств закаленного сплава В15 в процессе есте-
ственного старения показан на рис. 82.
Процессы старения алюминиевых сплавов с цинком (20—
30% Zn) были исследованы многими авторами. Баррет, А. Гей-
слер, Мэйль [186а] и А. Гинье [187] обнаружили на лауэграммах
полоски (сферические области, богатые атомами цинка).
Гинье это обнаружил как в сплавах непосредственно в зака-
ленном состоянии, так и после 44-час. старения при темпера-
туре 78°. Им было показано, что после старения при 100° в кри-
Сплавы алюминия с высоким содержанием цинка
169
сталлической решетке сплавов алюминия с цинком имеются
участки в виде пластин, богатых атомами цинка. Это же обна-
ружили и другие авторы [169].
Рис. 82. Изменение и б при естественном
старении сплава В15
Хотя никому из авторов не удалось выявить промежуточную
фазу, однако они предполагают, что такая фаза образуется.
Рудман, Флин и Авербах [188] полученные ими результаты,
рентгеновских исследований истолковывают как доказательства
существования в твердом растворе алюминия малых групп, бо-
гатых атомами цинка.
Каждый атом цинка имеет при этом в качестве ближайших
соседей 3—7 атомов цинка вместо 2—4 атомов, которые следует
ожидать при статистическом равномерном распределении цин-
ка в твердом растворе.
Н. Н. Буйнов и Л. И. Подрезов в своей работе [177] под-
тверждают мнение Гинье об оценке размеров областей нару-
шения и их форм. Они отмечают, что пятна, наблюдаемые под
электронным микроскопом, отвечают участкам нарушений, но
они считают, что эти пятна крупнее, чем по рентгенографиче-
ским данным 140 А вместо 50 А). По данным этих авторов,.
170
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
картины одномерной и двумерной дифракции нельзя целиком
отнести за счет эффектов формы, они связаны и с сегрегацией
атомов цинка без изменения кристаллической решетки твердого
раствора.
С течением времени старения концентрация атомов цинка
в областях нарушений возрастает и после достижения темпе-
ратуры около 100° области нарушений приобретают гексаго-
нальную кристаллическую структуру цинка с полным наруше-
нием когерентной связи с матрицей.
А. М. Елистратов [189], как и при анализе аномального рас-
сеивания стареющих сплавов алюминия с серебром, относит
картины двумерной дифракции за счет «эффектов формы» от
«выемок» в кристаллической решетке матрицы.
В работах Т. А. Бадаевой и Ф. И. Шамрая [191] показа-
но, что максимальный эффект старения для литых сплавов алю-
миния с цинком наблюдается при содержании от 15 до 21% Zn.
Влияние закалки и последующего естественного и искусствен-
ного старения на твердость литых сплавов в зависимости от со-
держания цинка показано в табл. 36.
Таблица 36
Механические свойства сплавов алюминия с цинком в зависимости
от вида термической обработки
кг/мм1, сплавов после термической обработки
Содержание % закалка с 350° закалка + естест- венное старение 240 час. закалка + искус- ственое старение при 75° в течение 42 час.
1 22,9 23,1 22,9
3 25,0 25,0 24.7
6 26,3 29,3 27.3
9 35,2 41,3 36.0
12 43,7 — 55.5
15 53,0 63,1 76.3
18 62,9 73,0 98.6
21 75,0 — 110,0
24 88,0 99,2 112,0
27 95,8 106,0 117,0
30 99,2 114,0 120,0
Механизм старения сплавов алюминия с цинком был изучен
рядом авторов [177, 181, 193]. По данным А. А. Бочвара и
3. А. Свидерской [193], закалка и последующий нагрев до 150—
300° вызывают резкое повышение пластичности сплавов с со-
держанием 10—25% А1. Твердость их ниже твердости исходных
Сплавы алюминия с высоким содержанием цинка
171
металлов. После нагрева при температуре 300° сплавы стано-
вятся «сверхпластичными». Жаропрочность сплавов алюминия
с цинком изучалась К. В. Горевым, П. А. Пархутиком [183],
И. Ф. Колобневым и другими. ,
Данные И. Ф. Колобнева показывают, что жаропрочность
сплавов алюминия, содержащих 3, 6, 9 и 12% Zn, очень низкая.
Например, предел длительной прочности сплава с 12% Zn за
100 час. при температуре 300° составляет 0,75 кг!мм2. Это
объясняется тем, что твердый раствор в этих условиях испыта-
ний является мало устойчивым, а границы зерен совершенно
не упрочнены.
Сплавы RR50 и RR53
Состав и свойства сплавов RR50 и RR53
Сплавы RR были разработаны Холлом и Бредбэри в лабо-
ратории английской фирмы «Роллс-Ройс» еще в 1915—1925 гг.
Эти сплавы предназначались для литья деталей авиационных
моторов. Причем для работы деталей в литом состоянии реко-
мендовался сплав RR50, который отличается от сплава RR53
лишь отсутствием в нем магния и повышенным содержанием
кремния Химические составы сплавов RR50 и RR53 приведены
в табл. 37.
Таблица 37
Химический состав литейных сплавов RR50 и RR53
Марка сплава Типичные химические составы сплавов, % (остальное алюминий)
Си Si Mg Ni Fe Ti
RR50 1,3 2,8 0,1 1,2 1,2 0,18
RR53 2,2 1,2 1,5 1,5 1,2 0,1
Отсутствие (или пониженное содержание) магния, и увели-
чение содержания кремния обусловливают улучшение литей-
ных свойств сплава RR50 по сравнению с литейными свойствами
сплава RR53.
Сплав RR50 применяется только в литом состоянии (после
отжига по режиму Т2). Хотя сплав RR50 по прочности и усту-
пает сплаву RR53, однако обладает более высокой пластичностью
и лучшими литейными свойствами (табл. 38). Уменьшением
содержания меди и повышением содержания кремния можно
172
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
значительно улучшить литейные свойства сплава RR53. Такому
сплаву присваивается марка RR53C.
Таблица 38
Типичные механические свойства сплавов RR50 и RR53
Марка сплава Состояние сплава ке!ммг °0,2 кг,мм2 6 % нв кг/мм*
RR50 Литой в землю 19 15 2,0 70
RR53 То же 20 16 1,5 70
RR53 Литой в землю, закаленный
и состаренный 30 28 0,5 130
RR50 Литой в кокиль 21 17 2,0 80
RR53 То же . 22 18 3 80
RR53 Литой в кокиль, закален-
ный 25 19 5 100
RR53 Литой в кокиль, закален-
ный и состаренный . . . 34 32 0,5 140
К недостаткам сплавов RR следует отнести повышенную
склонность к усадочной пористости и трещинообразованию. По-
этому литейщики потратили много труда для освоения техно-
логии литья этих сплавов в кокиль, чтобы резко уменьшить брак
по трещинам.
Сплав RR53 отличается от многих литейных алюминиевых
сплавов, во-первых, высоким пределом прочности и повышенным
пределом текучести ( = 25 4- 31 кг/мм2), во-вторых, хорошей
жаропрочностью, приближающейся к жаропрочности сплава
АЛ1. При назначении сплава RR53 необходимо учитывать его
низкую герметичность. Отливки из сплава RR53 на пневмо-
герметичность дают течь при испытаниях давлением воздуха
или другого газа в 6—7 ат.
Фазовый состав сплавов RR50 и RR53
Кроме a-твердого раствора, сплав RR50 имеет следующий
фазовый состав: Si, Mg2Si, Al9NiFe, Al3Ti. При этом медь
будет связана в одну из фаз А16Сиз№ или Al7Cu2Fe в за-
висимости от избытка железа или никеля, так как для образо-
вания фазы Al9NiFe необходимо иметь примерно одинаковое
количество железа и никеля. Фазовый состав сплава RR53 отли-
чается от фазового состава сплава RR50 дополнительным со-
держанием фазы S (Al2CuMg). Причем фазы S (Al2CuMg) и
Mg2Si являются упрочняющими фазами, тогда как остальные
Сплавы алюминия с .высоким содержанием цинка
173
фазы в процессах термической обработки практически не участ-
вуют.
Поскольку в этих сплавах допускаются весьма большие пре-
делы по химическому составу, то в неравновесных условиях
кристаллизации фазовый состав сплавов может сильно изме-
няться. На рис. 83 показана микроструктура сплава RR50.
Рис. 83. Микроструктура литого сплава RR50.
Х100
Термическая обработка сплавов RR50 и RR53
Анализ фазовых составов сплавов показывает, что сплав
RR50 должен иметь низкую восприимчивость к термической
обработке на упрочнение, а сплав RR53 — высокую.
Поэтому в промышленности сплав RR50 применяется в ли-
том состоянии, а сплав RR53 — в закаленном и состаренном
состоянии.
Для повышения прочности деталей из сплава RR50 широко
применяется режим Т1, который обеспечивает повышение проч-
ности отливок на 15—20% и твердости на 10—15% по сравне-
нию с состоянием после литья. С этой целью детали выдержи-
вают при температурах 160—175° в течение 10—16 час. В этом
случае сплав будет иметь предел прочности а^=20-е-25 кг/мм2
при относительном удлинении 1,5—2%.
174
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
В целях снятия внутренних остаточных литейных напряже-
ний применяется следующий режим: нагрев до температуры
280—300° с выдержкой в течение 2—3 час. и охлаждение на
воздухе.
Поскольку сплав RR53 очень часто предназначается как для
литья деталей, работающих при повышенных температурах,
так и для литья деталей, работающих при комнатной темпера-
туре при различных напряжениях, детали из этого сплава мо-
гут быть термически обработаны одним из следующих трех ре-
жимов:
1) режим Т2 — отпуск при температуре 250° в течение 5—
10 час.;
2) режим Тб—выдержка под закалку при температуре 530°
в течение 2—5 час. (в зависимости от массивности деталей) и
закалка в горячей воде (50—90°) с последующим старением при
температуре 170° в течение 5—15 час.;
3) режим Т7 — закалка+ отпуск при температуре 220° в-те-
чение 5—10 час.
СПЛАВЫ, СЛОЖНЫЕ ПО ХИМИЧЕСКОМУ И ФАЗОВОМУ СОСТАВАМ
Сплавы В14А, АЛ1 и ВЗОО отличаются сравнительно высо-
кой жаропрочностью, в особенности высоким пределом ползу-
чести, поэтому эти сплавы нашли промышленное применение
лишь для деталей, работающих при повышенных температурах.
Все эти сплавы имеют одну общую упрочняющую фазу
S (Al2CuMg).
Сплавы системы А1 — Си — Si — Mg — Fe — Мп — Cr (В14А)
Сплав В14А* содержит 3,5—4,5% Си, 1,5—2% Si, 1,2—1,5%
Fe, 0,7—1,2% Mg, 0,05—0, ITi, 0,15—0,25% Мп, 0,1—0,2% Cr.
Такой сложный химический состав обусловливает и сложный
фазовый состав сплава, необходимый для создания повышен-
ной жаропрочности.
При разработке сплава В14А были приняты во внимание
следующие соображения:
1) недефицитность компонентов сплава и возможность
широкого использования отходов, что может играть исключи-
тельно важную роль в отношении сырьевых ресурсов;
2) достаточное легирование a-твердого раствора медью
и магнием в отношениях, соответствующих образованию фазы
S(Al2CuMg);
* Сплав В14А был разработан И. Ф. Колобневым, Д. А. Петровым и
Г. В. Захаровой при участии А. В. Коробкова и Б. Н. Озерецковского. В осво-
ении сплава В14А принимали участие: А. 3. Захаров, Е. М. Новикова и 3. Н. Не-
у годов а.
Сплавы, сложные по химическому и фазовому составам
175
3) использование добавки кремния как фактора улучшения
литейных свойств, однако кремний, не связанный в устойчивое
химическое соединение, способствует понижению жаропроч-
ности сплава. Поэтому в сплав В14А добавляется железо в ко-
личествах 80% от количества кремния, находящегося в этом
сплаве. Это обеспечивает устранение отрицательного действия
кремния, так как при рабочей температуре он полностью будет
находиться в связанном состоянии.
Фазовый состав сплава В14А
В сплаве В14А содержатся, кроме алюминия, медь, кремний,
магний, железо, хром, марганец, а иногда еще и титан. Такой
сложный состав в условиях неравновесной кристаллизации
затрудняет точное определение фазового состава сплава В14А.
Однако на основании данных дифференциального травления
с учетом диаграмм плоскостного разреза тетраэдра А1 — Си —
Mg — Fe (рис. 84), распределения фазовых областей в твердом
состоянии в алюминиевом углу четверной диаграммы (рис. 97)
можно считать, что в отожженном состоянии сплав В14А может
иметь следующий фазовый состав: a Al8Si6Mg3Fe (или
Al5SiFe), W (AlxMg5Cu4Si4), CuA12 (или Al2MgCu) и фазы, со-
держащие хром, марганец и титан. В том случае, когда сплав
не будет иметь возможность полностью содержать магний и
кремний в фазе W, в нем может быть еще и фаза Mg2Si.
В зависимости от изменения соотношений между медью, маг-
нием, кремнием и железом, а также и условий кристаллизации
фазовый состав В14А может значительно изменяться. На рис.
85 приведена микроструктура сплава ВИА.
Термическая обработка сплава В14А
Если в сплаве присутствуют упрочнители CuA12, Mg2Si,
S (Al2MgCu) и фаза W, сплав В14А обладает повышенной вос-
приимчивостью к термической обработке на упрочнение.
Исходя из сложности химического и фазового составов тем-
пература закалки может быть принята 515°. Однако чем слож-
нее по химическому составу сплав, тем в большей мере возмож-
но образование низкоплавкой эвтектики, поэтому подогрев под
закалку следует осуществлять ступенями: сначала подъем
температуры до 500° в течение 3 час. и затем подъем до 515°
также в течение 3 час.; закалка в горячей воде (50—90°).
Поскольку сплав ВИА предназначается для литья деталей,
работающих при повышенных и комнатной температурах при
различных напряжениях, они могут быть термически обрабо-
таны одним из следующих трех режимов:

Рис. 85. Микроструктуры
сплава В НА:
а — в литом состоянии. X 100;
б — после термической обра-
ботки. X 100; в — то же. X 500

12 И. Ф Колобнев
178
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
1) режим Т2 — отпуск при температуре 250° в течение 5—
10 час.;
2) режим Т5 — закалка 4-искусственное старение при тем-
пературе 175° в течение 3—5 час.
3) режим Т7 — закалка с последующим отпуском при тем-
пературе 250° в течение 5—10 час.;
Первый режим термической обработки следует применять
в том случае, когда детали имеют очень сложную геометриче-
скую форму и от них не требуется высокой механической проч-
ности при комнатной температуре.
Второй режим термической обработки следует применять
к деталям, от которых требуется максимальная прочность при
комнатной температуре.
Третий режим термической обработки следует применять для
деталей, которые предназначены для длительной работы при
повышенных температурах и от которых требуется более высо-
кая прочность при комнатной температуре, чем обеспечивается
первым режимом.
Сплавы системы А1 — Си — N1 — Mg — Мп —Сг (АЛ1, ВЗСО)
Особенности сплавов АЛ1 и В300 *
Сплав АЛ1 содержит 3,75—4,5% Си, 1,25—1,75% Mg, 1,75—
2,25% Ni, примесей не более 0,8% Fe, 0,7% Si, 0,3% Zn, осталь-
ное алюминий.
Сплав АЛ1 разрабатывался английской Национальной лабо-
раторией в течение 1911 —1917 гг. и предназначался для порш-
ней и головок цилиндров авиационных моторов и других дета-
лей, работающих при температуре до 300°. Сначала ему была
присвоена марка «у» [195].
Сплав АЛ1 имеет довольно низкие литейные свойства
(весьма сильно склонен к образованию горячих трещин, имеет
низкую жидкотекучесть и повышенную линейную усадку). Пре-
дел ползучести его за 100 час. при температурах 30U° состав-
ляет 5 кг/мм2, остаточная деформация 0,2%.
Сплав АЛ1 по жаропрочности также не удовлетворял сов-
ременные требования. Поэтому в 1950 г. был разработан и
внедрен в промышленность сплав В300. Сплав В300 по жаро-
прочности, особенно по пределу длительной прочности и пре-
делу ползучести, значительно превосходит все стандартные ли-
тейные сплавы (рис. 86).
* Кроме основных авторов И. Ф. Колобнева и Г. В. Захаровой в разработ-
ке и освоении сплава В300 принимали участие С. А. Лосан, К. В. Калмыков^
С. А. Щенников. Г. И. Назарова, П. С. Федоров, Я. 3’. Айзикрвич, В. А. Сни-
гирев и Е. И. Косарева, 3. Н. Неугодова.
Сплавы, сложные по химическому и фазовому составам
179
Сплав В300 содержит 4,6—6,0% Си, 2,6—3,6% Ni, 0.8—
1,5% Mg, 0,10—0,25% Сг, 0,18—0,35% Мп. Примесей не более
0,5% Fe, 0,5% Si, 0,3% Zn, остальное алюминий.
Если содержание магния, хрома и марганца будет на верх-
нем пределе, то сплав будет обладать наиболее высокой проч-
ностью и минимальной пластичностью, а если на нижнем преде-
ле, то пластичность сплава почти в два раза повысится.
ки) и ползучести (со штриховкой) литейных алюминие-
вых сплавов при 300J за 100 час. Заштрихованные об-
ласти — пределы ползучести. Заштрихованные области
плюс незаштрихованные — пределы длительной проч-
ности. Области с точками показывают увеличение пре-
делов ползучести и длительной прочности при опти-
мальном химическом составе (стрелки направлены
вверх) или понижение пределов в модифицированном
состоянии (стрелки направлены вниз)
В случае необходимости литья деталей из сплава В300, пред-
назначаемых для работы при температурах не ниже 325—350°,
предусматривается еще добавка 0,1—0,25% Мо. Тогда предел
длительной прочности за 100 час. при 300° составляет не менее
8 кг!мм2 и при 350°+4 кг!мм2. Добавки марганца и хрома спо-
собствуют резкому повышению жаропрочности сплавов. Весьма
сложный химический состав и многофазность обусловили спла-
12*
180
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
ву ВЗОО пониженную пластичность. Пластичность сплава ВЗОО
может быть повышена как за счет снижения содержания маг-
ния, хрома и марганца, так и применением изотермической
закалки.
Высокая жаропрочность сплава ВЗОО обусловлена:
1) сложностью строения a-твердого раствора и замедлением
его распада при повышенных температурах;
2) медленным процессом образования и коагуляции части-
чек сложных вторых фаз, являющихся продуктами распада
твердого раствора;
3) упрочнением пограничных зон зерен а-твердогб рас-
твора устойчивыми частицами вторых фаз [Al3(CuNi)2,
Al6Cu3Ni] и фаз, содержащих хром и марганец.
Этот фактор имеет исключительно важное значение, так как
чем выше температура, тем сильнее развиваются процессы раз-
рушения сплава, возникающие прежде всего по границам зерен.
Следует отметить, что чем меньше содержится железа в спла-
ве ВЗОО, тем в большей мере оказывает влияние марганец на
повышение прочностных характеристик, в том числе и пластич-
ности сплава ВЗОО.
По литейным свойствам сплав ВЗОО превосходит сплавы АЛ1
и АЛ7. Поэтому литьем в песчаные формы из него можно полу-
чать детали весьма сложных конфигураций.
Фазовый состав сплавов АЛ1 и ВЗОО
Если механические и физические свойства сплава АЛ1 были
опубликованы еще в 1921 г. [195], то о фазовом его составе точ-
ных данных в литературе до сих пор нет. В разных источниках
приводятся различные данные о фазовом составе.
Более достоверным считается фазовый состав сплава АЛ1:
a, S(Al2CuMg), 7^ (Al6Cu3Ni). При температуре закалки фа-
за S(Al2CuMg) полностью переходит в a-твердый раствор, тогда
как фаза TNi (AlcCu3Ni) растворяется в весьма малом количе-
стве.
Исследованиями И. Ф. Колобнева и Л. В. Швыревой уста-
новлено, что наиболее высокие механические свойства при ком-
натной температуре сплав АЛ1 имеет при содержании меди
не 4%, как это указывают английские исследователи, а при
5% (рис. 87).
Основным отличием сплава ВЗОО от сплава АЛ1 по фазово-
му составу является:
1) наличие в сплаве ВЗОО вследствие повышенного содержа-
ния никеля второй никельсодержащей фазы SN1 [Al3(CuNi)2],
так как соотношение между медью и никелем равно 5: 3. Это
позволяет сплаву ВЗОО находиться в другой области диаграм-
Рис. 87. Механические свойства
сплавов системы А1 — Си —
Mg—Ni:
А — при 20°; Б — при 300° и на-
пряжениях = 5 и б кг/мм2-, — в
литом состоянии: — — — после
термической обработки; а — 4%
Си + 2% Ni; б - 1,5% Mg 4- 2% Ni;
в -4% Си + 1,5% Mg
182
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
мы состояния системы А1—Си—Mg — Ni, чем сплавы типа
АЛ1, в которых соотношение меди к никелю составляет 2:1
(рис. 88, 89).
В работе И. Ф. Колобнева, Н. А. Аристовой, М. Л. Брон-
штейн и Е. Н. Никитиной [186] приведены исследования струк-
туры сплавов АЛ1 и В300 с применением ультрафиолетового
микроскопа. На рисунках отчетливо видна трехфазная струк-
тура литого сплава АЛ1: a-твердый раствор, имеющий бледно-
желтую окраску, фаза S(Al2CuMg) с ярко-голубой окраской и
фаза TNi (Al6Cu3Ni) с темно-красной окраской. Внутри зерна
a-твердого раствора содержатся включения мелкодисперсных
частиц вторых фаз, которые и придают зерну определенный от-
тенок. По границам зерен «-твердого раствора расположены ча-
стички двойной (a + TNi ) и тройной (a + ^Ni4- SNi ) эвтектик.
В этой работе были получены микроструктуры сплава В300,
где очень хорошо видна резкая очерченность и разветвленность
никелевых фаз: -TNi (Al6Cu3Ni), имеющая темно-красную окрас-
ку, и SNI [Al3(CuNi)2] с ярко-алой окраской.
Эти данные подтверждают результаты ранее проведенной
работы И. Ф. Колобнева и Г. В. Захаровой по дифференциро-
ванному методу травления фаз, содержащихся в сплаве В300.
Таким образом, для сплава В300 установлен следующий фа-
зовый состав: a-твердый раствор, в достаточной мере легиро-
ванный медью и магнием, TN1 (Al6Cu3Ni), SNI [Al3(CuNi)2]
и фазы, содержащие хром и марганец, частички которых распо-
лагаются как внутри зерен a-твердого раствора, так и в эвтек-
тических прослойках.
На рис. 90 приведены микроструктуры сплавов АЛ1 и В300.
Термическая обработка сплавов АЛ1 и В300
Присутствие в сплаве В300 упрочняющей фазы S(Al2MgCu)
способствует большой восприимчивости его к термической обра-
ботке на упрочнение.
На основании фазовых составов и в зависимости от области
применения деталей для сплавов АЛ1 и В300 могут быть реко-
мендованы следующие режимы термической обработки. Для
сплава АЛ1 рекомендуется температура закалки 515°. Время
выдержки при этой температуре определяется состоянием струк-
туры, например для мелкозернистой структуры достаточно 3—
5 час., а для крупнозернистой 6—10 час. Температура отпуска
сплава АЛ1 зависит от назначения деталей. Например, для
поршней рекомендуется температура отпуска 220° с выдержкой
10—16 час., тогда как для полного снятия закалочных внутрен-
47
W М 20 30 ио 50 Си
Рис. 88. Распределение фазовых областей в твердом
состоянии алюминиевого угла системы А1 — Си — Ni
Си»/.
М/Н3
Рис. 89. Диаграмма плоскостного разреза тетраэдра
А1 — Си — Mg — Ni при 8О°/о А1
Рис. 90. Микро
л —АЛ1 в литом состоянии. Х100; б— АЛ1 после тер
г — АЛ1 с пережогом X 100; д—В300 в-литом состоянии.
1 — S(AlsCuMg); 2 — 9 + S; 3 - r Ni (AUCusNi); «
структуры сплавов:
мической обработки. X 100; в — то же. X 500;
X 500; е — ВЗСО после термической обработки. X 500
Als(CuNi)2
486
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
них напряжений температура отпуска может быть повышена
до 250—300°.
Для сплава В300 хорошо зарекомендовал себя ступенчатый
режим нагрева под закалку: сначала подъем температуры до
500° в течение 3 час., выдержка при этой температуре 2 час.,
.затем подъем и выдержка при 525° в течение 3—5 час. Закалка
Рис. 91. Влияние различных режимов термической обра-
ботки на механические свойства образцов сплава B3J0,
вырезанных из деталей при различных температурах:
1 — изотермическая закалка в селитре; 2—закалка в воде (t = 20—
100°)-Устарение (/ = 300. 3 час ); 3 — ступенчатый нагрев, закалка
в воде (/ = 90—100°) + старение (/ = 300°, 3 часа) 4 — отжиг из
литого состояния (I = 250°, 10 час.)
'В горячую воду. Для получения более высоких механических
свойств время выдержки при температуре закалки можно уве-
личить до 10 час. или на короткое время (перед закалкой) по-
высить температуру нагрева до 530±5 (рис. 91, 92). Для дета-
лей, работающих при температуре 300—350°, применяется сле-
дующий режим отпуска: нагрев до 300° и выдержка при этой
температуре в течение 3—7 час. При этом необходимо иметь в
виду, что 3-час. выдержка обеспечивает более высокую проч-
Сплавы, сложные по химическому и фазовому составам
187
ность и пониженную пластичность, а 7-час. выдержка обеспечи-
вает пониженную прочность и повышенную пластичность. В це-
лях получения максимальной твердости деталей может быть
применен режим старения при температуре 175° в течение 5—
10 час. Однако в этом случае сплав будет обладать пониженной
пластичностью.
Рис. 92. Влияние различных режимов отпуска после
закалки на механические свойства сплава ВЗОО:
/ — выдержка 2 часа; 2 — выдержка 5 час.; 3 — выдержка
10 час.
Для повышения пластичности сплава ВЗОО И. Ф. Колобне-
вым и Н. А. Локтионовой была проведена работа, в которой
были исследованы:
1) влияние различных режимов нагрева под закалку на ме-
ханические свойства сплава ВЗОО;
2) влияние температуры закалочной среды на механические
свойства сплава ВЗОО;
3) возможность применения изотермической закалки.
Влияние различных режимов нагрева под закалку на ме-
ханические свойства сплава ВЗОО *. Известно, что температура
* В проведении экспериментальной части работы данного раздела прини-
мала участие Л. В. Швырева.
188
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
нагрева под закалку является весьма важным фактором в по-
лучении высокой пластичности термически упрочняемых спла-
вов. Поэтому влияние различных режимов нагрева под закалку
на пластичность и прочность сплава В300 проверяли на сплавах,
содержащих магний на нижнем пределе (по техническим усло-
виям), а марганец и хром — на верхнем и нижнем пределах,
Полученные данные механических свойств сплавов представле-
ны в табл. 39.
Анализ полученных данных позволяет сделать следующие
выводы:
1. Стандартный режим термической обработки обеспечи-
вает более высокой прочностью и пониженной пластичностью
сплав, содержащий марганец и хром на верхнем пределе.
2. Предел прочности обоих сплавов в зависимости от темпе-
ратуры закалки (в холодной воде) повышается незначительно
до 530°, а затем он продолжает понижаться для сплавов, содер-
жащих марганец и хром на верхнем пределе. Это связано с по-
явлением пережога, так как понижение содержания марганца
в сплаве увеличивает чувствительность к пережогу.
3. В искусственно состаренном состоянии сплавы ведут себя
так же, как и сплав АЛ 19.
Подтверждено, что верхним пределом нагрева под закалку
является температура 530° (которую в производственных усло-
виях не следует превышать).
Результаты этой работы вполне согласуются с результатами
первой части работы: относительное удлинение не менее 2,4%
для сплава В300 может быть достигнуто понижением содержа-
ния марганца и хрома до нижнего предела, указанного в тех-
нических условиях.
Влияние температуры закалочной среды на механические
свойства сплава В300 *. Данные изменения механических
свойств сплава В300 в зависимости от температуры закалоч-
ной среды приведены в табл. 40.
Эти данные показывают, что в свежезакаленном состоянии
максимальная прочность (oft = 29,7 кг1мм2) сплава В300 дости-
гается закалкой в селитре при температуре 250°. В этом случае
пластичность имеет минимальное значение (6 = 0,5%). Однако
пластичность образцов этой же партии после 5-час. отпуска при
температуре 300° повышается в три раза (до 1,5%), сохраняя
предел прочности (о^ = 21,5 кг1мм2), вполне отвечающий техни-
ческим условиям.
Дальнейшее повышение температуры закалочной среды спо-
собствует значительному понижению предела прочности сплава
* В проведении экспериментальной части данного раздела принимали уча-
стие Н. С. Пантюшкова и Т. В. Привезенцева.
Таблица 39
Влияние режимов нагрева под закалку на прочность и пластичность
сплава В300
Химический состав плавки № режи- ма Режим термической обработки Механические свойства
% кг! мм* %
4,9% Си, 0,78% Mg, 2,97% Ni, 1 Ступенчатая закалка при 500° в течение 2 час. 4- 525° в течение 3 час., охлаждение в воде 20° 30,5 1,4
0,38% Мп, 0,27% Сг, Закалка та же 4- отпуск при 300° в течение 5 час. 23,6 2,0
остальное алюминий 2 Закалка при 500° в течение 4 час. + 525° в течение 3 час., охлаждение в воде 20° Закалка та же 4- отпуск при 300° в течение 5 час. 29,2 23,0 1,5
3 Закалка при 500° в течение 4 час. 4- 525° в течение 5 час., охлаждение в воде 20° Закалка та же 4- отпуск при 300° в течение 5 час. 28,6 23,4 1, 1 1,4
4 Закалка при 500° в течение 4 час., 4- 530° в течение 5 час., охлаждение в воде 20° • Закалка та же 4- отпуск при 300° в течение 5 час. 30,7 22,6 1,6 1,3
5 Закалка при 500° в течение 4 час. 4- 535° в течение 3 час., охлаждение в воде 20° Закалка та же 4- отпуск при 300° в течение 5 час. 29,6 23,6 1,6 1,5
6 Закалка при 500° в течение 4 час. 4- 540° в течение 3 час., охлаждение в воде 20° Закалка та же 4- отпуск при 300° в течение 5 час 30,0 23,5 1,3 1,6
4,9% Си, 0,78% Mg, 1 Закалка при 500° в течение 2 час. 4- 525° в течение 3 час. 25,3 1,8
2,97%’ Ni, 0,10% Мп, Закалка та же 4- отпуск при 300° в течение 5 час. 19,4 2,0
0,10% Сг, остальное 2 Закалка при 500° в течение 4 час. 4- 525° в течение 3 час. 26,0 1,7
алюминий Закалка та же 4- отпуск при 300° в течение 5 час. 19,4 2,0
3 Закалка при 500° в течение 4 час. 4- 525° в течение 5 час. 25,9 1,6
Закалка та же 4- отпуск при 300° в течение 5 час. 20,5 2,3
4 Закалка при 500° в течение 4 час., 4- 530° в течение 3 час. Закалка та же 4- отпуск при 300° в течение 5 час. 26,0 19,8 1,6 2,5
5 Закалка при 500° в течение 4 час 4- 535° в течение 3 час. Закалка та же 4- отпуск при 300° в течение 5 час. 25,3 20,0 2,0 2,6
6 Закалка при 500° в течение 4 час. 4- 540° в течение 3 час. Закалка таже 4- отпуск при 300° в течение 5 час. 25,1 20,2 2,1 2,0
190
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
Таблица 40
Изменение механических свойств сплава ВЗОО в зависимости от температуры
закалочной среды
Темпера! ура закалочной среды ( годы И селитры) ’С Cl ежезакяленное состояние После отпуска при 300* и выдержки 5 час.
о^, кг ммг % о^., кг/мм* S, %
2о 29,8 1,3 20,9 1,1
8о 27,9 0,7 2и,2 1.3
КО 28,2 0,6 20,7 1.5
200 28,7 0,6 21.5 1,5
250 2У,7 0,7 24,4 1.1
275 28,0 0,6 17,7 1,0
ВЗОО с одновременным понижением его пластичности. Это ука-
зывает на то. что процесс закалки в селитре при более высоких
температурах (выше 250°) сопровождается интенсивным рас-
падом твердого раствора алюминия с пониженной скоростью
коагуляции выпавших частиц фазы SfAhCuMg).
Влияние изотермической обработки на механические свой-
ства сплава ВЗОО *. В этой части работы исследовалось влияние
изотермической обработки на механические свойства сплава
ВЗОО нормального состава с пониженным содержанием магния.
При этом все сплавы готовились и испытывались в одинако-
вых условиях. Выше было сказано, что при изотермической за-
калке совмещается процесс фиксации пересыщенного а-твер-
дого раствора с частичным дисперсионным его распадом.
Было изучено влияние температуры и длительности выдерж-
ки при изотермической закалке, влияние закалочной среды
(воды, расплава солей) на механические свойства сплава.
Данные изменения механических свойств сплава ВЗОО в за-
висимости от температуры и длительности выдержки при изотер-
мической закалке приведены в табл. 41. Анализ этих данных
показывает, что оптимальным режимом изотермической обра-
ботки для сплава ВЗОО является закалка в селитре, нагретой до
температуры 250° с выдержкой в течение 5 час. В этом случае
сплав ВЗОО приобретает од= 204-23 кг)мм2 и б = 1,54-2%- Такой
режим термической обработки обеспечивает достаточно хоро-
ший показатель длительности прочности.
Необходимо отметить, что режимы термической обработки
оказывают существенное влияние на жаропрочность сплава
* В проведении экспериментальной части работы данного раздела при-
нимали участие Н. С. Пантюшкова и Т. В. Привезенцева.
Сплавы, сложные по химическому и фазовому составам
191
Таблица 41
Изменение механических свойств сплава ВЗОО в зависимости от температуры
и длительности выдержки при изотермической закалке
(нагрев под закалку стандартный)
ВЗОО. В табл. 41 приведены данные изменения механических,
свойств сплава ВЗОО в зависимости от температуры испытаний’
образцов, прошедших различные режимы термической обработ-
ки, а в табл. 41а показано влияние фазового состава на жаро-
прочность литейных алюминиевых сплавов.
В табл. 42 приведены данные изменения механических,
свойств сплава ВЗОО в зависимости от температуры испытания.
На основании проведенных работ можно сделать следую-
щие выводы:
1. Изготовление сплава ВЗОО с содержанием марганца (до
0,25%) и хрома (до 0,2%) на нижнем пределе по техническим
условиям обеспечивает значительное повышение пластичности'
сплава. В этом случае относительное удлинение повышается
до 1,5—2,5%. При этом содержание магния в сплаве ВЗОО не
должно превышать 1,2%. ч
2. Пластичность сплава ВЗОО можно также повысить при-
менением нового режима термической обработки, т. е. приме-
нить ступенчатый нагрев под закалку: нагрев при температуре
500° с выдержкой 2—3 час., затем подъем температуры до 525—
530° с выдержкой 2—3 час. Охлаждение при закалке проводят
в среде селитры, нагретой до 250—275° с выдержкой при этой
температуре соответственно в течение 5—3 час. без последую-
щего искусственного старения.- В этом случае обеспечивается
предел прочности выше 20 кг1мм2 и относительное удлинение
1,5—2,1% при пределе длительной прочности по техническим,
условиям.
влияние фазового состава на жаропрочность линейных алкминиевых сплавов [81]
Таблица 41а
Марка сплава Наиболее типичный фазо- вый состав (кроме а-твер дого раствора)* Характеристика a-твердого раствора в закаленном состоянии Взаимодействие вторых фаз с a-твердым раствором при температуре закалки Характеристика микроструктуры сплава Типичные пределы ползучести (&о 2) и длительной проч- ности (а ) за 100 час., кг/мм* Д.п
°0.2 | а Д.п
300° | 250° | 300°
1 2 3 4 5 1 7 1 8
АЛ1 S(Al2CuMg). Т M(Al6Cu8Ni) Сравнительно ус- тойчивый твердый раствср, перенасыщен- ный медью и магни- ем Фаза SMg реагирует с а полностью, тогда как TNi очень мало Избыточное ко- личество вторых фаз кристалли- зуется в виде эв- тектических про- слоек 3,7 8 5,5
АЛ2 Si; Al4Si2Fe Малоустойчивый .обедненный твердый раствор В результате диф- фузии происходит бы - страя сфероидизация частичек кремния В немодифициро- ваннсм состоянии Si имеет пластин- чатое строение, а в модифицированном —точечное ргспо- ложение 1,0 3,5-4 2,8- —3,0**
АЛЗ Si; CuAl2 (или Al2CuMg); MgsSi, AlSiMnFe При соотношении в сплаве меди к маг- нию, равном 2,61 : 1, твердый раствор наи- более устойчив Частички кремния сфероидизируются, фа- за AlSiMnbe не реаги- рует. 0a3biS(Al2MgCu), MgoSi, CuA12 реагиру- ет полностью Чем ближе по химсоставу к верх- нему пределу, тем гетерогеннее струк- тура сплава 2,4—3,0 1 5-6 3,5—4***
3 И. Ф, Колобнев
Марка сплава На иболее типичный фазо- вый состав (кроме «-твер- дого раствора)* Характеристика a-твердого раствора в закаленном состоянии
1 2 3
АЛ4 Si; Mg2Si: AlSiMnFe В твердом раство- ре содержится все количество магния и незначительное коли- чество кремния
АЛ5 Si; Mg2Si; W(Al.rMg5Cu4Si4 (иногда может быть и фаза CuA12) a-твердый раствор легирован в большей мере, чем в сплаве АЛ4
АЛб Si: CuA12; Al7Cu2Fe a-твердый раствор более устойчив, чем в сплаве АЛ4
Продолжение таблицы 41а
Взаимодействие вторых фаз с a-твердым раствором при температуре закалки Характеристика микроструктуры сплава Типичные пределы ползучести (°0,2) и длительной проч- ности (од.п ) за 100 час., кг/мм*
°0,2 °д.п
300° 250° | 300в
4 5 6 7 8
Частички кремния сфероидизируются, фаза Mg2Si реагиру- ет полностью, фаза AlSiMnFe весьма устойчива Кроме зерен твердого раствора и двойной эвтекти- ки микроструктура содержит еще фа- зу AlSiMnFe 2,25 3,5-4,5 2,8— -3,0**
Частички кремния сфероидизируются; частички фазы СиА12 полностью реагируют,, тогда как фаза №(AbMg5Si4Cu4) только частично Структура более многофазна,, чем структура сплава АЛ4 2,4 * 5 3,5
Частички кремния сфероидизируются, фаза СиА12 реагирует неполностью Структура со- держит, кроме двойной эвтектики a + Si еще и трой- ную a + Si + CuAl2 — 4,0 3,0
Л ; j и. сплава Наиболее типичный фазо- вый состав (кроме «-твер- дого раствора)* Характеристика a-твердого раствора в закаленном состоянии
1 2 3
АЛ 7 СиА1а: Al7Cu2Fe а-твердый раствор достаточно легирован медью до 5%, но при повышенных темпера- турах менее устойчив по сравнению со сплавами А1—Си—Мп и А1—Си—Mg
АЛ8 ₽(A1,Mg2): MgLSi, Al8Fe а-твердый раствор весьма пересыщен магнием (до 11,5%). С повышением темпе- ратуры он быстро распадается
АЛ9 Si. MggSi; Al4Si2i e а-твердый раствор, обедненный и при по- вышенных температу- рах недостаточно ус- тойчивый
Продолжение таблицы 4)а
Взаимодействие вторых фаз с а-твсрдым раствором при температуре закалки Характеристика микроструктуры сплавов Типичные пределы ползучести (®0 j) и Длительной проч- ности (а ) за 100 час., кг! мм* Д.п
°0,2 1 стД.п
300* 250* 300*
4 5 6 7 8
Частички кремния сфероидизируются, фаза СиА12 реагирует полностью При отсутствии железа и кремния структура в зака- ленном состоянии однородна 1,5 4,5 3,0
Фаза P(A!Mg2) ре- агирует полностью В закаленном состоянии структу- ра однородна 0,9 2,5 1,5
Частички кремния сфероидизируются, фаза Mg2Si реагирует полностью Кроме а и Si структура содер- жит фазу Mg2Si, частички которой чрезвычайно малы (их не видно при увеличении 500) 1.0 3,5—3,8 2.5— 2,8**
Сд5
Марка сплава Наиболее типичный фазо- вый состав (кроме а-твер-, дого раствора)*’ Характеристика a-твердого раствора в закаленном состоянии
1 2 3
АЛЗ (при со- держании компонен- тов в преде- лах, соот- ветствую- щих сплаву АЛЗ-1) Si; CuA12; W(AGMgsCu4 Si4); AlSiMnFe a-твердый раствор более легирован и устойчив, чем в спла- ве АЛ5
АЛ11 Si; Zn; Mg2Si а-тверцый раствор пересыщен и легко распадается при по- вышенных температу- рах
АЛ 12 CuA1*2 Al7Cu2Fe a-твердый раствор пересыщен, но мало устойчив при высо- ких температурах (выше 300°)
Продолжение таблицы 41а
Взаимодействие вторых фаз с a-твердым раствором при температуре закалки Характеристика микроструктуры сплава Типичные пределы ползучести (<*0.2) и Длительной проч- ности (®д п ) за 100 час., кг/мм*
”0,2 1 °дп
300° | 250* | 300*
4 5 6 1 7 1 8
Частички кремния сфероидизируются, фаза СиА12 реагирует полностью Структура более многофазна, чем в сплаве АЛ5 3,0 6 4,5
Частички кремния сфероидизируются, фаза Mg2Si с а реа- гирует полностью Структура, ти- пичная для спла- вов типа силумин — 5 3,5
Фаза СпА12 реаги- рует не полностью Сильно гетеро- генная, но недо- статочно устойчи- вая — 5 3,5
Продолжение таблицы 41а
Марка Наиболее типичный фазо- вый состав (кроме а-твер- дого раствора)* Характеристика a-твердого раствора Взаимодейстие вторых фаз с a-твердым раствором при температуре закалки Характеристика микроструктуры Типичные пределы ползучести (•О 2> и Длительной проч- ности (Од.п)за 100 час кг/шл*
сплава в закаленном состоянии сплава °0,2 1 °Д.п
300е | 250® | I 300°
1 2 3 4 5 6 1 7 1 8
АЛ 13 ВЗОО P(Al,Mga); Mg2Si; AlSiMnre S(Al2CuMg) TM(AleCu3Ni) SNi [Al3(CuNi2)J и фазы, содер- жащие Мп и Сг S(Al2CuMg); CuA12, Mg.^Si а-твердый раствор более устойчив, чем в сплаве АЛ8 а-твердый раствор более устойчив, чем у всех остальных ли- тейных алюминиевых сплавов Фаза ₽(Al3Mg2) реагирует полностью, а фазы Mg2Si и AlSiMnFe весьма устойчивы Фаза 5(Al2CuMg) с а полностью реаги- рует, тогда как ос- тальные фазы прак- тически не реагируют Структура до- статочно гетеро- генная Зерна а-твердо- го раствора почти полностью блоки- рованы разветв- ленными и устой- чивыми вторыми фазами 5 4—4,5 10—12 3—3,5 7~ 8****
ВИА n(Al3Si6Mg3Fe) или Al6Sire и фазы, содер-, жащие Мп,Сг Si а-твердый раствор более устойчив, чем в других сплавах типа силумин (АЛ2, АЛЗ, АЛ4, АЛ5, АЛ9, и др) Фазы S(Al2CuMg), Mg2Si и CuA12 реаги- руют полностью, тог- да как другие фазы устойчивы Зерна а-твердо- го раствора бло- кированы устойчи- выми железосо- держащими и дру- гими фазами 4 8 6
• Железосодержащие фазы образуются тогда, когда сплавы содержат примесь железа; фаза MgfrSi в сплавах типа АЛ8 в том случае, когда имеется примесь кремния. *♦ Более низкое значение длительней прочности относится к модифицированным сплавам. •** Значение предела длительной прочности зависит от химического состава сплава. Более высокое значение предела длительной прочности относится к сплаву, содержащему молибден. образуется
Сплавы, сложные по химическому и фазовому составам
197
Таблица 42
Изменение механических свойств сплава ВЗОО в зависимости от режима
термообработки и условий испытания
Предел прочности и длительной прочности за 100 час., кг/мм*
Темпера- тура ис- пытания °C Литой после от- жига при 300* Закаленный Закаленный и состаренный при 175° Закаленный и отпущенный при 300°
°Ь а д. п °ь °Д. п % ад. п °ь °д. п
20 18 17 24 31 22 20
100 18 17 26 — 30 — 22 20
200 18 16 30 — 30 — 22 18
250 17 10 27 9 25 10 20 11
300 16 6 18 5 18 6,5 18 7—8
350 13 3,75 14 3 14 3,2 13 3,5
В заключение следует отметить, что некоторые авторы при
подборе режимов термической обработки для сплавов АЛ1,
ВЗОО и других не придают должного значения роли марганца
в этих сплавах. В литературе имеется указание, что на жаро-
прочность алюминиевых сплавов марганец оказывает такое же
действие, как и никель. Поэтому авторы делают вывод, что ни-
кель в таких сплавах, как АЛ1, может быть успешно заменен
марганцем.
Наши исследования показали, что такое утверждение недо-
статочно обосновано, так как данные испытаний сплавов на
кратковременное растяжение при повышенных температурах
далеко не полностью отражают поведение сплава при длитель-
ных испытаниях с определением пределов длительной прочно-
сти и ползучести.
Сущность различия в поведении марганца и никеля в спла-
вах заключается в следующем. В процессе кристаллизации,
особенно в условиях быстрого охлаждения, марганец входит
в a-твердый раствор во много раз больше (до 0,5%), чем никель.
Поэтому в процессе термической обработки марганец может
существенно влиять на упрочнение зерен a-твердого раствора,
тогда как никель влияет в ничтожно малой степени. Чем выше
температура, тем больше марганец может участвовать в диффу-
зионных процессах с образованием дисперсных частиц фазы
T(Ali2Mn2Cu) и других, тогда как никель в образовании каких-
либо фаз при распаде твердого раствора практически не уча-
ствует, так как еще в процессе кристаллизации он был связан
198
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
в нерастворимых фазах: А1бСи3Ы1 или Al3(CuNi)2. Марганцо-
вистые фазы кристаллизуются в более компактной форме. Ни-
кельсодержащие фазы обычно кристаллизуются в чрезвычайно
разветвленной форме и в основном располагаются по границам
зерен, поэтому они имеют исключительно большую поверхность
соприкосновения с a-твердым раствором и тем самым препятст-
вуют деформации зерен твердого раствора.
Необходимо отметить, что многие литые детали из алюмини-
евых сплавов длительно работают в условиях влияния цикли-
ческих нагревов и охлаждений. Например, некоторые детали
самолета или двигателя работают по такой схеме: запуск (подъ-
ем температуры)-> остановка (охлаждение) и т. д. В этих усло-
виях детали циклически претерпевают повышенные внутренние
напряжения с последующим частичным разупрочнением твер-
дого раствора.
Такие условия работы деталей приводят к сравнительно
быс#рому их разрушению.
Эксплуатация поршневых двигателей воздушного охлажде-
ния показывает, что после 1200 циклов (нагрева во время работы
двигателя и охлаждения после его остановки) некоторые
головки цилиндров из сплава АЛ5 имели усталостные трещины,
расположенные между бобышками (для свечей). Вблизи разру-
шения микроструктура содержит как разрыхленные места, так и
сильно укрупненные частицы кремния, выросшие под воздейст-
вием циклических термических напряжений.
Исследования И. Ф. Колобнева, Н. А. Аристовой и Н. Л. Фи-
латовой по изучению влияния циклических нагревов (до 350°
с выдержкой в течение 15 мин.) и охлаждения в холодной воде
(25°) сплавов АЛ2, АЛ4, АЛ5, АЛ7 и В300 позволяют сделать
следующие основные выводы:
1) сплавы типа силумин (АЛ2, АЛ4 и АЛ5) под воздейст-
вием циклической термообработки склонны к резкому измене-
нию структуры, в частности к росту частиц кремния;
2) сплавы типа твердого раствора (АЛ7) в закаленном со-
стоянии под действием циклической термообработки проявляют
склонность к более быстрому распаду a-твердого раствора и
образованию крупных пластин фазы СиА12, чем при тех же
выдержках и температурах без резкого циклического охлаж-
дения;
3) сплавы АЛ4, АЛ5 и АЛ7 в течение первых 100 циклов
нагрева до 350° и охлаждения в воде проявляют склонность к
заметному изменению размеров, тогда как сплав ВЗОО в этих
условиях практически не изменяется в размерах и также очень
мало изменяется его структура;
4) все сплавы в литом состоянии проявляют меньшую склон-
ность к образованию микротрещин, чем после термической обра-
Влияние природы фаз на эффект термической обработки
199
ботки (рис. 93). Это можно объяснить тем» что в термически об-
работанном на упрочнение состоянии в сплавах возникают боль-
шие остаточные напряжения, создаваемые как межатомными
перемещениями в кристаллической решетке, так и продуктами
Рис. 93. Микроструктура сплава АЛ5 после
300 циклов нагрева до 300° с последующим охлаж-
дением в холодной воде. Х500
распада твердого раствора, коэффициенты линейного расшире-
ния которых отличаются от коэффициента линейного расшире-
ния a-твердого раствора;
5) полученные данные позволяют считать, что метод цик-
лической термической обработки может давать качественные
характеристики степени жаропрочности сплавов. При помощи
этого метода представляется возможным проследить как за по-
ведением частичек различных фаз, так и за изменением погра-
ничных зон между зернами a-твердого раствора.
ВЛИЯНИЕ ПРИРОДЫ ФАЗ НА ЭФФЕКТ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
ЛИТЕЙНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Алюминиевые сплавы в зависимости от легирующих компо-
нентов могут содержать весьма разнообразные металлические
соединения.
В табл. 43 приведены сведения о взаимодействии различных
Влияние фаз на эффект термической обработки алюминиевых литейных сплавов
Таблица 43
Марки 'сплавов Обозначение фаз, кроме а-твердого раствор Основное условие образования фаз в процессе кристаллизации сплава Степень растворимости фаз (или входящих в эти фазы компонентов) при температуре закалки.__ Влияние фаз на эффект
естественного старения искусственного старения
АЛ1 Al2CuMg При средних скоростях кри- сталлизации (литье в землю или кокиль) Полностью переходит в твердый раствор Небольшое Весьма большое
Al6Cu3Mg При средних скоростях кри- сталлизации (литье в землю или кокиль) Малая Практически не влияет Практически не влияет
АЛ2 Si При любых скоростях кри- сталлизации Растворяется до 1,5% Не влияет Практически не влияет
АЛЗ Si При любых скоростях кри- сталлизации Растворяется в малых количествах (~0,3%) Не влияет Не влияет
A12Cu Когда содержание в сплаве меди на верхнем пределе, а магния — на нижнем Полностью переходит в твердый раствор Небольшое Весьма большое
Al2CuMg Когда соотношение содержа- ний меди и магния отвечает 2,65 : 1 (их количества нахо- дятся на верхних пределах) Полностью переходит в твердый раствор Меньшее, чем влияние фазы А12Си Весьма большое •
AlSiFeMn При любых скоростях кри- сталлизации Нерастворима Не влияет Не влияет
Марки сплавов Обозначение фаз, кроме а-твердого раствора Основное условие образования фаз в процессе кристаллизации . сплава
Mg2Si Когда не образуется фазы ^(Al8Si6Mg3Fe)
АЛ4 Si При любых скоростях кри- сталлизации
Mg2Si При невысоких . скоростях кристаллизации (литье в зем- люи кокиль)
AlSiMnFe При невысоких скоростях кристаллизации
АЛ5 Si При любых скоростях кри- сталлизации
Al2Cu Когда содержание магния в сплаве на нижнем пределе, а меди —на верхнем
Mg2Si Когда магний не находится полностью в фазе W
Продолжение табл. 43
Степень растворимости фаз (или входящих в эти фазы компонентов) при температуре закалки Влияние фаз на эффект
естественного старения искусственного старения
Растворяется до 1,0% Слабое Весьма большое
Растворяется в малых количествах (до 0,5%) Не влияет Не влияет
Полностью переходит в твердый раствор Слабое Весьма большое
Практически не раст- воряется Не влияет Не влияет
Растворяется в не- больших количествах (0,3%) Не влияет Не влияет
Полностью переходит в твердый раствор Незначительное Весьма большое
Полностью переходит в твердый раствор Слабое Весьма большое
Марки сплава Обозначение фаз, кроме а-твердого раствора Основное условие образования фаз в процессе кристаллизации сплава
WLMgs Cu4Si4) Когда содержания меди, магния и железа удовлетворя- ют соотношению их в фазе IV7, которая образуется при мед- ленном процессе кристаллиза- ции
АЛб Si При любых скоростях кри- сталлизации
Al2Gu При невысоких скоростях кристаллизации (литье в ко- киль)
Al7Cu2Fe При медленном процессе кристаллизации и присутствии в сплаве железа
АЛ7 CuA12 При любых скоростях кри- сталлизации
АЛ8 P(Al3Mg2) При невысоких скоростях кристаллизации (литье в ко- киль и землю)
Продолжение табл. 43
Степень растворимости фаз (ИЛИ ВХОДЯЩИХ в эти фазы компонентов) при температуре закалки Влияние фаз на эффект
естественного старения искусственного старения
Растворяется частично Не влияет Незначительное
Растворяется в малых количествах (~0,2%) Не влияет Не влияет
В значительной мере переходит в твердый ра- створ Слабое Влияет незначи- тельно
Практически не раст- воряется Не влияет Не влияет
Полностью переходит в твердый раствор Небольшое Большое
Полностью растворя- ется в твердом растворе Практически не влияет Выделение р-фа- зы способствует резкому снижению пластичности и ча- стично прочности сплава
Марки сплавов Обозначение фаз, кроме ' а-твердого раствора Основное условие образования фаз в процессе кристаллизации сплава
АЛ9 Si При любых скоростях кри- сталлизации
Mg2Si При сравнительно медлен- ном процессе кристаллизации (литье в землю и кокиль)
АЛ10В Al2Cu При любых скоростях кри- сталлизации
Si При любых скоростях кристаллизации
Al5SiF.e или Al8Si6Mg3Fe При любых скоростях кри- сталлизации
F(A!X Mg5 Cu4Si4) При невысоких скоростях кристаллизации
АЛ11 Si При любых скоростях кри- сталлизации
Zn При очень медленном про- цессе кристаллизации
Al4Si2Fe При любых скоростях кри- сталлизации
Продолжение табл. 43
Степень растворимости фаз (или входящих в эти фазы компонентов) при температуре закалки / Влияние фаз на эффект
естественного старения искусственного старения
Растворяется в малых количествах (~0,2%) Не влияет Не влияет
Полностью переходит в твердый раствор Практически не влияет Весьма большое
Остается в избытке Очень малое Значительное
Не растворяется Не влияет Не влияет
Не растворяется Не влияет Не влияет
Очень маленькая Не влияет Малое
Не растворяется Не влияет Не влияет
Растворяется Малое Значительное
Не растворяется Не. влияет Не влияет
Марки сплава Обозначение фаз. кроме а-твердого раствора Основное условие образования фаз в процессе кристаллизации сплава
АЛ 12 A12Cu При любых скоростях кри- сталлизации
AI7CU2F6 При любых скоростях кри- сталлизации
АЛ 13 ₽(Al3Mg2) При любых скоростях кри- сталлизации
AlSiMnFe При любых скоростях кри- сталлизации
4Л19 CuA12 При любых скоростях кри- сталлизации
Продолжение табл, 43
Степень растворимости фаз (или входящих в эти фазы компонентов) при температуре закалки Влияние фаз на эффект
естественного 'старения искусственного старения
Остается в избытке Практически не влияет Влияет незначи- тельно
Не растворяется Не влияет Не влияет
Остается в избытке Не влияет Не влияет
Не растворяется Не влияет Не влияет
Полностью растворяет- ся Влияет Очень сильное
Марки сплавов Обозначение фаз, кроме а-твердого раствора Основное условие образования . фаз в процессе кристаллизации сплава \
Т (А1]зМп2 Си) При любых сталлизации скоростях кри-
В14 S(Al2CuMg) При любых сталлизации скоростях кри-
Z7(Al8Sie Mg3Fe) или AlSiFe При любых сталлизации скоростях кри-
Фазы, со- держащие Сг, Мп При невысоких скоростях кристаллизации (литье в ко- । киль)
ВЗОО S(Al2CuMg) При любых сталлизации скоростях кри-
T(AleCu3Ni) Al3(CuNi) При любых сталлизации скоростях кри-
Продолжение табл. 43
Степень растворимости фаз (или входящих в эти фазы компонентов) при температуре закалки / Влияние фаз на эффект
естественного старения искусственного старения
Образуются новые ча- стицы фазы Не влияет Слабое
Полностью растворяет- ся Слабое Сильное
Не растворяется Не влияет Не влияет
Не растворяются Не влияют Не влияют
Полностью растворяет- ся Слабое Сильное
Не растворяются Не влияют Не вл/ияют
Таблица 44
Влияние 100-час. стабилизации на механические свойства литейных алюминиевых сплавов, термически обработанных
по стандартным режимам (сплавы АЛ2 и АЛ 13 термически необработанные)
Марка сплава Механические свойства сплавов при температуре стабилизации, *С
20 150 200 250 300 350
°Ь кг/мм* «. % ’ь кг/мм* % % кг/мм* 8, % °Ь кг, мм* 8, % аь кг/мм* «, % % кг, мм* 8, %
АЛ1 25 0,5 29 0,4 22 1,2 17 2,0 12 6 8 14
АЛ2 18 7 16 9 10 11 9 13 6 15 4 35
АЛ4 24 4 22 4,5 15 8 10 15 5 18 4 30
АЛ5 25 0,8 28 0,6 17 2,5 13 5 7 18 • 4 35
АЛ7 24 5 30 2 18 6 14 8 8 14 5 35
АЛ8 35 18 32 10 22 0,5 10 2,5 5,0 3 4 40
АЛ9 21 3 25 2 14 5 9 15 5 20 4 30
АЛ11 25 2 20 4 13 6 13 8 7 8 5 15
АЛ13 18 4 17 5 15 5 10 8 6 12 5 30
В14А отожженный 20 1,2 20 1,2 20 1,5 14 3 9 5 4,5 7 15 16
В14А 25 1,0 25 0,8 22 1,2 16 2 10 6
закаленный -|- отпущенный 2,5 3,5
B3G0 22 1,2 22 1,5 22 2,0 20 14 И 8
отожженный ВЗ<0 закалочный -|- 25 0,8 25 0,8 25 1,0 22 2,0 14 4 10 10
отпущенный 1
Таблица 45
Типичные механические свойства литейных алюминиевых сплавов в зависимости от режимов термической обработки
при комнатной и повышенной температурах z
Марка сплава Режим । омиче- ск й об- Механические свойства при комнатной температуре Предел прочности при кратко- временном разрыве, кг мм1 при температуре. °C Предел длительной прочности за |О0 час., кг/мм* при температуре, °C Предел пол- зучести (ос- таточная де- формация 0,2) За 1 00 час. при темпе- ратуре 30е %
работки кг/мм1 кг/мм1 «. % нв кг мм9 200 250 300 200 250 300
АЛ1 Т5 Т7 25,0 22,0 22,0 18,0 0,6 1,2 100 90 18,0 16,0 14,0 13,0 7,0 5,5 3,7
АЛ2 Т2 | 16.0 9,0 5,0 50 15,0 | 13,0 8,0 | 7,0 4,0 2,8 1,2
АЛЗ Т1 T2 Т5 Т7 20,0 18,0 24,0 21,0 17,0 14.0 18,0 1,0 1.5 0,8 1,0 70 65 75 70 18,0 15,0 10,0 9,0 6,0 3,5 2,5
АЛ4 Т1 Т5 Тб 18,0 • 22,0 24,0 14,0 17,0 18,0 2,0 4.0 3,6 65 70 75 16,0 14,0 10,0 8,0 5,0 3,0 1,25
АЛ5 Т1 Тб Т7 18,0 26,0 20,0 15,0 18,0 0.8 1,5 65 75 70 18,0 15,0 11,0 9,0 6,0 3,5 2,4
АЛ6 Т2 17,0 11,0 2,0 | 55 — — — — — — —
АЛ7 T4 Т5 24,0 26,0 16,0 20,0 7,0 3.0 65 85 18,0 14,0 10,0 10,0 6,0 3,0 —
АЛ8 T4 35,0 17,0 10.0 1 70 22,0 15,0 9,0 8,0 1 4,0 1 1.5 1,0
АЛ9 Т4 Т5 19,0 22,0 14,0 16,0 5,0 3,0 50 75 14,0 11,0 9.0 6,0 4,5 2,8 1,2
АЛ 11 Т2 | 22.0 15,0 1 2,0 | 80 — — —- — — — —
Продолжение табл. 45
Марка сплава Режим термиче- ской об- Механические свойства при , комнатной температуре , Предел прочности при кратко- временном разрыве, кг мм*, при температуре, °C Предел длительной прочности за 100 ч ас., кг, мм* при температуре, °C Предел пол- зучести (остаточная деформация 0,2) за 100
работки °Ь кг! мм* as кг. мм* 5. % нв кг мм* 200 250 300 200 250 300 час. при тем- пературе 30° %
АЛ 12 Т2 18,0 13,0 1,5 75 15,0 18,0 10,0 — — — —
АЛ13 Т2 17,0 11,0 3,0 65 — — — — — — —
АЛ 19 Т4 Т5 32,U 36,0 18,0 25,0 8,0 4,0 80 100 26,0 26,0 19,0 19,0 15,0 15,0 16,0 16,0 12,0 12,0 6,5 6,5 —
ВИН-3 Т4 26,0 18,0 4,0 90 20,0 18,0 14,0 9,0 5,0 2,0
В14А Т6 Т7 30,0 21,0 23,0 19,0 0,8 0,8 80 65 20,0 16,0 13,0 14,0 9,0 5,5 4,0
ВЗОО Прим химическол зовых прев ния на вер при миним печивается Т2 Тб Т7 е ч а н и я: iy составу вращениях i хнем предел альном зн максималь 21,0 зи,о 22,0 1. Привед указанных при термин ie сплавов j ачении отн< ная пласти 25,0 20,0 енные да» сплавов. П еской o6pai \ЛЗ, АЛ4, / □сительного чность при 1,2 0,7 1,5 1ные п овышен ботке, 1Л5, АЛ удлин миним; 65 80 75 о мех; ие или вызывав 9 можнс ения. 1ЛЬНОЙ 21,0 1ническим । понижение it резкое i • получить 1 В случае i прочности. ' 20,0 свойствам / содержания изменение к иаксимальн содержания Изменение 16,0 штейных aj основных механически ые значени магния на прочности : 18,0 поминиевых легирующи: х свойств. Т я пределов нижнем п| может дост 12,0 сплавов о х компонен а к, наприм прочности эеделе в у игать 30%, 7,0—8,6 тносятся к тов, участ! ер, при coj и текучее казанных а пласти 5,0 номинальному вующих в фа- цержании маг- :ти, твердости сплавах обес- чности — 100%,
по сравнению с данными номинального состава.
2. В модифицированном состоянии все сплавы типа силумин (АЛ2, АЛ4, АЛ9) имеют предел длительной прочности на 10—20% ни-
же, чем в немодифицированном состоянии.
3. Сплав ВЗОО с молибденом при температуре 300° имеет предел длительной прочности за 100 час. не менее 8 кг/мм1.
4. В случае необходимости получения прочностных характеристик сплавов, отличных от указанных, следует изменять скорость охлаж-
дения при закалке, применяя различные среды охлаждения (вода, масло, расплав солей и др.) или различные режимы искусственного
старения или изменяя температуру нагрева и длительность выдержки.
5. Испытания при повышенных температурах проводились по общепринятым методам, а именно:
а) кратковременные испытания на растяжение на образцах диаметром 12 мм после нагрева в течение 30 мин. при температуре
испытания; б) длительная прочность определялась на образцах диаметром 10 мм методом растяжения при заданных температурах
в течение 100 час. без разрушения; в) предел ползучести определялся на отдельно отлитых образцах при температуре 300° при пластической
остаточной деформации 0,2%. Данные пределы ползучести относятся к остаточной деформации.
6. Для повышения пластичности сплава ВЗОО рекомендуется применять: изотермическую закалку: температура нагрева под закал-
ку та же, а закалка в селитре, нагретой до 250°, с выдержкой отливок в течение 5 час.
Таблица 46
Микротвердость металлов и алюминевых сплавов при температурах 20 и 300°
и длительных выдержках под нагрузкой 10 г
Наименование Микротвердость, кг/мм2, при температуре, °C
20 300
30 сек. 30 сек. 30 мин. Абсолют- ное пад^- ние Паде- ние, % 60 мин. Абсолют- ное паде- ние Паде- ние, %
Цинк 60,0 32,7 5,2 27,5 84,1 3,3 29,4 89,9
Магний4 44,3 17,9 6,3 11,6 64,8 5,8 12,1 67,6
Алюминий 25,6 15,4 9,6 5,8 37,6 8,2 7,2 46,7
Медь 112,0 55,8 29,3 26,3 47,1 18,0 37,8 67,7
Никель 207,0 185 134 51,0 27,5 109 76 41,0
Армко-железо . . . 364 312 232,5 79,5 25,4 197 115 36,8
Марганец 941 825 . 588 237 28,7 533 292 35,8
Кремний 1230 1223 1010 213 17,4 800 423 34,6
Сплавы
I группа (50—150 кг/мм2)
3(AkMg2) 281 269 109,6 159,4 59,4 64,7 204,3 76,0
Mg2Si • ’ 433 380 134 246 64,7 93,7 286,3 75,3
TMg(AleMg4Cu) . . . 414 400 191 209 52,2 146 254 63,5
422 350 .156,5 193,5 55,2 117 233 66,5
II группа ( 150—250 кг/мм2)
Mg2Si 1536 403 240 163 40,44 177 226 56,0
CuA12 531 481 266 215 44,7 201 230 58,7
III группа (250—350 кг/мм2)
S(Al2CuMg) 564 476 310 166 34,8 253 223 46,8
Al7Cu2Fe 595 571 287 234 49,7 259 312 54,6
^(Al^MgsCujSi,) . . 580 430 314 116 27,0 262 168 39,0
IV группа (350—550 кг/ мм2)
AlsNi 595 585,5 417 168,5 28,7 354 231 39,5
A17Cu 520 528 458 70 13,3 371,5 156,5 29,6
П (Al8SicMgsFe) . . . 585 571 467 104 18,0 376 195 34,1
Al6Mn 686 643 547 96 14,9 412,5 230,5 35,8
V группа (550—800 кг/мм2)
TMn(Al12Mn2Cu) . . 628 628 539 89 12,6 452 166 26,4
TSi(Al10Mn2Si) . . . 880 780 588 192 24,0 465 315 40,3
Al4Mn . 835 794 634 160 20,15 476 318 40,0
a (AlSiFe) 1097 861 650 201 24,5 517,5 343,5 39,8
Al3Fe . . . . * . 1147 1074 769 306 28,4 531 514 47,8
TNi(Al6Cu3Ni) .... 987 857 639 218 25,4 570 287; 33,4
3 (AlSire) 1147 1058 880 178 16,8 785 273 25,8
14 II. Ф. Колобнев
Таблица 47
_______________________Типичные режимы термической обработки литейных алюминевых сплавов
Марка спла- ! ва Обозначение 1 термической обработки Закалка Отпуск Условия работы деталей
темпера- тура наг- рева °C время выдер- жки час. охлажда- ющая сре- да и темпе- ратура, °C темпера- тура наг- рева, °C время выдер- жки, час. охлажда- ющая сре- да
АЛ1 Т5 515±5 2-5 Вода 20—100 175±10 3-5 Воздух Детали средней нагруженности
Т7 515±5 2—5 Вода 20— 100 или воздух 220±10 2—4 » То же
АЛ2 Т2 — — — 250—290 2-3 » Детали малой нагруженности
АЛЗ Т1 — — — 180±5 3-5 » То же
Т2 — — — 290±10 2—4 » Детали, требующие постоянства размеров и снятия остаточных напряжений
Т5 515±5 3—6 Вода 20—100 175±5 3-5 » Крупные детали большой нагруженности, работа- ющие при температуре до 175°
Т7 515±5 3-6 Вода 230±5 3-5 Воздух Детали, работающие при температурах 175—250°
АЛ4 Т1 — — — 175±5 5-17 Воздух Детали средней нагруженности
Тб 535±5 2—6 Вода 20—100 175±5 10—15 Крупные детали большой нагруженности
АЛ5 Т1 — — — 180±5 5—10 > Детали средней нагруженности
Тб 525±5 3-5 Вода 20—100 180±5 5—10 » Крупные детали большой нагруженности
Т7 525±5 3-5 Вода 20— — 100 или масло 230-25( 3-5 Воздух
АЛ6 Т2 — — — 290±10 3 »
АЛ7 Т4 Т5 515±5 515±5 10—15 10—15 Вода 20—100 Вода 20—100 150±5 2-4 Воздух
АЛ8 Т4 430±5 8-20 Вода 20-100 или мас- ло — — —
АЛ9 Т4 Т5 535±5 535±5 2-6 2-6 Вода 20—100 То же 150±5 1-3 Воздух
АЛ11 Т2 — — — 290±10 3 Воздух
АЛ12 Т2 Т7 515±5 3-5 е Вода 80—100 290±10 200-250 3 3 Воздух Воздух
Детали, работающие при повышенных температурах
Детали, требующие постоянства размеров и снятия
остаточных напряжений
Детали, требующие повышенной прочности и пластич-
ности
Детали, требующие повышенного предела текучести
и повышенной твердости.
Для изготовления деталей, работающих при темпера-
турах 150—175°, должен применяться алюминий марки
не выше чем А00
Меньшее время выдержки при нагреве рекомендуется
применять для тонкостенных деталей. Детали, отлитые
с резкими переходами в сечениях, рекомендуется зака-
ливать в масле
Детали, требующие повышенной пластичности
Детали, требующие повышенного предела текучести
и повышенной твердости
Детали, требующие постоянства размеров и снятия
остаточных напряжений
Детали, требующие постоянства размеров и снятия
остаточных напряжений
Поршни
Марка спла- ва Обозначения термической обработки Закалка Отпуск
темпера- тура наг- рева, °C время выдер- жки час. охлажда- ющая сре- да ^тем- пература °C темпера- тура наг- рева, °C Время выдер- жки час охлажда- ющая сре- да
ЛЛ19 Т4 Т5 Ступен- чатый на- грев: 535±5 545±5 Ступен- чатый нагрев: 535±5 545±5 7—9 7-9 Вода 20—100 То же 175±5 3 Воздух
ВИ 11-3 Т4 425±5 8—24 Вода 20—100 или мас- ло — — 1
Bl 4А Т5 Т7 500±5 515±5 500±5 515±5 2—3 2—3 Вода 20—100 или масло То же 175±5 250±5 5 3—5 Воздух »
L 1
Продолжение табл. 47
Условия работы деталей
Детали, требующие повышенной пластичности
Детали, требующие повышенного предела текучее
Меньшее время выдержки рекомендуется примен:
для тонкостенных деталей. Детали, отлитые с резк!
переходами в сечениях, рекомендуется закаливать
масле. При наличии печей с точными приборами т
пература нагрева под закалку может быть повыш
до 430°
Детали с максимальной прочностью, работающие j
температуре до 200°
Детали, работающие при температуре 250°
1 | 1
ВЗОО Т2 — — — 300±5 3—10 Воздух Детали, требующие постоянства размеров или снятия остаточных напряжений
' Тб Ступен- чатый нагрев: 500±5 525±5 2-5 Вода 20-100 или масло 175±5 5 » Детали с максимальной прочностью, работающие при температурах 150—200°
Т7 Ступен- чатый нагоев: 500±5 525±5 2-5 Вода - 20^-100- или масло 300±5 3—10 » Детали, работающие при температурах 275—350°
Примечания: 1. Выбор режима термической обработки обусловливается природой сплава и назначением деталей, при этом
особенно необходимо учитывать их рабочие температуры. Так, например, в случае применения деталей из сплава ВЗОО при температурах
275—350° рекомендуется проводить отпуск при температуре 300°. Время выдержки устанавливается в зависимости от структуры сплава (ме-
тода литья) и требований, предъявляемых к деталям по механическим свойствам.
2. В целях снижения остаточных термических напряжений и уменьшения возможности образования трещин при закалке рекомен-
дуется проводить охлаждение в воде при повышенных температурах или в масле. Для снижения остаточных напряжений и предотвращения
коробления в тонкостенных деталях и деталях сложной конфигурации рекомендуется в качестве закалочной среды применять кипящую воду
или нагретое масло. С этой же целью рекомендуется применять изотермическую, закалку (совмещение более мягкой закалки с от-
пуском).
3. Сущность изотермической закалки заключается в нагреве деталей до обычно принятой температуры закалки, выдержке при этой
температуре, как и при обычной закалке, в течение времени, необходимого Для получения однородного твердого раствора, и быстром neper
носе деталей в закалочную среду. Температура и время выдержки в закалочной среде определяются природой сплава и требованиями по
механическим свойствам, предъявленным к деталям.
4. Уменьшение остаточных"термических, напряжений может 15ыть "достигнуто путем продолжительного отпуска при наиболее высокой
температуре или применением отжига, чтр определяется соответствующими ..требованиями, предъявляемыми к деталям.
214
Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов
фаз «-твердым раствором при различных температурах, которые
предопределяют успех применения того или другого режима
термической обработки.
В табл. 44 приведены механические свойства литейных алю-
миниевых сплавов в зависимости от различных режимов их тер-
мической обработки.
В сводной табл. 47 приведены типичные режимы термиче-
Таблица 48
Механические свойства сплавов, испытанных при низких
температурах
Спла- вы Состояние материала Темпера- тура ис- пытания °C °ь кг/мм* 6 % ak кгм/см*
АЛ2 Литой в песчаные формы —40 —70 19 20 9 8 0,6 0,5
АЛ4 Литой в песчаные формы, тер- —40 28 3,5 0,25
мически обработанный по —70 29 2,8 0,25
режиму Тб — 196 33 2,5 0,25
В300 То же, термически обработан- ный по режиму Т7 —40 21,Q 0,8
—70 21,5 0,8 —
Отожженный —40 —70 20,0 21,0 0,8 0,8 —
В14А То же, термически обработан- —40 19 0,5
ный по режиму Т7 —70 20 0,5 —
Отожженный —40 —70 17 18 0,5 0,5 —
АЛ19 То же, термически обработан- ный по режиму Т4 —40 28 6,5
—70 28 6,5 —
То же, термически обработан- —40 30 5,0 —
ный по режиму Тб —70 30 5,0 —
Влияния природы фаз на эффект термической обработки 215
ской обработки литейных алюминиевых сплавов, широко при-
меняемых в промышленности, с учетом их назначения.
В табл. 48 приведены данные механических свойств отдельно
отлитых образцов литейных алюминиевых сплавов, испытанных
при пониженных температурах. Из данных этой таблицы (заим-
ствованных из работ С. Е. Беляева) видно, что механические
свойства литейных алюминиевых сплавов при низких температу-
рах очень мало изменяются по сравнению с данными, получен-
ными при комнатной температуре.
ГЛАВА IH
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ДЕФОРМИРУЕМЫХ
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Деформируемые алюминиевые сплавы по сравнению с типич-
ными литейными сплавами отличаются хорошей обрабатывае-
мостью методами прокатки, штамповки и прессования. В дефор-
мированном состоянии после упрочнения термической обработ-
кой сплавы Д1, Д6, Д16, АК4, АК6, АК8, В95, ВД17, Д19, Д20,
Д21 и другие обладают более высокими механическими свой-
ствами, чем литейные сплавы. Поэтому деформируемые сплавы
в виде листов, труб, прутков, профилей и поковок нашли широ-
кое применение в различных отраслях народного хозяйства. При-
чем с 1907 г. до 30-х годов среди деформируемых алюминиевых
сплавов доминирующее место занимали сплавы типа дур алюмин,
относящиеся к системе А1 — Си — Mg — Мп, а позднее начинают
широко распространяться сплавы следующих систем: А1—Mg—
— Si; Al — Mg — Si — Cu; Al — Zn — Mg —Си и др.
Все высокопрочные деформируемые алюминиевые сплавы об-
ладают пониженной коррозионной стойкостью. Поэтому листовые
материалы из таких сплавов обычно применяются в плакирован-
ном состоянии. С этой целью наружная поверхность листов из
сплавов, например типа дуралюмин, покрыта слоем чистого алю-
миния, а из сплава В95 — слоем сплава алюминия с 1 % Zn или
с 3,5% MgZn2; толщина плакирующего слоя обычно колеблется
от 2 до 4% толщины листа.
По физико-химическим и технологическим свойствам все де-
формируемые алюминиевые сплавы можно подразделить на сле-
дующие группы:
1) малолегированные и термически не упрочняемые сплавы
(АМц, АМг и др.);
2) сплавы типа дуралюмин системы А1 — Си — Mg — Мп
(Д1, Д6, Д16, ВД17 и др.);
3) сплавы систем А1—Mg—Si и Al — Mg—Si — Си (AB,
AK6, AK8);
4) сплавы системы Al — Си—Mg — Fe — Ni (AK2, AK4,
AK4-1);
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
217
5) сплавы системы А1 — Си — Мп (Д20, Д21);
6) сплавы системы А1 — Zn — Mg — Си (В95, В95-1, В94,
В96 и др.).
Малолегированные и термически не упрочняемые сплавы
К этой группе относятся алюминий, с постоянными примесями
железа и кремния, а иногда и с добавкой титана; сплав АМц и
семейство сплавов типа магналий с содержанием 2—7% Mg. Эти
сплавы отличаются наиболее высокой коррозионной стойкостью»
высокой пластичностью и хорошей свариваемостью. Основное
упрочнение этих сплавов достигается нагартовкой. Благодаря хо-
рошей свариваемости сплавы АМц, АМг, АД и АМгЗ нашли ши-
рокое применение в сварных конструкциях в виде листов, прутков»
профилей и труб.
Сплавы типа дуралюмин
Сплавы типа дуралюмин отличаются хорошим сочетанием
прочностных характеристик и технологических свойств.
Наиболее известным представителем сплавов типа дуралю-
мин долгое время считали сплав Д1. Но сплавы, разработанные
позднее (Д6, Д16), имеют более высокие механические свойства,
поэтому они за последнее время все более вытесняют сплав Д1
из производства полуфабрикатов.
Большинство сплавов типа дуралюмин применяется в зака-
ленном и естественно состаренном состоянии. Однако все эти
сплавы, предназначенные для работы при повышенных темпера-
турах (150° и выше), рекомендуется применять в искусственно
состаренном состоянии.
В качестве заклепочных сплавов в настоящее время широко
применяются три сплава: В65, Д18 и Д19. Основное преимуще-
ство первых двух сплавов заключается в том, что они могут рас-
клепываться в любое время после закалки, тогда как сплавы
Д1 и Д16 могут расклепываться только короткое время после за-
калки.
Сплав Д19 применяется для изготовления заклепок в тепло-
прочных конструкциях, т. е. работающих при повышенных тем-
пературах. Сплав Д19 позволяет производить расклепку в тече-
ние 2—6 час. после закалки. Сплав Д19 в интервале температур
175—200° по прочности имеет некоторое преимущество по срав-
нению со сплавом Д16, поэтому он находит применение также в
виде листов и пресованных изделий.
Сплав БД 17 применяется в основном для лопаток нагнета-
телей.
218
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
Сплавы систем А1 — Mg — Si и Al — Mg — Si — Си
Сплавы АВ (АК5), АК6, АК8 как по химическому, так и по
фазовому составу значительно отличаются один от другого.
Основное отличие этих сплавов заключается в различном
содержании меди. По мере повышения содержания меди проч-
ность сплавов повышается, но при этом технологические свойства
ухудшаются. Следовательно, сплав АВ (АК5) отличается мень-
шей прочностью и большей пластичностью, тогда как сплав АК8,
наоборот, более высокой прочностью и меньшей пластичностью.
Однако все эти сплавы имеют хорошие технологические свойства:
из них методом непрерывного литья хорошо отливаются крупные
слитки, которые хорошо куются. Это обусловило широкое при-
менение сплавов в различных областях промышленности.
Сплавы АВ (АК5), АК6, АК8 после закалки могут упрочнять-
ся как при естественном, так и при искусственном старении. При
этом прочность может быть достигнута такая же, как и у сплавов
типа дуралюмин, а технологические свойства выше.
Сплавы системы А1 — Си — Mg — Fe — Ni
(АК2, АК49 АК4-1)
Сплавы этой группы обладают хорошими ковочными свойст-
вами, поэтому они нашли широкое применение для ковки и штам-
повки поршней, картеров, и других деталей, имеющих сложные
конфигурации. Из сплавов АК4 и АК4-1 изготовляют детали ко-
лес компрессоров, воздухозаборников, крыльчатки мощных вен-
тиляторов, лопатки и другие детали, работающие при повышен-
ных температурах.
Сплавы системы А1 — Си — Мп (Д20, Д21)
Сплавы Д20 и Д21 отличаются повышенной прочностью при
высоких температурах. Хотя сплав Д20 при комнатной темпера-
туре по прочности и уступает сплавам Д6, Д16 и ВД17, но обла-
дает более высокими показателями длительной прочности в ин-
тервале температур 250—350°. Он также обладает хорошими тех-
нологическими свойствами (легко прокатывается и куется) и
удовлетворительной свариваемостью. К недостаткам сплава Д20
следует отнести пониженную коррозионную стойкость, особенно
в сварном шве, который требует специальной коррозионной за-
щиты.
Сплав Д21 при температурах до 250° обладает более высокой
прочностью, чем сплав Д20, но при больших температурах жаро-
прочность последнего выше. К недостаткам его можно отнести
плохую свариваемость.
Химический состав деформируемых алюминиевых сплавов
Таблица 49
Марка сплава Химический состав, %
Си Mg Мп Ni Fe Si Zn Cr Al
АД — — — 98,8
АД1 — — — — — — — — 99,8
АМц — — 1,0—1,6 — — — — — Остальное
АМг 2,0—2,8 0,15—0,4 (или хром в том же количестве) — — — — — »
АМгЗ — 3,2—3,8 0,3—0,6 — — 0,5—0,8 — — »
АМг5 — . 4,0—5,5 0,3—0,6 •— — — — —
АМгб — 5,8-6,8 0,5—0,8 Титан 0,02—0,1 — — — — »
Д1 3,8—4,8 0,4—0,8 0,4—0,8 — — 0,5—0,8 — — >
Д6 4,6—5,2 0,65—1,0 0,5—1,0 — — — — — >
Д7 3,0—4,0 0,25—0,5 0,25—0,5 — — — — — »
Д16 3,8—4,9 1,2—1,8 0,3—0,9 — — — — — »
Д1П 3,8-4,5 0,4—0,8 0,4—0,8 — — — — — >
ДЗП 2,6-3,5 0,3—0,7 0,3—0,7 — — — — — »
Д16П 3,8—4,5 1,2—1,6 0,3—0,7 — — — — — »
Д18П 2,2—3,0 0,2—0,5 — — — — — — »
Продолжение табл. 49
Химичесг ий состав, %
Марка сплава Си Mg Мп Ni Fe Si Zn Сг Al
В65 ВД17 В20 3,9—4,5 2,6—3,2 6,0-7,0 0,15-0,3 2,0—2,4 0,3-0,5 0,45—0,7 0,6—0,8 Титан — — — — Остальное
Д21 АВ 6,0—7,0 0,25—0,45 0,4—0,8 0,1-0,2 Титан 0,1—0,2 — — — — »
0,2-0,6 0,45-0,9 0,15—0,35 (или хром — — — — Остальное

в том же
АК АК2 количестве)
3,5-4,5 0,4—0,8 — 1,8-2,3 0,5—1,0 4,5—6,0 0,5-1,0 — » »
АК4 1,9-2,5 1,4—1,8 — 1,0—1,5 1,1—1,6 0,5—1,2 »
АК4-1 1,9—2,5 1,4-1,8 — 1,0-1,5 1,1—1,6 — Титан — »
АК6 1,8-2,6 0,4-0,8 0,4—0,8 0,7—1,2 0,02-0,1 »
АК8 3,9-4,8 0,4—0,8 0,4—1,0 — — 0,6—1,2 »
Алд — 0,5-0,9 — — 0,2—0,5 0,8—1,0 »
Д12 — 0,8—1,3 0,9—1,4 — ;— —— __ »
В94 1,8-2,4 1,2-1,6 — Титан 0,02—0,08 — — 6,0—6,7 — »
В95 1,4-2,0 1,8-2,8 0,2—0,6 — — — 5—7,0 0,1—0,25 >
В95-1 0,3—1,0 1,2-2,0 0,3—0,8 7,0—8,0 »
Сплавы алюминия с марганцем и магнием (АМц и АМг)
221
Сплавы системы А1 — Zn — Mg — Си
(В95, В95-1, В94, В96 и др.)
Сплавы этой группы отличаются наиболее высокой прочно-
стью при комнатной температуре по сравнению со всеми други-
ми алюминиевыми сплавами. К недостаткам этих сплавов следует
отнести: повышенную склонность к коррозии под напряжением,
пониженную технологичность, повышенную чувствительность к
повторным нагрузкам. Для сведения к минимуму этих недостат-
ков потребовалось разрабатывать более совершенную техноло-
гию литья и обработки давлением. Из сплавов В95 и В95-1 из-
готовляют листы, прутки, профили, трубы и различные поковки.
Сплав В94 нашел применение как самый прочный заклепоч-
ный сплав при комнатной температуре. Сплав В96 является наи-
более прочным из всех алюминиевых сплавов. Однако в нем про-
являются в еще большей степени все недостатки, характерные
для сплавов этой группы.
Следует отметить, что сплав В95-1 хотя и несколько уступает
по прочности сплаву В95, но зато превосходит последний по тех-
нологическим свойствам.
В табл. 49 приведен химический состав деформируемых алю-
миниевых сплавов.
СПЛАВЫ АЛЮМИНИЯ С МАРГАНЦЕМ И МАГНИЕМ (АМц и АМг)
Сплавы типа АМц и АМг (АМгЗ, АМг5, АМгб) отличаются
высокой коррозионной стойкостью и пониженной степенью пере-
сыщения a-твердого раствора. Поэтому полуфабрикаты из этих
сплавов мало упрочняются термической обработкой (закалкой).
При этом следует отметить, что в закаленном состоянии проч-
ностные характеристики сплавов типа магналий повышаются с
увеличением содержания в них магния.
Полуфабрикаты из сплавов типа АМц и АМг обладают повы-
шенными технологическими свойствами. Поэтому они нашли са-
мое широкое применение для изготовления деталей, получаемых
методами глубокой вытяжки и штамповки. Эти сплавы также об-
ладают и повышенной свариваемостью. Поэтому значение таких
сплавов все время возрастает в связи с расширением областей их
применения в сварных конструкциях.
Сплавы системы А1 — Мп
Состав и свойства сплава АМц
Сплав АМц содержит 1,0—1,6% Мп и примесей не более
0,7% Fe, 0,6% Si, 0,2% Си, 0,1% Zn, 0,05% Mg, прочих приме-
сей 0,1%, остальное алюминий.
222 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
Сплав АМц отличается от многих других деформируемых алю-
миниевых сплавов высокой пластичностью, хорошей коррозион-
ной стойкостью и отличной свариваемостью. Поэтому он нашел
преимущественное применение для изготовления сварных баков,
а также в виде разнообразных полуфабрикатов, предназначенных
для изделий не несущих повышенных нагрузок.
Из этого сплава изготовляют листы, плиты, фольгу, прутки,
проволоку, прочность которых составляет аь = 11 4- 20 кг!мм7
при относительном удлинении выше 20%. Следует отметить, что
больше всего из сплава АМц изготовляют листовой материал.
Листовой материал из сплава АМц поступает на заводы-потре-
бители в отожженном (хМ), полунагартованном (П) и нагарто-
ванном (Н) состояниях, но больше всего применяются материа-
лы двух первых категорий. Из сплава АМц также изготовляются
и заклепки, которые перед установкой на место не подвергают
термической обработке. Заклепки из сплава АМц употребляют
для клепки баков.
Эффект от применения термической обработки алюминиевых
сплавов типа АМц, в которых марганец является основным леги-
рующим компонентом, резко отличается от эффекта, получаемого
на других алюминиевых сплавах, не содержащих марганца. Пере-
сыщенный твердый раствор марганца в алюминии фиксируется
уже в процессе кристаллизации. В этом случае температура кри-
сталлизации является одновременно и температурой закалки (за-
калка из жидкого состояния). Следовательно, чем выше ско-
рость кристаллизации, тем больше степень пересыщения твер-
дого раствора марганца в алюминии. Коэффициент диффузии
марганца во много раз меньше, чем у других легирующих эле-
ментов (меди, магния, цинка), поэтому присутствие марганца в
твердом растворе алюминия оказывает сильное влияние на повы-
шение температуры рекристаллизации сплавов.
Эффект закалки сплавов с марганцем в процессе их кристал-
лизации значительно превосходит эффект закалки тех же сплавов
в твердом состоянии. Например, для сплава АМц закалку осу-
ществляли при температуре 650°, весьма близкой к температуре
плавления эвтектики а + А16Мп (658,0°). Эффект закалки был
ниже эффекта закалки из жидкого состояния. Установлено,
что чем выше скорость кристаллизации, тем в большей мере
фиксируется степень пересыщения твердого раствора марганца
в алюминии. Тем не менее абсолютный эффект закалки 'сплава
АМц незначителен.
В равновесных условиях a-твердый раствор может содержать
следующие количества марганца:
Температура, °C........................... 658 626 570 500
Содержание Мп, %.......................... 1,82 1,35 0,75 0,36
Сплавы алюминия с марганцем и магнием (АМц и АМг)
223
Однако чем выше скорость кристаллизации, тем больше воз-
можность образования сильно пересыщенных твердых растворов.
А. А. Бочвар считает, что большие скорости охлаждения огра-
ничивают процессы первичной диффузии, что и создает разницу
в составах жидкого и твердого растворов [5]. Это же подтверж-
дает и Д. А. Петров [195].
В работах И. Л. Рогельберга, Е. С. Шпичинецкого и В. В. Чут-
ко (196] было показано, что в условиях высокой скорости кристал-
лизации может образовываться a-твердый раствор, содержащий
3,65% Мп. Аналогичные результаты были получены и в иссле-
довании И. Н. Фридляндера и Н. С. Суворовой [197]. Фалькен-
хаген и Гофман [198] применили для сплава алюминия с марган-
цем весьма высокие скорости кристаллизации и охлаждения
25000° С/сек, для кристаллизации жидкого расплава и
5000° С/сек. для охлаждения затвердевшего сплава. Они устано-
вили, что в поверхностных слоях отливки a-твердый раствор со-
держал до 9,2% Мп, что в 6,7 раза превышает значение равно-
весной растворимости, при этом в более глубоких слоях отливки
растворимость марганца резко снижалась.
На растворимость марганца в алюминии в значительной мере
влияют другие компоненты сплавов и примеси. Например, при-
месь железа вызывает резкое снижение растворимости марганца.
Кроме того, железо растворяется в фазе А16Мп, способствуя об-
разованию грубых пластинчатых кристаллов, имеющих более
высокую микротвердость (до 704 кг!мм2), чем у фазы А16Мп.
Такие кристаллы способствуют понижению как литейных, так и
механических свойств сплавов, особенно их пластичности. Ука-
зывается, что железо растворяется в фазе А16Мп до 13% (один
атом железа замещает один атом марганца). В литературе этой
фазе приписывают следующую формулу: Al6(Fe, Мп).
Примесь кремния участвует в образовании тройной фазы
Al10Mn2Si с содержанием 26,6% Мп и 8% Si. Это соединение
имеет кубическую решетку; оно также способно растворять желе-
зо, но в меньшей степени, чем фаза А1бМп. Такое поведение при-
месей железа и кремния способствует понижению эффекта тер-
мической обработки сплавов с марганцем.
Фазовый состав сплавов типа АМц
В работе Дикса, Финка и Уиллея [199] было установлено, что
при температуре 820° (см. рис. 63) путем перитектической реак-
ции (Ж 4- А13Мп±^ а 4- А14А\п) образуется фаза А14Мп, содер-
жащая 33,74% Мп. Эта фаза принадлежит к гексагональной си-
стеме. Такое соединение имеет весьма высокую микротвердость
(Н = 835 кг)мм2 при комнатной температуре и = 486 кг!мм2
при 300°).
224
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
В свою очередь это соединение при температуре 710° реаги-
рует с расплавом и при перитектической реакции образует фазу
А16Мп (Ж + А14МП а + А1бМп). Это соединение содержит
25,35% Мп и принадлежит к ромбической системе. Оно также об-
ладает сравнительно высокой микротвердостью (Н=686 кг! мм2,
а при температуре 300° = 412 кг!мм2). Такая высокая микро-
твердость этих фаз при температуре 300° благоприятно сказы-
вается на повышение жаропрочности алюминиевых сплавов.
Приведенная на рис. 63 диаграмма состояния сплавов систе-
мы А1 — Мп отличается крайне малым вертикальным интервалом
кристаллизации твердых растворов (0,5—1,0°) и значительной
протяженностью горизонтального интервала кристаллизации. Из
этого можно сделать вывод, что при неравновесных условиях кри-
сталлизации в сплавах может создаваться возможность образо-
вания трех фаз: а, А14Мп и А16Мп, а также внутрикристалличс-
ской ликвации.
Термическая обработка сплавов типа АМц
Двойные сплавы А1 — Мп и А1 — Сг (рис. 94) обладают боль-
шой склонностью к переохлаждению и образованию при кристал-
лизации сильно пересыщенных твердых растворов. Таким обра-
зом, твердый раствор алюминия с хромом или марганцем зака-
ливается еще в процессе кристаллизации. Поэтому при всех даль-
нейших воздействиях температуры выше 200° (при отжиге, прес-
совании и т. д.) будет идти процесс распада твердого раствора
с образованием ультрадисперсных частиц марганцовистых и дру-
гих аналогичных фаз.
В исследованиях С. М. Воронова, В. И. Елагина, Т. А. Вла-
совой, В. И. Добаткина, И. Н. Фридляндера, Н. Б. Кондратьевой
и других отмечается, что содержание марганца в двойных спла-
вах АМц и более сложных способствует значительному повыше-
нию прочности и снижению пластичности в прессованном состоя-
нии по сравнению с прочностью в холоднодеформированных из-
делиях тех же’сплавов.
Упрочнение прессованных сплавов, содержащих марганец,
связано с механизмом образования a-твердого раствора в процес-
се кристаллизации и с характером его распада при термической
обработке. Такое явление принято называть пресс-эффектом.
Механизм влияния марганца, а также ему подобных элемент
тов на упрочнение алюминиевых сплавов отдельными авторами
понимается по-разному. Так, например, Ункель [200], а также
Дрейер и Зееман [201] считают, что повышенная прочность в
сплавах, содержащих марганец, обусловлена сохранением тек-
Сплавы алюминия с марганцем и магнием (АМц и АМг)
225
стуры прессования после термической обработки и что добавка
марганца способствует повышению температуры рекристаллиза-
ции сплавов.
Рис. 94. Диаграмма состояния сплавов системы AI — Сг
В холоднодеформированных изделиях в процессе нагрева под
закалку происходит кристаллизация сплавов без проявления
склонности к пресс-эффекту.
С. М. Воронов, В. И. Елагин и Т. А. Власова считают, что
пресс-эффект обусловлен характером частичного распада твер-
дого раствора марганца в алюминии и присутствием дисперсных
частиц марганцовистой фазы внутри зерна твердого раствора.
15 И. Ф. Колобнев
226
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
О. С. Бочвар [202] явление пресс-эффекта связывает с большим
количеством мельчайших частиц марганцовистой фазы, окру-
жающих зерна a-твердого раствора. В. И. Добаткин [203] счи-
тает, что пресс-эффект обусловливается образованием в дефор-
мированных, но не рекристаллизованных изделиях диспергиро-
ванной структуры внутри зерен. Такая структура так же повы-
шает температуру рекристаллизации.
И. Н. Фридляндер считает, что пресс-эффект связан с пересы-
щением твердого раствора марганца (или хрома) в алюминии,
образовавшегося в процессе быстрой кристаллизации. Присутст-
вие марганца или хрома в сплаве влияет на характер распада
пересыщенного твердого раствора медью, магнием и цин-
ком. Так, в сплавах типа дуралюмин марганец задерживает про-
цесс распада a-твердого раствора, а в сплавах типа В95 — уско-
ряет его.
Л. П. Лужников и О. А. Романова указывают, что у сплава
типа Д20, где также содержится марганец, пресс-эффекта не на-
блюдается. Авторы объясняют это отсутствием магния, тогда как
во всех сплавах, склонных к пресс-эффекту, кроме марганца со-
держится также и магний. Различие в поведении сплавов типа
Д16 и Д20 следует объяснять с точки зрения различия их микро-
структур. Высказывания Л. П. Лужникова и О. А. Романовой
[288, 289] являются интересными, но для окончательного под-
тверждения необходимо провести тщательное дополнительное ис-
следование.
Для снятия нагартовки и увеличения пластичности двойных
сплавов типа АМц широко применяется следующий режим от-
жига: нагрев в селитровой ванне при температурах 350—500° и
в воздушной печи при 350—420°. Время выдержки при указан-
ных температурах определяется толщиной полуфабрикатов, так,
например, при толщине до 3 мм 7 мин., до 6 мм 10 мин.,
до 10 мм 30 мин. Эти выдержки относятся к нагреву в сели-
тровой ванне. Время выдержки при нагреве в воздушной печи
примерно на 60% больше, чем в селитровой ванне. Максималь-
но длительное время выдержки относится к отжигу с минималь-
ной температурой, а меньшая выдержка — к максимально вы-
сокой температуре отжига. Охлаждение обычно ведут на воздухе.
Сплав АМц хотя и обладает меньшей склонностью к образо-
ванию крупнозернистой структуры, чем чистый алюминий или
сплавы типа АМг, однако при чередовании операций холодной
обработки и отжига в нем усиливается склонность к крупнозер-
нистое™.
Сплав АМц имеет повышенную склонность к образованию при
отжиге купнозернистой структуры в холоднокатаных листах,
особенно, когда слитки получены в условиях повышенных ско-
ростей их кристаллизации (например, методом непрерывного
Сплавы алюминия с \марганцем и .магнием (АМц и АМг)
227
литья). В этом случае обусловливается образование повышен-
ной степени пересыщения a-твердого раствора с неравномерным
составом по зерну и более развитая внутрикристаллическая лик-
вация. Такая исходная структура сильно влияет на получение
фабрикатов с крупнокристаллическими зернами. В листах, по-
лученных из слитков, отлитых в чугунные изложницы, крупно-
кристаллической структуры при отжиге не образуется. Это объ-
ясняется тем, что слитки характеризуются крупными дендритны-
ми ячейками и сравнительно крупными частицами марганцови-
стых фаз, расположенными, в основном, по границам зерен
a-твердого раствора, в котором марганец распределен по всему
объему более равномерно, чем в первом случае [178].
В. А. Ливанов и В. М. Воздвиженский указывают, что на из-
мельчение рекристаллизованного зерна из сплава АМц благопри-
ятно влияет совместная добавка железа и титана.
Листовые материалы из сплава АМцАМ при испытаниях на
растяжение под действием повышенных температур проявляют
довольно заметное снижение механических свойств (табл. 50).
Таблица 50
Влияние температуры и времени выдержки на механические
свойства при растяжении сплава АМцАМ, испытанного
при этих температурах в отожженном состоянии
(По С. И. Ратнер и др.)
Температура испытания, °C Свойства после получасовой выдержки Свойства после 200-час. выдержки
<у&, кг/мм* 611,3 }^Fe % кг/мм* г11,3}/ге %
20 11,0 31 — —
100 • 9,5 36 9,0 40
150 8,5 39 8,0 39
175 7,5 41 7,0 45
200 7,0 41 6,5 41
250 5,5 43 5,0 46
300 4,5 45 4,0 40
Приведенные данные показывают, что степень разупрочнения
сплава АМцАМ под действием температур проявляется в боль-
шей мере, чем это наблюдается у сплавов типа АМг.
15*
228
Т ермическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
Сплавы систем Al — Mg — Мп, Al — Mg — Si — Мп,
Al — Mg — Мп — V, Al — Mg — Мп — Ti
Состав и свойства сплавов АМг — АМгб
Впервые <в СССР сплав типа АМг под маркой «альтмаг» был
выпущен под руководством Ю. Г. Музалевокого в 1930 г. Позд-
нее этому сплаву была присвоена марка АМг5. Затем появились
и другие сплавы этого типа. Химический состав сплавов приведен
в табл. 51. К преимуществам сплавов типа АМг, по сравнению
со сплавами АМц, следует отнести более высокие прочностные
характеристики и значительно меньшую склонность к разупроч
нению при длительном действии высоких температур.
Таблица 51
Химический состав сплавов АМг — АМгб
(остальное алюминий)1
Марка сплава Компоненты, % Примеси, %
Mg Мп Si Fe Si Fe + Si Cu Zn сумма примесей
АМг 2—2,8 0,15—0,4 (или хрома) — 0,4 0,4 0,6 0,2 0,1 1,75
АМгЗ 3,2—3,8 0,3-0,6 0,5-0,8 0,5 — — 0,05 0,2 0,85
АМг5 4-5,5 0,3—0,6 — 0,5 0,5 — 0,05 0,2 —
АМг5В 4,8—5,5 0,3-0,5 0,02—0,2 V 0,5 0,5 — 0,05 0,2 1,35
АМгбТ 6-7,0 0,6-0,75 0,1—0,3 Ti 0,5 0,5 — 0,05 0,2 —
1 В разработке и освоении сплавов АМг5В и АМгбТ принимали участие С. М. Воро-
нов, И. 3. Могилевский, В. Н. Иорданский, М. Д Десягко’в, Е. Д. Захаров, П. Я. Са
рычев, Л. А. Мордвинцев, В. А. Ливанов, В. Р. Шгейнингер и др.
Сплавы АМг обладают хорошей свариваемостью, которая
ухудшается по мере увеличения содержания в сплавах магния,
и высокой вибрационной стойкостью по сравнению со сплавами
типа дуралюмин.
Сплавы алюминия с марганцем и магнием (АМц и АМг)
229
Эти сплавы имеют повышенную склонность к образованию
крупнозернистой структуры при отжиге. При добавке марганца
и хрома эта особенность значительно уменьшается. Присутствие
кремния улучшает свариваемость сплавов. Добавка цинка повы-
шает прочность (особенно а5), но ухудшает коррозионную стой-
кость сплавов.
Содержание марганца следует держать на верхнем пределе,
что обеспечивает более высокую прочность.
По мере повышения содержания магния в сплавах увеличи-
вается степень легирования a-твердого раствора и в связи с этим
возрастает их удельная прочность. Однако степень легирования
далеко не достаточна, чтобы получить большой эффект от за-
калки. Поэтому в большинстве своем полуфабрикаты из всех этих
сплавов применяются без закалки, т. е. в отожженном или в
отожженном и дополнительно нагартованном состояниях.
К отличительной особенности этих сплавов относится высо-
кая коррозионная стойкость, хорошая свариваемость и повышен-
ная пластичность.
Из сплавов АМг — АМгб изготовляют листы, прутки, прово-
локу, трубы и другие полуфабрикаты. Прочностные характери-
стики из этих сплавов приведены в табл. 53, которые показы-
вают полную зависимость механических свойств от добавки маг-
ния.
Фазовый состав сплавов АМг — АМгб
Магний с алюминием образует фазу fJ(Al3Mg2) берталлидного
типа, характеризующуюся переменным составом. Эта фаза при
комнатной температуре обладает повышенной хрупкостью. По-
этому чем большее количество ее будет в сплавах, тем ниже их
пластичность. Все сплавы этой группы имеют примерно одина-
ковое содержание марганца, который образует одну из мар-
ганцовистых фаз.
Сплав АМгЗ, в отличие от других сплавов этой группы, со-
держит 0,5—0,8% Si, который будет образовывать фазу Mg2Si.
Так как полуфабрикаты из всех указанных сплавов применяются
не в закаленном состоянии, микроструктуры показывают присут-
ствие всех указанных фаз.
Термическая обработка сплавов АМг —АМгб
В сплавах типа АМг основной упрочняющей фазой является
фаза p(Al3Mg2), но количество ее в этих сплавах далеко не до-
статочно (меньше 60% от максимального количества, дающего
наибольшую прочность сплавов в закаленном состоянии). При-
менение закалки дает прирост прочности лишь 15—25% от проч-
230
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
пости исходного состояния. Поэтому полуфабрикаты из сплавов
АМг — АМгб применяются только в нагартованном состоянии или
после отжига. Отжиг производят при температурах 350—420°
для снятия нагартовки. При этом необходимо иметь в виду, что
чем больше сплавы содержат магния, тем в большей мере фаза
p(Al3Mg2) будет подвергаться коагуляции.
Такой режим отжига применяется не только к сплавам
АМг — АМгб, но также и к нагартованному алюминию, так как
последний путем прокатки, волочения, ковки и штамповки при-
обретает повышенную прочность (жесткость) за счет резкого
снижения пластичности.
Отжиг применяется, если алюминий требуется в виде изогну-
тых листов, труб, прутков, проволоки и других полуфабрикатов.
Производственный опыт показывает, что для этих целей требует-
ся применять алюминий (а также и сплавы АМц, АМг — АМгб)
в мягком состоянии, так как в нагартованном состоянии 'все эта
материалы могут иметь прочность в 2—3 раза больше, а пластич-
ность в 3—4 раза меньше этих же свойств в отожженном состоя-
нии.
В заключение следует отметить, что процесс отжига является
весьма ответственной операцией не только для сплавов, но даже
и для чистого алюминия, так как сильно влияет на качество по-
луфабрикатов. При этом следует особо учитывать три следую-
щие фактора: скорость нагрева, время выдержки в зависимости
от температуры отжига и скорость охлаждения после отжига.
Для завершения полного процесса рекристаллизации дефор-
мированного алюминия требуется выдержка при температуре 200’
несколько лет, тогда как при температуре 600° достаточно
2—3 мин.
Для снятия наклепа листового алюминия небольшой садки
при температуре 350° требуется выдержка около 1 час., тогда
как при температуре 450° вполне достаточно было бы 10—20 мин.,
а при температуре 500° — всего 5—7 мин., причем время выдерж-
ки сильно зависит от величины садки: чем крупнее садка, чем
плотнее ее упаковка, тем соответственно требуется и большая вы-
держка. При излишней выдержке и завышенной температуре
(500° и выше) листовой материал может получить чрезмерно
крупнозернистое строение, что нередко является причиной шеро-
ховатости после холодной обработки и в связи с этим понижения
способности листового материала к глубокой вытяжке.
Понижение способности к глубокой вытяжке материала мо-
жет быть также вызвано повышенной скоростью охлаждения по-
сле отжига. В этом случае пластичность материала может быть
понижена до 25%, что зависит в свою очередь от степени раство-
римости примесей.
Таким образом, основным процессом при отжиге всех спла-
Сплавы алюминия с марганцем и магнием (АМц и АМг)
231
вов этой группы, а также АД и АМц, является снятие нагартовки,
что сопровождается снижением прочности и повышением пла-
стичности. В табл. 52 приведены режимы отжига полуфабрикатов
термически неупрочняемых сплавов.
Таблица 52
Режимы отжига полуфабрикатов из сплавов АД, АМц, АМг — АМгб
Марка сплава Температура отжига, °C Толщина материала мм Время выдержки при температурах отжига, мин.
в селитровой ванне в воздушной печи в селит- ровой ванне в воздушной печи с прину- дительной циркуляцией воздуха в воздушной печи без при- нудительной циркуляции воздуха
АМг 1 АМгЗ / — 350—420 0,3—3,0 3,1-6,0 30 40 50 60 60 80
АМг5 \ АМгб / — 310—335 6,1—10 50 80 100
АД 0,3—3,0 30—7 50 60
АД1 350—500 350—420 3,1—6,0 40—7 60 80
АМц 6,1—10 50—15 80 100
Большее время выдержки при отжиге сплавов АД, АД1 и
АМц в селитровой ванне относится к температуре 350°, а мень-
шее — к температуре 500°.
Для производства отжига полуфабрикатов из сплавов типа
магналий не рекомендуется применять селитровые ванны.
Охлаждение полуфабрикатов после их отжига в селитровой
ванне необходимо производить в воде. После охлаждения с полу-
фабрикатов необходимо полностью удалить следы селитры про-
мывкой их в горячей воде и последующей протиркой мягкими
салфетками. При отжиге в воздушных печах полуфабрикаты
обычно охлаждают на воздухе.
Раньше отмечалось, что сплавы типа АМг под действием тем-
пературы проявляют меньшую степень разупрочнения, чем сплав
АМц (табл. 53). Следовательно, полуфабрикаты из сплавов АМг
предпочтительнее по сравнению с полуфабрикатами из сплава
АМц использовать в конструкциях, работающих при повышенных
температурах.
232
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
Таблица 53
Влияние температуры и времени выдержки на механические
свойства сплавов АМгМ (трубы 30x1,5 мм) и АМгбТ (листы
толщиной 1,5 мм), испытанных при этих температурах
в отожженном состоянии
(по С. И. Ратнер и др.)
Марка сплава Температура испытания, °C Свойства после получасовой выдержки Свойства после 200-час. выдержки
кг/мм* s 11,3 Т/Fe 7. о^, кг/мм* 5 11,3 V Fe %
АМгМ 20 19,5 22
АМгбТ 20 32,5 24 — —
АМгМ 100 19,5 — 19 20
АМгбТ 100 30,5 31 — —
АМгМ 150 18,5 23 18 17
АМгбТ 150 25 37 — —
АМгМ 200 16 35 15 18
АМгбТ 200 19,5 43 — —
АМгбТ 250 16 45 — —
АМгбТ 300 14 48 — —
СПЛАВЫ СИСТЕМЫ Al — Си — Mg— Мп (СПЛАВЫ ТИПА
ДУРАЛЮМИН)
Все сплавы типа дуралюмин по химическому составу уклады-
ваются вследующие пределы: 2,5—6,0% Си, 0,4—2,8% Mgr
0,4—1,0% Мп, остальное алюминий.
Впервые дуралюмин был запатентован в Германии А. Виль-
мом в 1907 г. Состав этого сплава в большей мере приближается
к составу сплава Д1. В зависимости от области применения и тех-
нологии получения деформированных полуфабрикатов химиче-
ский состав сплавов типа дуралюмин изменялся и в соответствии
с этим каждому сплаву присваивалась соответствующая марка.
Двадцатью годами позднее в США (Алкоа) был разработан
сплав Д16 (24ST), который по химическому составу отличается
от сплава Д1 большим содержанием магния (на 1,0%).
Одновременно с появлением сплава Д16, под руководством
Ю. Г. Музалевского, С. С. Строева и С. М. Воронова был раз-
работан (в 1935—1936 гг.) отечественный сплав Д6, который
отличается от сплава Д16 большим содержанием меди и мар-
ганца и меньшим количеством магния.
В настоящее время к группе сплавов типа дуралюмин отно-
сятся следующие наиболее распространенные сплавы: Д1, Д16.
ВД17, ДЗП, Д18П, Д19, М40. Причем полуфабрикаты, особенно
Сплавы системы Al—Си—Mg—Мп (сплавы типа дуралюмин)
233
листы, из сплавов Д1, Д6 и Д16 в основном применяются в за-
каленном и естественно состаренном состоянии. Это является об-
щей особенностью сплавов типа дуралюмин. Искусственное ста-
рение обычно применяется в тех случаях, когда полуфабрикаты
предназначаются для работы при повышенных температурах. При
искусственном старении заметно повышается предел текучести
и понижаются относительное удлинение и коррозионная стойкость.
Однако для каждого сплава может быть подобран такой режим
искусственного старения, при котором снижение коррозионной
стойкости сводится к минимуму.
Сплав Д1
Состав и свойства сплава Д1
Сплав Д1 имеет следующий химический состав: 3,8—4,8% Си,.
0,4—0,8% Mg, 0,4—0,8% Мп и примесей не более 0,7% Fe,
0,7% Si, 0,3% Zn, 0,1 % Ni, сумма примесей не более 1,8%,.
остальное алюминий. Как по химическому составу, так и по свой-
ствам сплав Д1 из всех алюминиевых сплавов наиболее полно
отражает первоначальный дуралюмин.
Этот сплав обладает сравнительно высокой прочностью, но
уступает сплаву Д16 как по прочности, так и по пластичности.
По жаропрочности он также уступает сплаву Д16, а по свари-
ваемости несколько превосходит последний. Поэтому сплав Д1
нашел широкое применение, как и сплав Д16, в виде прутков,
плит, листов, труб и профилей.
Фазовый состав сплава Д1
По химическому составу сплав Д1 отличается от сплава Д1б
меньшим содержанием магния и большими пределами содержа-
ния кремния и железа. Следовательно, сплав Д1 может и не со-
держать фазы S(Al2CuMg) или будет содержать ее в очень ма-
лом количестве. В остальном фазовый состав сплава Д1 практи-
чески является очень близким к фазовому составу сплава Д18,
но с разным количественным соотношением. Таким образом, мож-
но считать, что сплав Д1 имеет следующий фазовый состав (кро-
ме a-твердого раствора): CuA12, Mg2Si и AlMnSiFe и в отдель-
ных случаях (когда содержание магния на верхнем пределе и со-
держание кремния низкое) и фазу S(Al2CuMg).
Три первые фазы при температуре закалки переходят в твер-
дый раствор и являются упрочнителями при искусственном
старении.
Термическая обработка сплава Д1
Сплав Д1 содержит в достаточном количестве две упрочняю-
щие фазы (СиА12 и MgSi), поэтому он обладает хорошей вос-
приимчивостью к термической обработке на упрочнение.
Поскольку сплав Д1 имеет меньшее количество фазы
234
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
S(Al2CuMg), чем сплав Д16, в нем может содержаться довольно
малое количество тройной эвтектики а + CuA12 + S (Al2CuMg)
с температурой плавления 507° и большее количество более туго-
плавкой тройной эвтектики а + Mg2Si + CuA12. Следовательно,
сплав Д1 имеет меньшую склонность к пережогу, чем сплав Д16.
Поэтому температура закалки полуфабрикатов из сплава Д1 мо-
жет быть повышена до 505°. Однако в массивных изделиях и при
низкой степени пластической деформации могут образовывать-
ся скопления более легкоплавкой эвтектики, что следует учиты-
вать при установлении режима закалки. Все остальные техноло-
гические операции термической обработки (время выдержки при
температуре закалки, старение и отжиг) аналогичны соответст-
вующим операциям, указанным для сплава Д16. В табл. 54 при-
ведено изменение механических свойств сплава Д1 в зависимо-
сти от температуры и времени старения [291].
Таблица 54
Механические свойства после закалки сплава Д1 в зависимости
от температуры и времени старения
Состояние сплава Механические свойства на растяжение ая вяз- кг! см*
°Р 50,2 °ь sk Ф г
кг] мм.2 % Ударн; кость.
Свежезакаленный 6,6 13,5 33,8 53 40,5 20,2 3,7
Естественно состаренный . .. Состаренный при 100° в те- 17,7 24,6 42,5 61,9 35,7 19,9 1,9
чение 25 час Состаренный при 120° в те- 17,2 23,0 41,6 61,6 39,0 25,3 2,1
чение 24 час Состаренный при 120° в те- 18,2 23,1 41,4 62,4 37,5 27,7 2,1
чение 12 час Состаренный при 140° в те- 17,1 22,3 41,7 61,6 37,9 28,8 2,3
чение 8 час Состаренный при 140° в те- 21,7 30,6 43,6 61,3 35,1 16,9 1,3
чение 16 час Состаренный при 160° в те- 21,2 28,7 42,7 61,3 35,0 17,4 1,1
чение 4 час Состаренный при 160° в те- 18,6 25,9 41,8 61,2 36,4 23,9 1,8
чение 6 час Состаренный при 200° в те- 17,6 28,7 43,3 63,1 37,2 20,9 1,7
чение 2 час Состаренный при 200° в те- 25,6 33,6 42,7 56,0 31,3’ 10,0 0,9
чение 4 час Состаренный при 250° в те- 30,3 36,9 43,3 55,5 29,5 7,6 0,8
чение 30 мин Состаренный при 250° в те- 17,2 22,1 41,8 63,9 38,2 26,3 2,4
чение 60 мин 23,0 31,1 40,3 54,1 32,8 12,6 1,9
Сплавы системы Al—Си—Mg—Мп (сплавы типа дуралюмин) 235
Анализ приведенных данных показывает, что сплав в естест-
венно состаренном состоянии практически имеет такие же меха-
нические свойства, как и после искусственного старения. Но кор-
розионная стойкость в естественно состаренном состоянии выше.
Влияние низких температур на эффект старения
Если полуфабрикаты дуралюмина после закалки поместить
в среду, имеющую температуру ниже нуля, то процесс старения
затормаживается и материал продолжает сохранять свойства
свежезакаленного состояния.
Способность низких температур задерживать процесс старе-
ния в промышленности широко используется, когда требуется
применять полуфабрикаты только в свежезакаленном состоянии,
как например заклепочный материал (заготовки для заклепок
и т. д.).
В табл. 55 приведены данные о влиянии низких температур
на степень сохранения свежезакаленных свойств сплава ДЕ по-
лученных Вороновым и Бабушкиной [18].
Данные табл. 55 показывают, что -сплав дуралюмин при тем-
пературе 20° в течение первых суток старения в значительной
мере упрочнился, тогда как при температурах минус 21° и ми-
нус 50° в течение 13 суток сохраняет пониженную прочность и
высокую пластичность. Примерно так же ведут -себя многие ста-
реющие сплавы. Совершенно иначе себя ведут малолегирован-
ные сплавы типа магналий. С понижением температуры проч-
ность и пластичность этих сплавов возрастает.
Скорость старения сплавов весьма сильно зависит как от
природы сплавов, так и от окружающей температуры. Так, на-
пример, при температурах до минус 50° в сплавах типа дуралю-
мин практически старение не протекает; при 0° протекает крайне
медленно, не достигая такого уровня свойств, которого сплав Д1
приобретает в течение двух суток, или при 20° в течение 24 час.,
или при 30° в течение 12 час.
Таким образом, применение повышенных температур старе-
ния позволяет резко сократить время операции, однако это при-
водит к снижению коррозионной стойкости [204]. Поэтому при-
менение повышенных температур старения рекомендуется осу-
ществлять в крайнем случае, например когда изделия должны
работать при повышенных температурах.
Е. Ф. Бахметьев еще в 1929 г. в своей работе отмечал, что
предшествующая (Пластическая деформация ускоряет процесс
естественного старения сплавов типа дуралюмин. Механизм влия-’
ния предшествующей пластической деформации на эффект есте-
ственного старения достаточно подробно был изучен С. Т. Коно-
236 Т ермическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
. Таблица 55
Влияние пониженных температур на процесс старения сплава Д1
Температура, °C Механические свойства сплава Д1, испытанного при пониженных температурах Время испытания образцов дуралюмина после закалки
6 час. 1 сутки 2 суток 4 суток 6 суток 10 суток 1 1 13 суток
+20 Предел прочности на рас- тяжение, кг/мм2 .... Относительное удлинение, % 38 18,7 40 17 42,2 19,5 42,3 19,6 42,5 20,1 42,3 19,3 42,2 19,2
0 Предел прочности, кг!мм2 . Относительное удлинение, % 30,4 18,7 30,8 22,6 32,7 18,6 34,6 22 36,5 21,4 38,8 19,5 40,6 17
-21 Предел прочности, кг]мм2 . Относительное удлинение, % 30,2 20,1 31,8 24,3 31,2 24,1 31,6 22,3 30,9 20,7 33,5 20,1 33,6 20,5
-50 Предел прочности, кг/мм2 . Относительное удлинение, % — — 31,4 21 — 31,8 19,9 31,8 21,7 32,2 20,2
беевским с сотрудниками [13—15]. В своих обширных работах
С. Т. Конобеевский показал, что в деформированном состоянии
процесс распада твердого раствора протекает более быстро, чем
в недеформированном. Им было установлено, что процесс пла-
стической деформации также способствует частичному распаду
твердого раствора М. Гейлер [205] полностью подтвердил вы-
воды С. Т. Конобеевского.
Сплав Д6
Состав и свойства сплава Д6
Сплав Дб содержит 4,6—5,2% Си, 0,65—1,0% Mg, 0,5—1,0%
Мп и примесей не более 0,5% Fe, 0,5% Si 0,3% Zn и 0,1 % Ni,
сумма всех примесей не более 1,5%, остальное алюминий. По
прочности сплав Д6 практически равен сплаву Д16, но по пла-
Сплавы системы Al—Си—Mg—Мп (сплавы типа дуралюмин) 237
стичности *и технологичности он уступает последнему, особенно
в отожженном состоянии. Поэтому он применяется в основном в
виде прессованных прутков, профилей и труб специального на-
значения как конструкционный материал.
Фазовый состав сплава Д6
Так как по содержанию марганца и по пределам содержания
железа и кремния сплав Д6 значительно отличается от спла-
ва Д1, то и фазовый состав его отличен. В отожженном состоя-
нии сплав Д6 может иметь следующий фазовый состав: а, СиА12,
S(Al2CuMg), Mg2Si, Ali2Mn2Cu, AlSiMnFe, а в закаленном со-
стоянии— a, Ali2Mn2Cu, AlSiMnFe.
Остальные фазы при температуре закалки растворимы в
a-твердом растворе. Количество фазы S(Al2CuMg) в сплаве Д6
значительно больше, чем в сплаве Д1, поэтому ее влияние на
эффект старения этого сплава также больше.
Термическая обработка сплава Д6
. Поскольку сплав Д6 содержит тройную эвтектику a+CuAl2 +
+ S(Al2CuMg) с температурой плавления около 507°, температу-
ру закалки полуфабрикатов из сплава Д6 не следует допускать
выше 500°, хотя при применении ступенчатого нагрева представ-
ляется возможность производить закалку полуфабрикатов из
сплава Д6 с температуры 503° и то лишь в исключительных
случаях, когда изделия имеют тонкие сечения и небольшие раз-
меры с высокой степенью пластической деформации. Поэтому
температура закалки для сплава Д6 указывается в инструкци-
ях в пределах 495—503°. Все остальные технологические опера-
ции термической обработки (время выдержки при температуре
закалкй, старение и отжиг) аналогичны соответствующим опе-
рациям, указанным для сплавов Д1 и Д16.
Сплав Д16
Состав и свойства сплава Д16
Сплав Д16 кроме алюминия содержит 3,8—4,9% Си, 1,2—
С8% Mg, 0,3—0,9% Мп и примесей не более 0,5% Fe, 0,5% Si,
()J % Zn, сумма всех примесей не более 1,2%.
В настоящее время сплав Д16 нашел наиболее широкое при-
менение для изготовления прутков, профилей, плит, листов, труб
и проволоки (для заклепок и других целей).
К особенности сплавов типа дуралюмина (особенно сплавов
типа Д16) следует отнести меньшую склонность к разупрочне-
238
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
нию под действием повышенных температур, чем у многих других
деформируемых алюминиевых сплавов (типа В95, супермагна
лий и др.), что обусловливается содержанием в сплаве фазы
S(Al2CuMg), формирующейся и коагулирующейся более мед-
ленно, чем фазы MgZn2, CuA12, Mg2Si, Al3Mg2, Al2Mg3Zn3^
имеющиеся в других сплавах.
Сплав Д16 от других сплавов типа дуралюмин отличается
повышенной прочностью, в свежезакаленном состоянии он
имеет среднюю пластичность. Коррозионная стойкость его по-
ниженная, поэтому листы из этого сплава в основном приме-
няются в плакированном состоянии. В отношении сварки этот
сплав уступает сплаву Д1, однако по прочностным характери-
стикам он превосходит последний.
Благодаря высокой коррозионной стойкости плакированного
слоя и высокопрочной сердцевины листы из сплава Д16 по срав-
нению с листами из других алюминиевых сплавов, нашли наи
большее применение. Кроме того, сплав Д16 является наиболее
жаропрочным, что весьма важно для полуфабрикатов, предназ-
наченных для работы в условиях повышенных температур.
Фазовый состав сплава Д16
Основными упрочнителями всех сплавов типа дуралюмин, в
том числе и сплава Д16, являются CuA12, Al2CuMg, поэтому не-
обходимо остановиться на тройной диаграмме состояния спла-
вов системы А1 — Си—Mg. Поскольку все сплавы типа дур-
алюмин расположены в алюминиевом углу тройной диаграммы,
нами будут рассмотрены лишь данные, относящиеся к этой части
диаграммы. Наиболее полно алюминиевый угол тройной диа-
граммы был исследован Г. Г. Уразовым и Д. А. Петровым [206].
Авторы установили, что данная система содержит две двойные
(CuA12, Al3Mg2) и две тройные фазы (Al2CuMg, Al6Mg4Cu). По-
лученные данные опровергают результаты прежних работ, в
частности Фогеля, который считал, что в алюминиевом углу ди-
аграммы существует только одна тройная фаза T(Al6Mg4Cu).
Были также опровергнуты и утверждения Иенеке о том, что трой-
ных фаз в указанной системе не существует, а имеется, якобы,
тройной твердый раствор на базе двойной фазы Al3Mg2.
По данным Г. Г. Уразова и Д. А. Петрова, алюминиевый угол
тройной диаграммы состояния системы А1 — Си—-Mg (рис. 95)
делится на три фазовые вторичные системы:
1) А1 — СиА12 — S(Al2CuMg) с эвтектической тройной точ-
кой Ер
Ж ? Al + CuA12 + Al2CuMg,
при 50Г соответствующей составу 63,1% А1, 29,7% Си, 2% Mg;
2) Al — Al2CuMg — Al6Mg4Cu с перитектической точкой Р}:
Сплавы системы Al—Си—Mg—Мп (сплавы типа дуралюмин) 239
Ж + Al2CuMg г Al + AleMg4Cu,
при 465° соответствующей составу 64% А1, 10,0% Си и 25,6% Mg;
3) Al — AUMg^u — AljMgCu с эвтектической точкой Е%.
X^Al + Al6Mg4Cu+ Al3Mg2,
при 445° соответствующей составу 65,5% А1, 1,5% Си и 33,0%
Mg.

п /О ZO 30 00 50 60
Рис. 95. Диаграмма состояния А1 — Си — Mg
Позднее (1949 г.) Г. Г. Уразов, М. С. Миргаловская и
Н. Д. Нагорская [207] разработали диаграмму плавкости всей
системы А1 — Си — Mg, в которой подтверждаются основные
данные работы Г. Г. Уразова и Д. А. Петрова.
Необходимо отметить, что температура плавления тройной
эвтектики a+CuAl2+S(Al2CuMg) считается более правильной
507°.
Сплав Д16 обычно представляют как четырехкомпонентный
сплав (А1 — Си — Mg — Мп), но в нем всегда содержатся до-
статочно большие количества примесей железа и кремния, су-
щественно изменяющие фазовый состав сплава.
По данным ряда исследователей, в сплавах системы А1 —
Си — Mg — Мп, содержащих примеси железа и кремния, в
240
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
обычных условиях кристаллизации были обнаружены двойные
фазы CuA12, Al3Fe, Al6Mn, Al3Mg2, тройные фазы Al2CuMg,
Al6Mg4Cu, AIi2Mn2Cu, AlioMn2Si, A17Cu2Fe и соответствующие
твердые растворы на базе некоторых металлических соединений.
В отличие от других авторов, Фрагмен [66] указывает, что бы-
ла обнаружена одна неустойчивая четверная фаза AlCuMnMg,
хотя подробных данных о ней он не сообщил.
Анализ диаграмм, приведенных на рис. 95—98, позволяет
считать, что кроме a-твердого раствора сплав Д16 в отожжен-
ном состоянии может содержать растворимые при температуре
закалки фазы: CuA12, Al2CuMg, Mg2Si и нерастворимые фазы
AlSiMnFe (или AlSiMnCuFe), которые являются твердыми рас-
творами на базе металлических соединений, например на базе
фазы А16Мп. Состав этих фаз зависит как от состава сплава,
так и от условий кристаллизации и термической обработки.
Рис. 96. Схема диаграммы состояния Al — Си — Mg
Следует заметить, что в специальных условиях может обра-
зовываться и фаза Ali2Mn2Cu, которая в a-твердом растворе
также нерастворима.
Раньше указывалось, что фаза S(Al2CuMg) на упрочнение
сплава Д16 оказывает более эффективное влияние, чем другие
фазы (СиА12 или Mg2Si). Количество последней фазы в сплаве
Д16 целиком зависит от содержания кремния. Для образования
Сплавы системы Al—Си—Mg—Мп (сплавы типа дуралюмин)
241
фазы S(Al2CuMg) необходимо иметь отношение содержаний ме-
ди и магния приблизительно равным 2,61 : 1. В этом случае сплав
Д16 будет иметь максимальную прочность. Если меди будет
больше, чем необходимо для образования фазы S(Al2CuMg), то
еще будет образовываться и фаза СиА12.
Рис. 97. Распределение фазовых областей в твердом состоя-
нии в алюминиевом углу тройной диаграммы состояния спла-
вов системы А1 — Си — Mg
Рис. 98. Распределение фазовых областей в твердом состоя-
нии в алюминиевом углу четверной диаграммы состояния
сплавов системы А1 — Mg — Si — Си при 5% Си
56 И. Ф. Колобнев
242
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
На рис. 99 приведены микроструктуры сплава ДГ6 и формы
кристаллизации фаз, образующихся в этом сплаве, которые яв-
ляются типичными и для многих других сплавов.
Термическая обработка сплава Д16
Сплав Д16 содержит в достаточном количестве три упроч-
няющие фазы (CuA12, Al2CuMg, Mg2Si), поэтому он имеет хоро-
шую восприимчивость к термической обработке на упрочнение.
Сплав Д16 имеет тройную эвтектику: А1 + СиА12 +
+S(Al2CuMg).
В работах Г. Г. Уразова и Д. А. Петрова [206], Нишимура
[208] и других исследователей приводятся разные составы трой-
ной эвтектики и различные температуры ее плавления. Расхож-
дение в данных о температуре плавления, очевидно, можно объ-
яснить степенью чистоты химического состава сплавов и усло-
виями образования структуры.
Составы тройной эвтектики системы А1 — Си — Mg и темпе-
ратуры ее плавления (по данным различных авторов) приведе-
ны в табл. 56.
Таблица 56
Составы тройной эвтектики А1 + CuA12+Sh температуры ее плавления
Исследователи Температура плавления эвтектики °C Состав, %
Си Mg AI
Уразов и Петров 500 29,7 7,2 Остальное
Нишимура 500 27,0 5,0 >
Броммель и Филлипс 507 33,0 6,1 >
Круозер 507 27,0 6,0 »
Более вероятной температурой плавления тройной эвтектики
следует считать 507°. Этим можно объяснить, что сплавы Д16,
ВД17 и другие закаливаются с температуры 500 + 5°'без пере-
жога.
В сплаве Д16 также может быть и другая тройная эвтектика:
Al + CuAl2 + Mg2Si, с температурой плавления 517°, содержащая
28% Си, 67% Mg, 3,5% Si, остальное алюминий.
Получение той или другой эвтектики определяется количест-
венным соотношением вторых фаз, образующихся в сплаве Д16,
Сплавы системы Al—Си—Mg—Мп (сплавы типа дуралюмин) 243
которые предопределяются не только химическим составом, но и
технологией получения полуфабрикатов из сплава Д16. Оче-
видно, последний фактор является причиной применения разных
температур закалки.
По данным Д. А. Петрова и Г. С. Берга [209], при температур
ре 500° почти все алюминиевые сплавы типа дуралюмин имеют
твердый раствор, содержащий 4,0% Си и 1,0% Mg.
Известно, что чем выше температура нагрева под закалку,
тем быстрее и полнее идет процесс растворения легирующих
элементов, а также достигается более равномерное их распре-
деление в сплаве, что способствует повышению механических
свойств закаленных полуфабрикатов. При этом необходиимо
учитывать и толщину полуфабрикатов, так как массивность
полуфабрикатов может способствовать увеличению количества
эвтектических скоплений. Очевидно, поэтому, Е. Д. Захаров,
В. П. Козловская и Е. И. Шилова рекомендуют нагревать листо-
вые материалы толщиной до 5 мм под закалку при температуре
близкой к верхнему пределу (505°), тогда как при толщине око-
ло 50 мм и более рекомендуется нагрев производить при пони-
женной температуре, т. е. примерно при 495°.
' Сплав Д16 особо чувствителен к межкристаллитной корро-
зии после закалки с пониженной температуры. Поэтому
перенос садки из печи в закалочный бак необходимо осу-
ществлять как можно быстрее, чтобы не допускать заметного
снижения температуры закалки.
На развитие межкристаллитной коррозии-сильное влияние
также оказывают: а) условия закалки (в частности образование
паровой рубашки, подогрев воды выше 40° и т. д.), так как все
эти факторы способствуют изменению микроструктуры сплава
Д16; б) режимы старения (рис. 100—10,3).
Характер изменения микроструктуры листового материала
из сплава Д16 в разном состоянии показан на рис. 104, 105.
В горячекатаном состоянии сплав Д16 содержит большее коли-
чество сравнительно крупных частиц вторых фаз S(Al2CuMg),
CuAI2, Mg2Si. AlSiMnFe по сравнению с холоднокатаным состоя-
нием. Микроструктура того же сплава в нормально закаленном
состоянии состоит из крупных зерен a-твердого раствора с хоро-
шей очерченностью границ и частичек нерастворимых вторых
фаз (AlSiMnFe). В этом случае фазы CuA12, Mg2Si, S(Al2CuMg)
полностью находятся в твердом растворе.
По степени упрочнения фазы, наиболее часто встречающиеся
в сплавах типа дуралюмин* , можно расположить в следующий
восходящий ряд: Mg2Si->CuAl2->S (Al2CuMg). Причем по мере
возрастания содержания меди и уменьшения содержания магния
в сплавах типа дуралюмин упрочняющее значение фазы
S(Al2CuMg) уменьшается, а роль фазы СпА12 увеличивается.
16*
Составляющие сплава Д16
Травленный
в растворе
NaOH-Ha2CO3-
(Zn.Sn)Cl2' ••
6 течение 6минут
с последующей' про
мывкой в концентри-
рованной HNO3
Травленный
8 растворе
HF-HCl-HNO3
в течение
15 секунд
Зак. 606
Рис. 99. Состояние микроструктуры сплава Д16 в зависимости от методов травления
244 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
На рис. 105, в показана микроструктура закаленного в воде
(нагретой до кипения) листового материала из сплава Д16.
Видны крупные частички нерастворимых фаз и мелкие частич-
ки фаз, успевших образоваться в условиях сравнительно мед-
ленной скорости закалки. Границы зерен a-твердого раствора
f 5 : $ %?
Рис. 100. Различные виды коррозии неплакиро-
ваиного сплава Д1 в зависимости от продолжи-
тельности выдержки при температуре закалки
(толщина листа 0,6 мм) в условиях переменного
погружения в З^о-ный раствор NaCl. Х200 [204]
имеют меньшую степень контрастности, чем в предыдущем слу-
чае. На рис. 105, д отчетливо видны частички вторых фаз, обра-
зовавшихся в процессе замедленной закалки и расположившие-
ся в основном по границам зерен a-твердого раствора в виде
строчек, что способствует развитию межкристаллитной корро-
зии.
Сплавы системы Al—Си—Mg—Мп (сплавы типа дуралюмин) 245
Из рентгенографических работ, посвященных старению алю-
миниевых сплавов системы А1 — Си — Mg, заслуживают наи-
большего внимания исследования Ю. А. Багаряцкого [179], кото-
рый исследовал сплав с содержанием 3% Си, 1,15% Mg, осталь-
Рис. 101. Влияние искусственного старения на сопротивление
коррозии дуралюмина Д16, г/редварительно деформированного
на 1%. Условия коррозии: 5 суток в растворе 3%-ного NaCl +
4-0,1°/о-ной Н2О2 [204]:
1 — 180е; 2 — 190е: 3 — 200°
час.
Рис. 102. Влияние искусственного старения на сопротивление кор-
розии дуралюмина Д16, предварительно деформированного на 4%.
Условия коррозии 5 суток в растворе 3%-ного NaCl 4-0,1 %-ной Н2О2
[204]:
1 — 180е; 2 — 190°; 3 — 200е
щему: в решетке твердого раствора указанного сплава, соста-
ренного при комнатной температуре или в течение ограниченно-
го времени при температурах до 150°, образуются зоны
Гинье — Престона. При более длительных выдержках и более
Рис. 103. Влияние «возврата» на коррозию сплава Д16 (неплакированного). Условия коррозии: 5 суток в
морской воде +0,1%-ная Н2О2. Режимы «возврата»:
0 — 240°; 10 сек.; 6 — 240°, 40 сек.; в — 270°, 10 сек.; г — 270°, 40 сек. Шлифы не травлены. X 100
Сплавы системы Al—Си—Mg—Мп (сплавы типа дуралюмин) 247
высоких температурах старения на рентгенограмме выявляются
дифракционные пятна, характеризующие образование промежу-
точной «фазы», по своей структуре отличной от равновесной
фазы S.
Ю. А. Багаряцкий утверждает, что эти дифракционные пят-
на относятся к «фазе», которую он обозначил через S' и соответ-
ствуют ромбической решетке с параметрами а' = 4,04 А; Ь' =
= 9,04 А; с'= 7,2 А. Эти соотношения довольно близки к соотно-
шениям структуры равновесной фазы S(A12CuMg), которая
имеет такую же решетку с периодами а = 4.00 А: Ь = 9,23 Л v
€ = 7,14 А.
Рис. 104. Микроструктура литого
сплава Д16. Х500; репродукция. Х8
При более высоких тем-
пературах происходит упо-
рядочение в группах, бога-
тых атомами меди и магния,
обеспечивающее рост заро-
дышей S'. Рост может про-
должаться до тех пор, пока
величина несоответствия с
решеткой матрицы с' не вы-
зовет потерю когерентности и
образование равновесной
фазы S. Костейн и Гинье
[210] также согласны с вы-
водами Багаряцкого в отно-
шении схемы процессов рас-
пада твердого раствора ме-
ди и магния в алюминии и
образования фазы S: зоны
ГП, (скопления атомов Mg,
Си)—^плоскости [100]->пластинки «фазы» S', когерентные пло-
скостям [021]д|->равновесная фаза S.
Поскольку коррозионные свойства сплава Д16 (а равно и
сплавов Д1 и Д6) в естественно состаренном состоянии выше,
чем в искусственно состаренном, рекомендуется применять та-
кие скорости обработки резанием полуфабрикатов из сплава
Д16 (а равно и сплавов Д1 и Д6), которые не могли бы вызвать
нагрев их до температуры 100° и выше. В порядке исключения
полуфабрикаты из сплава Д16 (а равно из сплавов Д1 и Д6)
Могут подвергаться и искусственному старению, если они пред-
назначены для эксплуатации при повышенных температурах, в
этом случае применяют следующий режим: нагрев до 170—190°
с выдержкой при этих температурах в течение 12—6 час.
Следует заметить, что трубы из сплава Д16 наиболее ответ-
Рис. 105. Микроструктуры лис-
тового материала (сплав Д16):
а — в горячекатаном состоянии. X
X 100: б—закаленный в холодной
воде. X 500: в—закаленный в горя-
чей воде. X 500: г — закаленный в
струе воздуха, X 500: д — закален-
ный на воздухе. X 500
I
Сплавы системы Al—Си—Mg—Мп (сплавы типа дуралюмин) 249-
ственного назначения (например, предназначенные для валов
трансмиссии и пр.) рекомендуется нагревать под закалку в воз-
душноциркуляционной печи. При этом садка должна быть менее
плотной, т. е. более рассредоточенной. Закалку этих труб реко-
мендуется производить в воду с максимально возможной ско-
ростью опускания, но не менее 0,8 м!сек. Для полуфабрикатов
из сплава Д16 принимают температуру отжига 350—450°, что
обеспечивает материалу хорошую пластичность. При этом ох-
лаждение рекомендуется вести ступенями: сначала понижение
до температуры 250—270° со скоростью 10—30° в час; затем
последующее охлаждение на воздухе.
Обработка на возврат плакированных листов может быть
осуществлена по режиму: нагрев до 250—270° с выдержкой при
этой температуре соответственно 30—15 сек. и затем охлаждение
в воде. Чем ниже температура нагрева, тем больше выдержка.
Следует отметить, что подбор режима старения к нагартован-
ным материалам (предназначенным для работы при повышенных
температурах) после их предварительного естественного старе-
ния является весьма важным мероприятием, так как этот фак-
тор предопределяет уровень механических свойств изделий. Сре-
ди отечественных работ, посвященных повышению прочности ли-
стовых материалов сплава Д16, заслуживает быть отмеченной
работа Л. П. Лужникова, А. А. Шелехес, В. М. Новиковой, в ко-
торой указывается, что путем 4—5%-ной нагартовки с последую-
щим искусственным старением при 180° в те.чение 10 час. дости-
гается значительное повышение прочности. Повышение степени
нагартовки способствует понижению пластичности. В более позд-
них работах Нока [211] этот фактор также подтверждается.
На возможность повышения уровня прочности методом хо-
лодной деформации сплавов, предназначенных для работы при
повышенных температурах, также было указано в работах
А. А. Бочвара [5], Д. А. Петрова [27] и др.
Результаты обширной работы, проведенной под руководством
В. А. Ливанова, показывают, что 6-час. старение при температу-
рах до 150° приводит к некоторому разупрочнению деформиро-
ванных листов, в котором весьма сильно проявляется фактор от-
дыха. Это сопровождается некоторым снижением прочности и
повышением пластичности листов, тогда как при обычных усло-
виях старения пластичность снижается. При температурах выше-
150° преобладает эффект старения, который перекрывает эффект
отдыха. При этом следует учитывать, что эффект искусственно-
го старения понижается с увеличением степени нагартовки ли-
стовых материалов.
В соответствии с высказываниями Костнера [212], В. А. Лива-
нов этот факт объясняет следующим образом. Чем значительнее
степень деформации после закалки, тем меньше вероятность су-
250
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
шествования отдельных недеформированных или малодеформи-
рованных мозаичных блоков или зерен, в которых процесс ста-
рения может протекать без нарушений. Вследствие этого с уве-
личением деформации величина упрочнения, вызываемого ста-
рением, будет уменьшаться. В процессе искусственного старе-
ния у образцов с большой степенью деформации может происхо-
дить частичное снятие напряжений (наклепа) вследствие частич-
ного распада твердого раствора. Поэтому применение к нагар-
тованному материалу сплавов типа Д16 искусственного старения
при температурах 130—150° в течение 10—20 час. обусловливает
довольно высокие механические свойства, позволяющие исполь-
зовать эти материалы при температурах до 250°.
В связи с применением полуфабрикатов для работы при по-
вышенных температурах приобретает особую роль дополнитель-
ная нагартовка после закалки и естественного старения.
Влияние нагартовки на повышение механических свойств тер-
мически обработанных листовых материалов сплавов типа дур-
алюмин было известно более 25 лет назад. Так, например, в
тридцатых годах А. Ф. Белов и Н. М. Надеждин [18], а позднее
Л. П. Лужников применили 40%-ную деформацию к закален-
ным и естественно состаренным листам из сплава дуралюмин,
предел прочности которых составил после этого 57 кг/мм2. Ре-
зультаты были получены после искусственного старения (125°
при выдержке в течение 6 час.).
В последующих работах было установлено, что меньшая
•степень деформации (8—9%) также сообщает листам в закален-
ном и состаренном состоянии повышенную прочность при отно-
сительном удлинении около 7—8%.
Чтобы повысить еще больше пластичность и сохранить
сравнительно высокую прочность нагартованных листов, разны-
ми авторами предлагались различные режимы искусственного
старения. Эти предложения в те годы не были внедрены в се-
рийное производство, так как боялись понижения коррозионной
стойкости листов. Поэтому в промышленности нашли примене-
ние листы с нагартовкой лишь 7—8% без последующего искус-
ственного старения. Однако вопрос о применении искусственного
старения к нагартованным материалам за последние годы при-
обрел особо важное значение в связи с применением их для объ-
ектов, работающих при повышенных температурах.
Так как при длительном воздействии температуры вес де-
формированные алюминиевые сплавы проявляют большую
склонность к понижению прочности, за последние годы доволь-
но интенсивно разрабатывались такие методы.
Влияние температуры на предел прочности прутков сплавов
Д16, АК4 и В95, по данным Е. И. Шиловой, приведены в табл. 57.
Сплавы системы Al—Си—Mg—Мп (сплавы типа дуралюмин) 251
Таблица 57
Влияние температуры на предел прочности прутков сплавов Д16, АК4 и В95
Марка сплавов Выдержка при тем- пературе испыта- ний час. Предел прочности, кг/мм*, при температурах, *С
20 100 150 200 250 300 350
В95 2 64 59 44 25 20 15 10
100 64 55 41 20 15 11 7,5
АК4 2 41,5 41 38 35 29 18 10
100 41,5 41 31 27 17 12 7,5
Д16 2 52 52 48 43 25 18 12
100 52,5 53,5 45 27 21 13 9
Приведенные данные позволяют сделать следующие выводы.
1. Сплав В95 по прочности сохраняет свое преимущество
лишь до температуры 125—150°.
2. По степени интенсивности разупрочнения сплавы можно
расположить в следующий ряд: В95, АК4, Д16.
3. Сточасовая длительность стабилизации при температурах
250—350°, по сравнению с двухчасовой стабилизацией, способ-
ствует понижению прочности всех сплавов примерно на 25—30%.
Одной из первых обширных работ, посвященных изучению
влияния легирующих элементов (в соотношениях, отвечающих
образованию различных фаз) на механические свойства алюми-
ниевых сплавов типа Д16 и других при высоких температурах,
является исследование В. А. Ливанова, Д. А. Петрова, В. П. Коз-
ловской и Е. И. Кутайцевой.
В этой работе было изучено изменение механических свойств
при разных .температурах сплавов алюминиевого угла системы
А1 — Си — Mg. Результаты этих работ позволили авторам сде-
лать следующие выводы:
1. При температурах до 150° максимальной прочностью об-
ладают-сплавы, находящиеся в области А1 — СиА12 — S, а в ин-
тервале температур 150—250° наибольшей прочностью обладают
сплавы, содержащие фазу S(Al2CuMg). Из всех сплавов алюми-
ниевого угла системы А1 —Си — Mg (см. рис. 100) наиболее ра-
циональным соотношением содержаний меди и магния является
соотношение в сплавах Д16 и АЛ1.
2. Нагартовкой можно повышать жаропрочность сплавов до
температуры 250°; нагрев при 250° и выше снимает упрочнение,
вызванное нагартовкой.
Влияние температуры на изменение механических свойств
сплава Д16 и других также изучалось С. И. Ратнер и Т. К. По-
252 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
нариной. Полученные данные типичных механических свойств
листов (толщиной 1,5 мм) сплавов Д16Т, Д16ТН и В95Т при
различных температурах сведены в табл. 58.
Таблица 58
Влияние температуры на механические свойства сплавов
Темпера- тура °C Время выдер- жки час. Д16Т Д16Н B95T
% кг/м м2 кг/мм2 5, % °в’ кг/мм* °S’ кг/мм2 s, % о , в’ кг/мм2 кг/мм2 б, %
20 — 43—45 28—30 20-18 45—48 35—38 12—10 53—54 48—50 9—11
100 0,5 100 40,8 40,7 27,6 18,6 19,2 42,5 42,0 31 11 11 47,8 47,6 40,9 15,5 15 3
150 0,5 100 37,5 37,5 26,5 28,5 23,0 17,2 40 42 29,4 13,6 40,0 32,5 35,0 29,6 16,3 12,3
200 0,5 100 32,5 27,8 24,2 16,7 12,8 36 27 28 9,6 28,4 15,2 25,6 12,6 22,1
Эти данные показывают, что длительность выдержки при
температуре 200° существенно влияет на разупрочнение сплавов.
Эффект нагартовки при температуре 200° значительно сни-
жается.
В работах В. А. Ливанова, Е. И. Шиловой, Т. Н. Голохмато-
вой и О. Г. Никитаевой [291, 292] изучалось влияние режимов
старения и нагартовки на механические свойства сплава ДЮ.
Результаты исследований показывают, что старение при темпе-
ратурах до 40° не влияет на механические свойства нагартован
ных листов сплава Д16. При повышении температуры до 100°
наблюдается незначительное понижение предела текучести и по-
вышение пластичности, тогда как предел прочности практически
не изменяется. При дальнейшем повышении температуры (до
150°) повышается пластичность и незначительно снижается пре-
дел прочности нагартованных листов. Авторы предполагают, что
некоторое разупрочнение и значительное повышение пластично-
сти нагартованных искусственно состаренных листов, наблюдав-
шееся при старении в интервалах до 150°, обусловливается воз-
вратом (отдыхом). Нагрев нагартованного материала в интерва
ле температур 150—180° сообщает материалу из сплава ДЮ
сильное упрочнение и понижение пластичности, тогда как при
190—200° одновременно понижается прочность и пластичность.
В своих выводах авторы указывают, что полученные данные под-
тверждают ранние’ работы о положительном влиянии холодной
Сплавы, системы Al—Си—Mg—Мп (сплавы типа дуралюмин) 253
деформации закаленного и естественно состаренного сплава
Д16 на прочность при повышенных температурах (до 200°).
Применение нагартовки (до 30%) повышает предел проч-
ности листов сплава Д16 при 100° на 10—15%, а при 150° на
13-18%. „ П1п
Материалы из сплава Д16 (а также и из сплавов Д1, Д19,
Д20, Д21) часто подвергают отжигу по сокращенному режиму
(нагрев до 350—370° в течение 2—4 час., охлаждение на возду-
хе). Для плакированных листов время отжига сокращается до
20 мин. Таким режимом отжига достигается снятие внутренних
напряжений, повышение пластичности и снижение прочности
материалов, которые при охлаждении с 350—370° не имели бы
сильной подкалки. Такой отжиг обычно применяется для того,
чтобы полуфабрикаты можно было подвергать холодной обра-
ботке давлением со средними степенями деформации.
Сплав ДЗП
Состав и свойства сплава ДЗП
Сплав ДЗП имеет следующий химический состав: 2,6—3,5%
Си, 0,3—0,7% Mg, 0,3—0,7% Мп (Сг), остальное алюминий и
примесей не более 0,5% Fe. 0,5% Si.
По природе сплав ДЗП также относится к группе сплавов
типа дуралюмин, однако твердый раствор алюминия пересыщен
в меньшей степени, чем в сплавах Д1, Д6 и Д16. Поэтому сплав
ДЗП отличается от этих сплавов повышенными технологически-
ми свойствами и более длительным инкубационным периодом
естественного старения. Необходимо иметь в виду, что инкуба-
ционный период естественного старения определяет время, в те-
чение которого представляется возможным постановка заклепок
в конструкцию. Поэтому сплав ДЗП нашел широкое применение
в виде проволоки и в качестве заклепочного материала.
Для заклепок применяются также и другие алюминиевые
сплавы. По прочности на срез все алюминиевые сплавы, приме-
няемые для заклепок, можно расположить в следующий восхо-
дящий ряд: АД1, АМц, АМг, АМгб, Д18, ДЗП, Д1П, В65, Д16
и В94.
Фазовый состав сплава ДЗП
Сплав ДЗП в отожженном состоянии может иметь такой же
фазовый состав, как и сплав Д1 (CuA12, Al2CuMg, Mg2Si,
AlSiMnFe), однако он содержит меньшее количество каждой
фазы (в особенности таких фаз, как СиА12 и Al2CuMg).
254 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
Термическая обработка сплава ДЗП
По своему фазовому составу сплав ДЗП с целью его упроч-
нения позволяет применение тех же режимов термической обра-
ботки, которые предназначаются для сплава Д1, т. е. закалка с
температуры 505 + 5°. Время выдержки при температуре закалки
определяется величиной садки. Режимы старения и отжига при-
меняются те же, что и для сплава Д1, с учетом области приме-
нения сплава.
Сплав Д18П
Состав и свойства сплава Д18П
Сплав Д18П содержит 2,2—3,0% Си, 0,2—0,5% Mg и приме-
си: до 0,5% Fe, до 0,5% Si, сумма всех примесей не более 1,4%,
остальное алюминий.
Этот сплав нашел широкое применение в качестве заклепоч-
ного материала. Сплав Д18П отличается пониженной степенью
пересыщения как a-твердого раствора, так и нерастворимых вто-
рых фаз. Поэтому он в термически обработанном состоянии
(после закалки и естественное старения) обладает сравнитель-
но невысокой прочностью, весьма высокой пластичностью и хо-
рошей технологичностью. Сплав Д18П в качестве заклепочного
материала имеет большое преимущество по сравнению с многи-
ми другими сплавами. Высокая пластичность позволяет заклеп-
ки из сплава Д18П ставить в конструкцию после закалки и ес-
тественного старения в течение более 4 суток. Однако его приме-
нение также как и применение сплава ДЗП ограничивается из-за
пониженной прочности.
Фазовый состав сплава Д18П
В соответствии с химическим составом и учетом допустимых
примесей кремния и железа сплав Д18П в отожженном состоя-
нии может иметь следующий фазовый состав: a, CuA12, Mg2Si,
AlSiFe. Основными упрочняющими фазами являются фазы CuAU
и Mg2Si; при этом сплав Д18П в отожженном состоянии содер-
жит фазы Mg2Si меньше, чем сплав Д1.
Термическая обработка сплава Д18П
По своему фазовому составу сплав Д18П допускает приме-
нение тех же режимов термической обработки, что и сплав ДЗП,
Сплавы системы Al—Си—Mg—Мп (сплавы типа дуралюмин) 255
т. е. закалку с температуры 500 + 5° с последующим естествен-
ным старением.
Сплав В65
Особенности сплава В65
Сплав В65 содержит 4—4,5% Си, 0,15—0,3% Mg, 0,3—0,5%
Мп и примесей не более 0,2% Fe, 0,25% Si, остальное алюминий.
В Советском Союзе сплав В65 в качестве заклепочного ма-
териала был внедрен в производство под руководством Е. И. Ши-
ловой. Этот сплав обладает сравнительно высоким сопротивле-
нием срезу (25 кг/мм2) и повышенной пластичностью. Заклепки
из сплава В65 можно ставить в конструкцию в закаленном и
естественно состаренном состоянии после 4-суточной выдержки
при комнатной температуре, что является весьма ценным свой-
ством, которым не обладают многие другие алюминиевые
сплавы.
Фазовый состав сплава В65
В соответствии с химическим составом сплав В65 в отож-
женном состоянии имеет следующий фазовый состав: a, СиА12„
Mg2Si, AlMnSiFe. Причем фазы Mg2Si в этом сплаве содержится
еще меньше, чем в сплаве Д18П.
Основными упрочняющими фазами являются СиА12 и Mg2Si,
которые при температуре закалки могут полностью растворять-
ся в твердом алюминии, однако доминирующее влияние на.
упрочнение сплава оказывает фаза СиА12.
Термическая обработка сплава В65
В соответствии с фазовым составом заготовки из сплава В6&
закаливаются (после 40-мин. выдержки) со сравнительно высо-
кой температурой (515±5°). Е. И. Шилова указывает, что у
сплава В65 сопротивление срезу достигает величины 25 кг)мм2'
в зависимости от температуры старения при 20° через 10 суток,
при 50° через 3 суток и при 75° через 24 часа. Этим сплав В65 в
значительной мере отличается от сплавов ДЗП, Д1П, Д16П и др.
Сравнительные данные о влиянии температуры на механиче-
ские свойства при испытании проволоки из сплавов Д18П, В65,
Д16, В94 и Д19, по данным Е. И. .Шиловой, приведены в
табл. 59.
Приведенные данные показывают, что сплав В94 обладает
превосходящей прочностью лишь до температуры ниже 150°. При
температуре 150° и выше он резко разупрочняется. При более-
высоких температурах сплав Д19 превосходит по прочности все
остальные сплавы.
256 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
Таблица 59
Влияние температуры на механические свойства проволоки из
сплавов Д18, В65, Д16, В94, Д19
Механические свойства при температуре испытания на
растяжение, ° С
Марка сплава 20 | 100 150 175 | 200 250 300
ав кг/мм* « % хср ммг, хср кг/мм* ?Р 2 кг/мм* хср кг!мм* Х,ср , кг/мм* хср кг! jam? хср кг! мм*
Д18 31 25 21 18 17 14 11 6
В65 42 25 27 25 22 20 19 13,5 9
Д16 49 22 31 29 27 26 — — —
В94 52 14 32 30 27 .— — — —
Д19 47 23 29 28 27 26 20 — —
Сплав ВД17
Состав и свойства сплава ВД17*
Сплав ВД17 имеет следующий химический состав: 2,6—3,2%
Си, 2,0—2,4% Mg, 0,45—0,7% Мп, до 0,2% Ti и примесей не бо-
лее 0,3% Fe, 0,3% Si, 0,1% Zn, остальное алюминий. От всех
сплавов типа дуралюмин (Д1, Д6, Д16) сплав ВД17 отличается
заниженным содержанием меди и высоким содержанием магния.
Такое сочетание меди и магния обеспечило ему повышенную
жаропрочность. Поэтому он нашел применение для штамповки
деталей, работающих при температурах 250—300°.
Фазовый состав сплава ВД17
По соотношению содержаний меди и магния сплав ВД17 в
системе А1 — Си — Mg находится в фазовой области а+
+S(Al2CuMg), избыточное количество магния поглощается
«-твердым раствором.
В соответствии с химическим составом и с учетом примесей
сплав ВД17 в отожженном состоянии имеет следующий фазо-
вый состав: a, S(Al2CuMg), Ali2Mn2Cu, TiAl3, AlSiMnFe, иногда
возможно образование и фазы СиА12.
Термическая обработка сплава ВД17
Исследования Л. П. Лужникова и В. М. Новиковой показы-
вают, что наиболее оптимальной температурой закалки полу-
фабрикатов из сплава ВД17 является 500°+|. Понижение тем-
Сплав ВД17 был разработан Л. П. Лужниковым и В. М. Новиковой.
Сплавы системы Al—Си—Mg—Мп (сплавы типа дуралюмин)
257
пературы закалки сплава ВД17 ведет к снижению пределов
прочности и текучести. Повышение температуры закалки сущест-
венного влияния на механические свойства не оказывает, но при
дальнейшем повышении температуры (выше 520°) появляется
пережог, который легко обнаруживается как определением ме-
ханических свойств, так и микроскопическим анализом.
Авторами также было показано, что с увеличением времени
выдержки при температуре закалки до 7—8 час. прочность
прессованных заготовок из сплава ВД17 заметно повышается.
Однако дальнейшее увеличение длительности нагрева приводит
к резкому понижению прочностных характеристик, что обуслов-
лено процессом рекристаллизации полуфабрикатов при темпе-
ратуре закалки.
Сплав ВД17 применяется в искусственно состаренном со-
стоянии, для этого полуфабрикаты из сплава ВД17 после за-
калки обрабатывают по следующему режиму старения: нагрез
до 170° с выдержкой при этой температуре до 16 час. Сплав
ВД17 также может иметь сравнительно высокие характеристики
механических свойств, если его подвергать другим режимам ста-
рения: а) нагрев до 150е с выдержкой при этой температуре
25 час. или б) нагрев до 225° при выдержке 3 часа. Температура
отжига зависит от назначения полуфабрикатов и может быть
значительно выше 350°.
Изменение механических свойств сплава ВД17
в зависимости от температуры и времени ее действия
В табл. 60, 61 и 62 приведены результаты работ Л. П. Лужни-
кова. Данные показывают, что сплав ВД17 является одним
из жаропрочных сплавов. В особенности это ясно видно
Таблица 60
Механические свойства сплава ВД17 при повышенных температурах,
испытанного на кратковременное растяжение.
Темпера- тура испы- Е ар °s(02) °в 10 Ф
тания °C -
кг/мм 2 1 /о
20 7300 28,0 33,0 50,0 • 64,0 15,0 21,0
100 6900 25,0 29,0 45,5 56,0 16,0 22,0
150 6577 27,3 30,2 13,6 56,5 16,0 28,7
200 6563 23,2 27,5 38,0 51,8 16,0 33,4
250 65и0 13,0 17,0 24,0 36,0 16,9 66,6
300 5500 9,6 11,4 17,4 28,0 21,5 76,0
350 4500 3,0 6,0 11,0 20,0 27,6 85,0
17 И. Ф. Колобнев
258 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
при испытаниях на ползучесть и длительную прочность
(табл. 61, 62) при температурах 200, 250, 270, 300 и 320° со вре-
менем выдержки под нагрузкой в течение 50, 100, 300 час. Поря-
док испытания был следующим. Термически обработанные об-
разцы устанавливали на крипмашину с подогретой печью. В те-
чение.одного часа образец прогревали при температуре испы-
тания, после чего давали соответствующую нагрузку. В процес-
се испытания температура колебалась в пределах не более
Таблица 61
Пределы длительной прочности прессованных полос сплава ВД17 при
температурах 200—320°
Темпера- тура испы- тания, °C Напряжение, кг/мм1, при выдержке, час.
25 50 100 150 200 । 250 300
200 22,0 19,0 18,0 17,0 17,0 16,0
230 16,0 14,0 13,0 12,5 12,0 12,0 11,2
250 14,0 11,5 10,0 9,5 9,0 9,0 9,0
270 11,0 10,0 8,0 7,0 6,5 6,0 5,5
300 7,0 6,5 5,5 5,0 4,5 4,2 4,2
320 5,0 4,5 3,5 3,2 3,0 2,5 2,0
Таблица 62
Пределы ползучести и длительной прочности прессованных образцов из
сплава ВД17 при разных температурах кг!мм2
Температура испытания, °C °0,2/100 ПО общей дефор- мации °0,2/100 П° остаточной деформации °во °юо °2ОО
200 18,0 17 15
230 — — 14 12 10
250 4,8 7,0 10 9 8
300 3,0 3,2 6,0 5 4,5
320 — — 3,5 3,0 2,5
±3°. Испытания как на длительную прочность, так и на ползу^
честь проводились по методу, описанному в начале книги.
ДЕФОРМИРУЕМЫЕ СПЛАВЫ СИСТЕМ Al — Mg — Zn,
Al — Mg — Zn — Cu, Al — Mg — Zn — Cu — Mn — Cr
Двадцатилетние исследования сплавов системы Al — Cu —
Mg, посвященные разработке сплавов с пределом прочности
больше 55 кг/мм2, не увенчались успехом. Более успешные ре-
Деформируемые сплавы
259’
зультаты были достигнуты при использовании системы А1—Zn—
Mg—Си.
В работе Зандера и Мейсснера [213] в 1923—1926 гг. было по-
казано, что порознь взятые магний и цинк при старении сущест-
венного влияния на повышение прочности алюминиевых сплавов
не оказывают. Однако совместная их добавка в отношениях, со-
ответствующих образованию фазы MgZn2, способствует резкому
упрочнению сплавов. Это объясняется тем, что фаза MgZn^
при температуре плавления эвтектики может растворяться
в твердом алюминии до 28%, а при температуре 25° толь-
ко 4%. Пр’оцесс распада а-твердого раствора сопровождается
выделением мельчайших дисперсных частиц фазы MgZn2. Такой
характер дисперсионного твердения обеспечил полуфабрикатам
(закаленным с 550° и состаренным при 100° в течение
10 час.) из сплава о 8—9% фазы MgZn2 предел прочности 50—
G0 кг/мм2 при 6 = 20—10%.
Указанный сплав получил название конструкталь-8 и содер-
жал 6,9% Zn, 1,6% Mg и 1,3% Мп. Однако промышленного при-
менения этот сплав не получил из-за низкой его коррозионной,
стойкости: рулоны самопроизвольно разрушались в течение не-
скольких дней под влиянием небольшой влажности воздуха.
Несмотря на большую склонность к коррозии под напряжени-
ем высокая прочность сплавов системы А1—Zn—Mg побуждала
многих исследователей к дальнейшему усовершенствованию ука-
занных сплавов. В Советском Союзе первыми авторами подобных
работ были П. Я. Сальдау и И. М. Замоторин [214—216]. В
1932—1936 гг. ими был разработан алюминиевый сплав под мар-
кой ЦМ, который содержал 5,6% Zn, 5,4% Mg, 0,75% Мп и при-
месей 0,3% Fe и 0,3% Si. Предел прочности такого сплава был
53 кг/мм2 при относительном удлинении до 15%. Однако и этот
сплав также отличался пониженной коррозионной стойкостью.
Сплав ЦМ хотя и не был внедрен в промышленность, но резуль-
таты исследований П. Я. Сальдау и И. М. Заматорина сыграли
важную роль в дальнейшем развитии работ по разработке высо-
копрочных деформируемых алюминиевых сплавов.
В 1939 г. Б. Е. Воловик предложил новый алюминиевый сплав,
системы. А1 — Zn — Mg — Си с пределом прочности 55 кг/мм2.
По его мнению, сплав имеет такую высокую прочность потому,v
что он содержит медь, магний и цинк в отношениях, соответст-:
вующих образованию тройного соединения Cu2Zn3Mg4, которое
является упрочняющей фазой в четверных сплавах. Б. Е. Воло-
вик рекомендовал легировать алюминиевый сплав медью, магни-
ем и цинком в отношениях, отвечающих образованию данной фа-
зы в количестве не менее 9 и не более 14%. При номинальном:
составе сплава рекомендовалось иметь 11,8% фазы (3,3% Си*
2,5% Mg и 6% Zn).
17*
260
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
До войны Б. Е. Воловик, при участии С. М. Воронова и
Ф. В. Тулянкина из нового сплава изготовил заводские партии
полуфабрикатов и при испытаниях подтвердил, что такой сплав
обладает высокой прочностью и более высокой коррозионной
стойкостью под напряжением по сравнению со сплавом ЦМ.
В более поздних работах Д. А. Петрова [27], Н. Д. Нагорской
[27а], Г. В. Килевич-Кизелевич [276], Юм-Розери [217] и др. су-
ществование фазы Воловика не подтвердилось, было установле-
но, что тройные фазы S(Al2CuMg) и Т(A12Zn3Mg3) изоморфный
образуют в четверной системе А1 — Zn — Mg — Си непрерывный
ряд твердых растворов.
Таким образом, в алюминиевом углу тетраэдра А1—Mg —
Zn — Си с a-твердым раствором могут сосуществовать фазы
p(Al3Mg2), S(Al3MgCu), MgZn2, а также и другие, которые опре-
деляются концентрацией легирующих элементов в сплавах.
Пелодтверждение существования тройной фазы Т(Cu2Zn3Mg4)
послужило поводом взять под сомнение правильность методики
получения сплава на основании процентного содержания меди,
• магния и цинка в отношениях, соответствующих образованию
фазы T’(Cu2Zn3Mg4). Эти выводы и предшествующие работы
П. Я. Сальдау и И. М. Заматорина, а также работы В. И.Михе-
евой по исследованию тройной диаграммы А1 — Zn — Mg [218]
создали все необходимые условия для успешных работ по раз-
работке сплавов типа В95.
Предшествующими работами было установлено, что по харак-
теру упрочнения и разупрочнения четверные (А1 — Zn — Mg—•
Си) и более сложные сплавы, содержащие магний и цинк, до-
вольно близко отражают поведение тройных сплавов системы
А1 — Zn — Mg. Следовательно, и меры улучшения коррозионной
стойкости сплавов под напряжением должны быть в общем оди-
наковыми. Так, например, в сплавах системы А1—Zn—Mg или
Al—Zn—Mg—Си фазы MgZn2 и Al2Mg3Zn3 в значительной степе-
ни располагаются по границам зерен твердого раствора, что спо-
собствует развитию межкристаллитной коррозии под воздействи-
ем влажного воздуха. Понижение эффекта закалки и искусствен-
ного старения сплавов в некоторых областях четверной системы
А1—Zn—Mg—Си связано с теми же факторами, что и в тройных
сплавах системы А1 — Zn — Mg. При добавках хрома и марганца
образуются мельчайшие частицы металлических соединений, со-
держащие эти добавки, которые располагаются как по границам
зерен, так и внутри их. При распаде твердого раствора эти части-
цы являются центрами кристаллизации и тем самым способству-
ют появлению внутри зерен частиц новых выделяющихся фаз, со-
держащих магний и цинк (MgZn2, Al2Zn3Mg3), что благоприятно
сказывается на механических свойствах и значительно повышает
коррозионную стойкость под напряжением.
Деформируемые сплавы
261
В работах С. Е. Павлова и К. А. Жигалова было показано,
что искусственное старение не только повышает прочность спла-
вов типа В95, но и значительно улучшает их коррозионную стой-
кость. Это объясняется благоприятным характером структурных^
изменений. В целях повышения коррозионной стойкости листы из-'
сплава В95 обычно плакируют сплавом алюминия с 3,5% MgZn2.
В заключение следует отметить, что пластическая деформация
сплава В95 в свежезакаленном состоянии способствует некоторо-
му задержанию процесса искусственного старения, а следова-
тельно, понижению механических свойств, что необходимо иметь
в виду при применении операции правки листовых материалов.
На эффект термической обработки (закалки и старения)
сплавов системы А1—Mg—Zn—Си примесь кремния оказывает
более вредное влияние, чем примесь железа. Это объясняется тем,
что при малом содержании железа в большом количестве крем-
ния образуется сравнительно малорастворимая фаза Mg2Si за
счет уменьшения количества таких фаз, как MgZn2 и
7(AlCuMgZn), которые обеспечивают основной эффект упрочне-
ния сплавов типа В95. Примерно при одинаковом количестве
кремния и железа образуется нерастворимая фаза AlSiFe, тем
самым обезвреживается действие кремния и полностью высво-
бождается магний для участия в фазовых превращениях в про-
цессе термической обработки сплавов.
Все приведенные соображения были учтены при создании оте-
чественных сплавов под марками: В95, В94, В93, В96 !. Эти спла-
вы были внедрены в производство в следующей последователь-
ности: В95 в 1944 г., В94 в 1955 г., В93 в 1955 г. и В96 в 1956 г.
Следует отметить, что сплав В95 нашел наиболее широкое при-
менение в самых разнообразных областях промышленности.
Сплав В94 был предложен в качестве заклепочного материала,
имеющего прочность на 15—20% больше, чем имеют сплавы
В65 и Д16. Это означает, что при замене сплавом В94 сплавов
В65 и Д16 в виде заклепок может быть получена экономия ме-
талла примерно на 10% и соответственно повышена прочность
конструкции.
1 Сплавы системы Al — Zn — Mg — Си разработаны и освоены следую-
щими коллективами:
В95 — И. Н. Фридляндер, Б. Е. Воловик, С. М. Воронов, В. И. Добаткин,
Е. И. Кутайцева, С. Е. Павлов;
В96 — Е. И. Кутайцева, И. Н. Фридляндер, 3. Г. Филиппова, С. М. Амбар-
цумян, И. И. Гурьев, Н. П. Дронова, Н. И. Васильева;
В94 — И. Н. Фридляндер, Н. И. Зайцева, Н. М. Эдельман, Н. П. Дронова,
В. В. Соловьева;
В93— И. Н. Фридляндер, В. И. Добаткин В. И. Хольнова, И. Л. Хейтель,
Н. Д. Винокуров, И. Я- Зальцман, В. Г. Каврижных.
262 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
/ К недостатку,всех сплавов следует отнести склонность к быст-
рому разупрочнению при повышенных температурах. Поэтому в
конструкциях, подвергающихся аэродинамическому нагреву
(150° и выше), эти сплавы значительно уступают сплавам Д16
и АК4-1.
Из всех сплавов типа В95 сплав В93 обладает лучшими ко-
вочными свойствами, хотя ймеет пониженную прочность в доле^
вом направлении и обладает более высокими свойствами в по-
перечном направлении волокна. Механические свойства поковок
из сплавов В93 и В95 приведены в табл. 63.
Таблица 63
Механические свойства поковок из сплавов В93 и В95
Механические свойства (не менее)
. Поковки из сплавов вдоль направления волокна поперек направления волокна по толщине
°в кг/мм2 °5 кг/мм* «. % °в кг/мм* °s кг/мм1 5, % % кг! мм2 5 %
В93 В95 48 50 40,5 42 6 6 48 45 39 4 3 48 40 3 2
Полуфабрикаты из сплава В93 практически подвергают тем
же режимам термической обработки, что и полуфабрикаты из
сплава В95.
Рис. 106. Диаграмма состояния
сплавов системы А1 — MgZn2
По химическому составу все существующие сплавы группы
В95 укладываются в следующие пределы: 1,7—3,6% Mg, 5—
Ю% Zn, 0,8—3,0% Си, 0,2—0,8% Мп, 0,1—0,5% Сг, 0,1—0,5%
Деформируемые сплавы
263
Zr и 0,1—0,3% V. Такая многокомпонентность сплавов обусловли-
вает создание в них сложных как вторых фаз, так и твердых
растворов. К наиболее характерным особенностям сплавов груп-
пы В95 следует отнести наличие трех упрочняющих фаз:
S(Al2CuMg), T(AlMgZnCu) и MgZn2, из которых последние две
наиболее сильно влияют на упрочнение сплавов. Это объясня-
ется тем, что при температуре закалки (475°) их растворимость
(рис. 106—108) весьма велика, тогда как растворимость фазы
S(Al2CuMg) незначительна. С понижением температуры раство-
римость. фаз Т и MgZn2 сильно падает, что дает возможность
применением соответствующей термической обработки резко по-
высить прочностные характеристики сплавов. Отличительной осо-
бенностью сплавов типа В95, nd сравнению со сплавами типа
дуралюмин, является то, что они в искусственно состаренном
состоянии имеют более высокую коррозионную стойкость, чем в
естественно состаренном состоянии. В целях повышения корро-
зионной стойкости листовые материалы из сплава В95 подвер-
гают двусторонней плакировке.
Состав и свойства сплава В95
Сплав В95 имеет следующий химический состав: 5—7% Zn,
1,8—2,8% Mg, 1,4—2,0% Cu, 0,2—0,6% Мп, 0,1—0,25% Сг и при-
Рис. 107. Диаграмма состояния сплавов системы А1 —
Т (Al2Mg3Zn3)
264
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
прочностью, чем сплавы типа дуралюмин, поэтому нашел широ-
кое применение для изготовления плакированных листов, про-
филей, штампованных и других полуфабрикатов. Механические
свойства некоторых полуфабрикатов из сплава В95 приведены
в табл. 64.
Таблица 64
Механические свойства полуфабрикатов из сплава В25 (не менее)
Вид полуфабриката
в
кг/мм2
Примечание
Листы закаленные и искусст-
венно состаренные............. 49
То же......................... 50
Особо прочные или нагартован-
ные листы......................
Профили толщиной менее 10 мм 51
Профили толщиной 10,1—20лм< 54
Профили толщиной более 20 мм 57
41
42
46
44
45
47
7 Толщина 0,3—2,5 мм
7 Толщина 2,6—10 мм
6 Толщина 1,2—10 мм
6
6
К особенностям сплава В95 следует отнести повышенную чув-
ствительность его к повторным нагрузкам, острым надрезам и
перекосам. Поэтому при отработке конструктивных форм и сече-
ний изделий из сплавов типа В95 и технологии их изготовления
необходимо с максимальной полнотой учитывать особенности
этих сплавов. Чтобы свести к минимуму указанные недостатки,
рекомендуется не допускать царапин, забоин, задиров и создавать
более плавные переходы от одного сечения стенок деталей к
другому.
Сплав В95, как и многие другие алюминиевые сплавы, имеет
более низкие прочностные характеристики- в поперечном направ-
лении заготовок. Это различие тем значительнее, чем больше ве-
личина поперечного сечения прессованных деталей. Такое пове-
дение материала также необходимо учитывать при конкретном
назначении сплава В95 или при выборе технологии изготовления
деталей, чтобы с максимальным эффектом использовать высокую
прочность этого сплава.

266 . Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
Фазовый состав сплавов типа В95
В работах Д. А. Петрова, Н. Д. Нагорской, Г. В. Килевич-
КезелевиЧ, Б. Е. Воловика, И. Н. Фридляндера, Н. М. Эдельман,
Юм-Розери и других исследователей указывается, что фазовый
Достав сплава типа В95 весьма сложен и в зависимости от ско-
рости охлаждения, и колебаний химического состава может зна-
чительно изменяться.
Данные растворимости фаз MgZn2 (рис. 106), Т(Al2Mg3Zn3)
(рис. 107) в твердом растворе и распределения фазовых областей
в алюминиевом углу систем А1—Mg—Zn (рис. 108), Al—
— Cu — Mg (см. рис. 95, 96) и изотермических разрезов при тем-
пературах 200 и 400° (рис. 109) позволяет считать, что сплавы
типа В95 в отожженном состоянии могут иметь следующий фазо-
вый состав: a, MgZn2, AlMgZnCu (являющийся твердым раство-
ром, очевидно, на базе металлического соединения Al2Mg3Zn3,
S(Al2MgCu) и фазы, содержащие хром и марганец. При благо-
приятном соотношении между содержаниями магния, меди и
цинка в сплавах типа В95 может образоваться и фаза
T(Al2Mg3Zn3). Следует отметить, что на фазовый состав может
сильно влиять примесь кремния. Чем больше содержание крем-
ния в сплаве, тем в большей степени магний будет уходить из
упрочняющих фаз MgZn2 и Т (Al2Mg3Zn3) на образование фазы
Mg2Si, практически не участвующей в упрочнении сплавов типа
В95. Поэтому в сплаве В95 рекомендуется держать содержание
кремния на нижнем пределе.
Деформируемые сплавы
267
Исследованиями И. Н. Фридляндера и Е. И. Кутайцевой по-
казано, что Fe с А1 и Мп или с А1 и Сг образует нерастворимые
сложные соединения, тем самым снижая эффект закалки, старе-
ния и пресс-эффекта в изделиях из сплавов типа В95.
Термическая обработка сплава В95
Закалка. Анализ данных рис. 95,96, 106 и 109 показывает, что
сплав В95 склонен подвергаться упрочнению при применении за-
калки и последующего естественного или искусственного старе-
ния. Для этой цели полуфабрикаты из сплава В95 подвергают
закалке с температуры 465—480°. Упрочнение при закалке спла-
вов типа В95 обусловливается степенью пересыщения а-твердого
раствора магнием, цинком, медью, марганцем и хромом и ха-
рактером образования частиц упрочняющих фаз (MgZn2,
Al2Mg3Cu и AlMgZnCu).
Чем массивнее прессованные заготовки, тем в большей мере
могут образовываться скопления легкоплавких эвтектик. Поэто-
му массивные заготовки не следует подвергать закалке с темпе-
ратуры более высокой, чем 475°. Практика показывает, что чем
выше степень деформации, тем больше проявляется пережог
прессованных материалов. Время выдержки при температуре
закалки определяется как видом полуфабрикатов (например,
прутковые заготовки требуют более длительной выдержки, чем
листовые материалы), так и их массивностью. Зависимость вре-
мени выдержки при температуре закалки материалов от их тол-
щин показана в табл. 65.
Таблица 65
Продолжительность нагрева при температуре закалки полуфабрикатов
из сплава BJ5 в зависимости от их толщины (и печного устройства)
Толщина (не более) мм Максимальное время выдержки материала при температуре закалки, мин.
в селитровой ванне в воздушной электропечи
плакированного | неплакированного
0,8 5 8 10
2,5 7 15 30
5,0 10 15 40
12,0 15 60 90
20,0 30 90 90
50,0 55 ПО 130
90,0 90 180 180
Следует заметить, что в некоторых инструкциях указывается,
что нагревать под закалку детали из сплава В95, имеющие свар-
268 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
ные (точечные) швы, необходимо только в воздушных печах, так
как при нагреве в селитровой ванне между сварными точками мо-
жет проникнуть и остаться селитра и тем самым вызвать корро-
зию материала.
Поскольку при температуре закалки сплав В95 обычно содер-
жит высоко пересыщенный a-твердый раствор и учитывая повы-
шенную склонность его к распаду при повышенных температурах,
рекомендуется охлаждение полуфабрикатов в процессе закалки
осуществлять по возможности быстро, а время переноса их из
печи в закалочную среду не должно превышать 15 сек. Влияние
скорости переноса листов с толщиной 1 мм из селитровой ванны
в закалочный бак на их механические свойства показано в
табл. 66.
Таблица 66
Влияние скорости переноса листов сплава ВГ5 из селитровой ванны
в закалочный бак на их механические свойства
Время переноса сек. кг! мм* кг[мм* °. %
3 53,3 50,3 11,2
10 52,5 48,5 10,7
20 51,7 46,1 10,3
30 46,0 38,5 12,0
40 42,7 35,4 11,6
60 40,4 31,6 11,0
Такой же характер изменения механических свойств наблюдается
и у других материалов из сплава В96, тогда как у сплава В93
столь большой разницы не наблюдается. Из табл. 66 видно, что
перенос из ванны в закалочный бак за 30 сек. вызывает
снижение предела прочности на 7 кг/мм2, а предела текучести
на 12 кг/мм2. При этом величина пластичности практически не
меняется.
Вопрос о допустимых количествах перезакалок имеет весьма
важное практическое значение. Например, на заводах-поставщи-
ках допускается перезакалка листов толщиной менее 1,2 мм
только один раз, листов о большей толщиной — два раза, тогда
как прессованные детали могут подвергаться перезакалке до
трех раз.
Старение сплавов типа В95 при комнатной температуре про-
текает медленно, максимум прочности достигается в течение 3
месяцев. За первые два часа вылеживания свежезакаленного ма-
териала его механические свойства изменяются очень мало, а
Деформируемые сплавы
269
при дальнейшей выдержке, особенно в течение первых двух су-
ток вылеживания, резко повышается прочность и снижается
пластичность.
Процесс естественного старения сплава В95 может быть за-
держан путем хранения полуфабрикатов или изделий при низких
температурах: в зависимости от температуры начало процесса
старения задерживается при нуле — на одни сутки, а при минус
18° — на неделю. Причем чем ниже температура, тем выше при-
обретаемая прочность листов из сплава В95 при незначительном
снижении пластичности.
Сплавы типа В95, так же как и сплавы типа дуралюмин, об-
ладают способностью возвращаться по свойствам при воздей-
ствии повышенных температур из естественно состаренного со-
стояния к свежезакаленному, но в более короткое время и при
более низких температурах, чем сплавы типа Д1 и Д16.
При этом процесс возврата идет тем интенсивнее, чем выше
температура отпуска на возврат. Так, например, для получения
свежезакаленного состояния сплава В95 достаточно применить
температуру 120° в течение 1 час. или 160° в течение 5 мин. или
250° в течение 10 сек.
Исследованиями Е. Д. Захарова [236] установлено, что в
процессе старения свежезакаленнрго сплава В95 его удельное
электросопротивление возрастает. При этом указывается, что
в зависимости от температуры старения электросопротивление
или растет длительное время или через определенный отрезок
времени его рост приостанавливается, а затем оно начинает по-
нижаться.
Из рис. 110 видно, что знячаччя электросопротивления имеют
максимум за весьма короткое время выдержки как при темпера-
туре 120°, так и при 140°. В течение первого времени старения
на изменение электросопротивления существенно влияет фактор
деформирования перед старением. При последующем старении
это влияние быстро исчезает и кривые пересекаются тем быстрее,
чем выше температура старения.
Е. Д. Захаров отмечает, что деформирование сплава В95 в све-
жезакаленном состоянии также оказывает существенное влияние
на характер его упрочнения (например, при 10%-ном растяжении
предел текучести возрастает до 23 кг/мм1 2 с одновременным по-
нижением относительного удлинения с 18 до 11%). Однако при
последующем искусственном старении снижается значение пре-
дела текучести. Это снижение тем больше, чем выше температу-
ра старения L Так, например, за один час выдержки предел теку-
1 Вопросам старения сплавов системы А1—Zn—Mg—Си и изучению по-
рядка выделения упрочняющих фаз из твердого раствора посвящено боль-
шое количество работ [19; 27, 214—218, 227—237]. Однако эти вопросы до
оих пор продолжают оставаться недостаточно изученными.
о
Время старения
6
Рис. НО. Изменение электросопротивления в
процессе старения сплава В95 при температуре
120° (а) и 140° (б). Пунктиром обозначено изме-
нение электросопротивления образца, растянутого
на 5% в свежезакаленном состоянии
Деформируемые сплавы
271
чести в зависимости от температуры понижается следующим
образом:
Температура, °C .................... 120 140 160
Снижение cs, кг/мм2 ...... .... 3 4,5 5 (за 30 мин)
В работах И. Н. Фридляндера, Е. И. Кутайцевой, Е. Д. Заха-
рова и др. показано, что старение сплавов системы А1—Zn—
Mg—Си протекает в несколько стадий, характеризующих изме-
нение свойств: в первой стадии (до 80°) повышение прочности и
электросопротивления, во второй стадии (120—140°) дальнейшее
повышение прочности и снижение электросопротивления, в треть-
ей стадии (при более высоких температурах или длительных вы-
держках) снижение прочности, пластичности и электросопротив-
ления.
Достаточно высокий эффект при искусственном старении из-
делий из сплава В95 может быть достигнут применением одного
из следующих режимов:
1. Для неплакированных материалов: нагрев до 135—145°,
выдержка при этой температуре в течение 16 час., охлаждение
на воздухе.
2. Для плакированных листов: нагрев до 120—125°, выдерж-
ка при этой температуре до 24 час., охлаждение на воздухе.
3. Можно применять и ступенчатый режим: 3-час. выдержка
при температуре 115—125°, затем 3-час. выдержка при темпера-
туре 157—163°, охлаждение на воздухе.
Ступенчатый режим может осуществляться как в одной на-
гревательной печи, так и в двух с переносом материалов. Причем
перенос материала из одной печи в другую, связанный с охлаж-
дением до комнатной температуры, на качество изделий не влияет.
Ступенчатый режим обеспечивает более высокую коррозион-
ную стойкость и улучшает расклепываемость сплава.
За последние годы появились работы, в которых предлагают-
ся новые методы термической обработки. Так, например, в работе
К. М. Погодина-Алексеева и Г. И. Эскина приведены данные по
изучению влияния ультразвука на твердение сплава В95 (с со-
держанием 6,5% Zn, 1,98% Mg, 1,6% Си, 0,48% Мп, 0,19% Fe
и 0,1% Si). Исследование было проведено на образцах формы
шайбы диаметром 14 мм и высотой 6 мм непосредственно после
закалки с температуры 470°. Исследование вели при двух темпе-
ратурах + 20 и +123°. Для воздействия ультразвука на дисперси-
онное твердение сплава при комнатной температуре было исполь-
зовано трансформаторное масло. Причем образец помещали
прямо на поверхность кварцевого возбудителя (пластинка диа-
метром 30 мм и толщиной 2 мм). Для создания ультразвукового
воздействия при повышенной температуре (125°) применяли ме-
272 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
дицинское касторовое масло, имеющее температуру вспышки
275°. Ультразвук подавали сверху на образец от генератора с
удельной мощностью 1,6 вт/см2.
Были получены следующие результаты: эффект старения как
при комнатной температуре, так и при температуре 125°, был
значительно больше у «озвученных» образцов, чем у «неозвучен-
ных». В выводах работы указывается, что ультразвуковой метод
может быть вполне успешно применен как при естественном, так
и при искусственном старении алюминиевых сплавов.
В процессе старения при температуре 140° наблюдается сни-
жение предела прочности лишь только после 24-час. выдержки,
тогда как предел текучести продолжает оставаться еще высоким.
В этом случае относительное удлинение резко снижается (на 50%
по сравнению с закаленным состоянием).
В процессе старения при температуре 160° снижение прочно-
сти наблюдается уже после 12-час. выдержки, тогда как при тем-
пературе 180° предел прочности снижается уже после 2-час. вы-
держки (табл. 67). Таким образом, по мере повышения темпера-
туры старения эффективное время выдержки при старении резко
сокращается. Другими словами, распад a-твердого раствора идет
более быстро, чем у сплавов типа дуралюмин.
Анализ этих данных показывает, что повышение температуры
старения при кратковременных выдержках (до 30 мин.) дает
практически одинаковый эффект повышения пределов прочности
и текучести без изменения относительного удлинения. Однако чем
длительнее выдержка, тем сильнее сказывается действие темпе-
ратур. При этом во всех случаях снижается относительное удли-
нение.
При температуре старения 120° прочность полуфабрикатов
возрастает по мере увеличения времени выдержки (до 72 час.).
При этом пластичность их снижается незначительно, что является
отличительной особенностью данного режима старения для спла-
вов типа В95.
Отжиг полуфабрикатов из сплава В95 производится при тем-
пературе 430 + 10°. Время выдержки зависит от массивности по-
луфабрикатов. Так, при толщинах до 10 мм время выдержки ре-
комендуется доводить до 60 мин., при толщине 10—15 мм — до
90 мин., а при толщине 15—20 мм время выдержки увеличивается
до 120 мин.
Охлаждение полуфабрикатов следует производить вместе с
печью со скоростью 30—50° С/час до температуры 150°. Даль-
нейшее охлаждение можно вести на воздухе.
При отжиге в селитровой ванне время выдержки можно со-
кратить примерно до 30% от времени, указанного для выдержки
в воздушных печах. Когда полуфабрикаты подвергаются проме-
жуточному отжигу (для снятия нагартовки), температура отжига
Механические свойства сплава В95 после закалки в зависимости
S Ф ЙЙ о. £ h 120° 140°

Д. О’ 5 Ф Эе» °ь °s (0.2) аь as (0.2)
R ф к % б, %
® а
ф s 2* О. Q.g СО В и кг/мм2 кг/мм9
Сек.
0 29,1 13,5 20,9 28,7 12,7 20,6
5 — — — 33,1 16,7 16,6
10 — — — 34,0 18,4 21,0
20 — — — 36,0 20,3 21,0
30 — — — 36,4 19,9 21,7
Мин.
1 34,3 16,0 20,8 36,3 20,4 21,2
2 36,1 17,9 21,9 36,5 20,8 21,3
5 36,9 20,6 21,4 37,0 21,7 21,4
15 37,9 21,3 21,5 37,0 22,3 21,5
30 39,8 24,0 19,9 38,4 24,2 21,1
Часы
1 40,4 24,2 19,3 — — —
1,5 — — — 43,0 32,2 16,9
2 43,8 28,8 18,3 — — —
2,5 — — — 43,8 35,1 14,4
3 — — — — — —
4 45,1 32,6 18,1 45,7 38,2 13,1
5 — — — — — —.
6 46,0 30,8 18,0 — —— —
8 46,7 36,4 17,1 46,6 39,4 11,1
12 46,9 37,0 16,1 47,4 41,7 12,0
24 48,0 39,4 15,8 47,9 42,3 10,7
30 48,2 39,8 13,0 47,5 42,2 11,5
50 48,7 40,9 12,6 — — —
72 49,6 42,4 12,5 47,1 41,4 9,8
Таблица 67
от температуры и времени искусственного старения
160° 180°
°ь as (0.2) °ь (0,2)
6» 70 %
кг/мм9 кг/мм2
30,3 13,4 22,6 30,0 15,3 21,0
36,3 20,5 19,6 36,7 22,8 20,6
36,3 20,6 21,3 36,4 21,9 20,0
36,3 20,5 19,7 35,5 19,8 22,7
36,3 21,3 20,6 35,5 20,1 22,9
36,0 20,9 21,7 35,1 20,2 21,4
36,2 20,7 22,3 35,4 21,1 21,9
36,7 20,5 20,4 35,2 19,6 21,2
37,0 21,8 20,9 35,4 21,5 21,2
37,3 22,0 20,8 1 36,0 22,0 20,3
.—
43,8 35,9 12,1 42,3 33,4 Н,1
— — — 40,8 31,3 9,4
46,1 38,7 11,8 41,4 32,6 9,3
— — — 40,4 32,9 9,5
46,4 39,2 10,6 41,4 32,3 9,5
46,3 38,2 10,1 39,5 30,4 9,1
46,2 39,0 10,1 — — —
46,0 38,7 9,7 38,9 29,1 10,0
45,8 38,5 10,2 38,4 29,6 9,5
44,8 37,3 9,5 — — —
— — — — — —
— — —. —
42,1 34,4 9,8 — — —
274
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
может быть понижена до 390°. В этом случае охлаждение ведут
на воздухе. Примерно также ведет себя при отжиге сплав В95,
несколько иначе сплав В94. Он разупрочняется при более низких
температурах (200—350°) и в этом случае имеет более высокую
пластичность и лучшую расклепываемость. Повышение темпера-
туры отжига понижает эти свойства. Для снятия внутренних
напряжений перед холодной обработкой со средней степенью
деформации к термически обработанным материалам применяют
сокращенный отжиг: нагрев 290—320, выдержка 2—4 час., ох-
лаждение на воздухе или в воде.
Сплав В95 в отожженном состоянии имеет практически такие
же технологические свойства, что и сплавы дуралюмин. В отож-
женном состоянии из него можно изготовлять детали сложной
формы путем глубокой штамповки из листовых материалов.
Так как основное преимущество сплава В95 заключается в вы-
сокой прочности, приобретаемой термической обработкой на уп-
рочнение (закалкой и старением), то все изделия из сплава В95,
полученные в отожженном состоянии, необходимо подвергать
закалке, но при этом изделия могут сильно изменять свою форму
и требуется дополнительная правка в свежезакаленном состоя-
нии. Это является недостатком сплава В95, который необходимо
учитывать при выборе технологии изготовления деталей, так как
ряд деталей можно получить штамповкой и в свежезакаленном
состоянии.
Изделия и полуфабрикаты, деформированные в свежезакален-
ном состоянии, не требуют дополнительной перезакалки перед
искусственным старением, что является преимуществом деформи-
рования в свежезакаленном состоянии перед деформированием
в отожженном состоянии.
Влияние повышенных температур на механические свойства
сплава В95
Сплав В95, так же как и другие сплавы, принадлежащие
к этой группе, весьма чувствителен к действию повышенных тем-
ператур, в особенности под нагрузкой. Поэтому полуфабрикаты
из сплава В95 и др. для длительного их использования могут
успешно применяться лишь при температурах не выше 120°, так
как в условиях длительного действия нагрузки, например за
100 час., при указанной температуре прочность снижается на
10%, а при температуре 175° и выше твердый раствор этих спла-
вов склонен к сравнительно сильному рападу и коагуляции ча-
стичек вторых фаз, что приводит к резкому снижению прочности
(табл. 68).
Деформируемые сплавы
275
Таблица 68
Изменение механических свойств полуфабрикатов из сплава В95
в зависимости от температуры и времени её действия
(И. П. Булыгин и др.)
Темпера- °10 кг/мм2 о 100 KSflAM2 ° 1,0/10 кг/мм2 °1,0/100 кг/мм2 ° — 1 кг!мм2
тура испы- тания °C профи- ли листы профи- ли листы профи- ли листы профи- ли листы на базе 10* на базе 10»
циклов циклов
24 — 16,9 15,5
1U0 47 38 44 35 41 38 38 35 — —
150 36 27 25 21 30 27 24 22 9,1 8,4
190 20 15 13 10 17 15 11 10 — —
200 — — — — — — — — 6,6 5,8
260 — — — — — — — — 5,6 5,2
Примечание. о10 и о100 — пределы
длительной
прочности за 10 и 100 час.
испытния.
°1,0/10’ °1,0/100
деформации 1,0%).
— пределы прочности за 10- и 100-час. испытания (при общей
при изгибе.
—1
— предел выносливости
Микроструктуры сплава В95
Микроструктура поперечного сечения прутка сплава В95 рез-
ко отличается от микроструктуры продольного сечения, т. е.
вдоль волокна. Различие в микроструктурах образцов, вырезан-
ных в поперечном и в продольном направлениях, в значительной
мере объясняет причину различия механических свойств в раз-
ных направлениях полуфабриката.
Анализ микроструктур сплава В95 показывает, что пережог
в изделиях характеризуется утолщенными границами зерен с оп-
лавлением эвтектических скоплений (округлой формы), располо-
женных как внутри зерна a-твердого раствора, так и на его гра-
ницах. При действии 0,5%-ного раствора фтористой кислоты
[189] отожженный шлиф сплава В95 сильно протравливается, что
является типичным для данного состояния.
В табл. 69 приведены данные минимальных и типичных меха-
нических свойств листов толщиной до 2,5 мм сплава В95АТ в
закаленном и искусственно состаренном состоянии, испытанных
на растяжение при разных температурах.
Данные табл. 69 показывают, что уже при температурах
125—150° сплав В95 теряет свое преимущество перед сплавами
18*
276
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
Таблица 69
Минимальные и типичные механические свойства при растяжении
при разных температурах (листы толщиной 2,5 мм)
(С. И. Ратнер и др.)
Темпера- тура испы- тания °C Е кг/мм2 % кг/мм2 °0 2’ ^ммг ° - /— 11,3]/ Р %
мини- мальный типич- ный мини- мальный типич- ный
20 6700 49,0 52,0 41,0 44,0 14
100 6200 44,0 48,0 38,0 41,0 14
125 5900 44,0 48,0 37,0 40,0 14
150 5600 39,0 41,0 33,0 35,0 15
175 5400 35,5 37,0 30,0 32,0 16
200 5100 26,0 28,0 22,5 24,0 11
250 4700 14,0 15,0 11,0 12,0 16
300 — 7,5 8,5 6,5 7,0 31
типа Д16, Д20, Д21 и АК8. Особенно катастрофическое сниже-
ние свойств наблюдается при температурах выше 200°.
Следует отметить, что чем в большей степени легирован
a-твердый раствор сплавов типа В95, тем больше такие сплавы
проявляют склонность к разупрочнению при длительном дей-
ствии температур и нагрузок, что обусловливается интенсивно-
стью протекания диффузионных процессов.
Как уже указывалось ранее, применение сплава В95 (а равно
и других сплавов этой группы, например В94, В96) в конструк-
циях, длительно работающих при температурах выше 125°, не
является целесообразным. Однако для разового кратковремен-
ного назначения даже при высоких температурах, когда еще про-
цесс коагуляции продуктов распада a-твердого раствора не ус-
певает пройти, сплавы типа В95 могут быть успешно использо-
ваны.
КОВОЧНЫЕ СПЛАВЫ СИСТЕМ Al — Mg — Si, Al —Mg—Si —Си
Сплавы этой группы имеют общую упрочняющую фазу
Mg2Si, роль которой в упрочнении ковочных сплавов уменьшает-
ся по мере усложнения их химического состава и возрастания об-
щего содержания легирующих элементов, что обусловливает об'
разевание других более упрочняющих фаз (CuA12, Al2CuMg). По-
этому по прочности сплавы этой группы можно расположить в
следующий восходящий ряд: АВ (АК5), АК6, АК8.
Все эти сплавы содержат сравнительно большое количество
кремния и не содержат никель. Поэтому они обладают повышен-
ными технологическими свойствами, что позволяет изготовлять
Ковочные сплавы систем Al—Mg—Si, Al—Mg—Si—Си
277
из них методами ковки и штамповки сложные по конфигурации
детали.
Сплавам АК5, АК6 и АК8 предшествовал сплав авиаль, коте
рому фирма «АЛКОА» присвоила марку 51S. Этот сплав был
разработан и запатентован Г. Джеффрисом и Е. Арчером в 1923 г.
Хотя по прочности он уступал сплаву дуралюмин, но по техно-
логическим свойствам превосходил последний. Поэтому с неболь-
шими изменениями в химическом составе он был быстро приме-
нен почти во всех странах.
В 1929 г. Ю. Г. Музалевский провел тщательное исследование
по изучению влияния режимов термической обработки на меха-
нические свойства сплава авиаль. По установлении оптимальных
режимов закалки и искусственного старения он успешно внедрил
его в серийное производство. При этом Ю. Г. Музалевский во
всех случаях применял искусственное старение непосредственно
после закалки. Поэтому он, как и многие другие исследователи,
не заметил, что время вылеживания после закалки существенно
снижает эффект искусственного старения.
Для установления закономерности влияния фазового состава
на изменение прочностных характеристик сплавов типа авиаль
(51S) многими исследователями были проведены большие рабо-
ты. Еще в 1921 г. Розенгейн, Арчбутт и Хансен [193, 223] указы-
вали, что силицид магния оказывает решающее влияние на уп-
рочнение сплавов системы А1—Mg—Si. Годом позже Д. Хансен
и М. Гейлер [74] опубликовали диаграмму состояния системы
А1—Mg—Si, в которой были разобраны как сплавы, лежащие на
псевдобинарном разрезе А1—Mg2Si, так и сплавы с избытком
магния или кремния. Авторы отмечали, что упрочнение этих
сплавов при старении находится в прямой зависимости от коли-
чества фазы Mg2Si, перешедшей в твердый раствор при темпера-
туре закалки (где может быть удержано до 1,5% Mg2Si). В от-
личие от этого. Джеффрис и Арчер считали, что при оптимальном
химическом составе сплав 51S должен содержать 0,6% Mg и 1,0%
Si, чтобы обеспечить образование достаточного количества упроч-
няющей фазы Mg2Si, тройной фазы AlSiFe (поскольку сплав
имеет примесь железа) в целях обезвреживания действия железа
и небольшой избыток кремния, который может переходить в
a-твердый раствор во время нагрева под закалку и тем самым
влиять на эффект упрочнения сплава.
А. А. Бочвар, К. В. Горев и А. М. Корольков [76] указывают»
что в сплавах типа технического алдрея (содержащего 0,2—0,4%
Fe) избыток кремния заметно повышает эффект термической об-
работки и потому является полезным; в сплавах же, почти сво-
бодных от железа, избыток кремния не приносит полезного изме-
нения свойств, очевидно, это объясняется тем, что в сплавах, со-
держащих железо, часть кремния связана в Х-составляющую, и
278 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
чтобы полностью использовать магний в виде Mg2Si, надо доба-
вить избыток кремния.
Г. Г. Уразов и Т. Е. Шушпанова [77] считают, что максималь-
ный эффект упрочнения при термической обработке сплавов
А1—Mg—Si наблюдается не у сплавов, находящихся на линии
псевдобинарного разреза А1—Mg2Si (диаграммы состояния си-
стемы А1—Mg—Si), а у сплавов, содержащих избыток как крем-
ния, так и магния.
На основании рентгенографического исследования раствори-
мости магния и кремния в твердом алюминии В. Г. Кузнецов и
Е. С. Макаров [79] указывают на несколько большую раствори-
мость Mg2Si в области А1—Mg2Si—Mg, чем в области
А1—Mg2Si—Si.
В более поздней работе М. Гейлер [205] отмечает, что макси-
мальное упрочнение при термической обработке имеют те сплавы
системы А1—Mg—Si, в которых соотношение кремния к магнию
составляет 1:1. Этим самым подчеркивается, что сплавы долж-
ны легироваться таким образом, чтобы кремния в них было не-
сколько больше, чем требуется для образования Mg2Si. В этом
случае сплавы приобретают больший эффект в упрочнении ука-
занных сплавов. Кроме того, положительная роль кремния не
зависит от присутствия в сплаве железа, вредное влияние кото-
рого уничтожается не кремнием, а магнием.
В работах по исследованию процессов упрочнения сплавов
Системы А1—Mg—Si, содержащих до 2% Mg и до 2% Si, С. М.
Воронов [78] приходит к выводу, что на всех кривых, характери-
зующих изменение прочности сплавов в зависимости от их соста-
ва, имеется только один максимум, отвечающий составу сплава,
в котором имеется фаза Mg2Si и избыток кремния. Причем из-
быток кремния как в присутствии, так и в отсутствие железа
способствует резкому ускорению процесса упрочнения сплавов
при искусственном старении.
Так, например, при избытке кремния 0,6% в сплаве типа 51S
процесс искусственного старения ускоряется почти в два раза
по сравнению с тем случаем, когда сплав содержит магния и
кремния в отношениях, отвечающих образованию фазы Mg2Si.
В противоположность другим исследователям С. М. Воронов
доказывает, что присутствие в сплаве 0,2—0,4% Fe увеличивает
эффект упрочнения. Это явление он объясняет тем, что присут-
ствие небольшого количества железа способствует торможению
процессов роста зерен при рекристаллизации сплава в период
его нагрева под закалку.
Одновременно с изучением влияния химического состава на
эффект термической обработки С. М. Воронов еще в 1934 г. об-
наружил и объяснил влияние вылеживания сплавов типа авиаль
(51S) после их закалки на эффект упрочнения при искусственном
Ковочные сплавы систем А1—Mg—Si, Al—Mg—Si Си
279
старении \ тогда как другие исследователи не обратили внима-
ния на это явление.
Заслуга С. М. Воронова заключается в том, что он первый
установил, что максимальный эффект упрочнения сплава авиаль
(51S) наблюдается в тех случаях, когда искусственное старение
производится тотчас после закалки и не позднее 30 мин., так как
при большем времени вылеживания при комнатной температуре
развивается достаточно интенсивный процесс естественного ста-
рения, снижающий эффект последующего искусственного старе-
ния, что обусловливает замедление процесса фазовых превра-
щений при искусственном старении.
Для борьбы о этим явлением, а также в целях дополнитель-
ного упрочнения сплава авиаль (51S) С. М. Воронов предложил:
1) сузить пределы содержания магния и кремния до концен-
траций, обеспечивающих максимальное упрочнение, достаточное
для восполнения наблюдающихся снижений пределов текучести,
прочности и твердости (Mg2Si не ниже 1,0—1,2% при избытке
кремния 0,2—1%);
2) подобрать оптимальные условия закалки и искуссственно-
го старения;
3) дополнительно легировать сплав марганцем и медью.
Было показано, что при температуре нагрева под закалку
560° в сплаве авиаль (51S) удается достигнуть максимальной
степени растворения легирующих элементов (кремния и магния)
и при закалке зафиксировать наиболее пересыщенный твердый
раствор. Однако в этом случае создается более грубая (крупно-
кристаллическая) структура, понижающая механическую проч-
ность настолько, что эффект повышения степени пересыщения
a-твердого раствора сглаживается. При закалке с температуры
500° удается получить мелкозернистую структуру, которая обус-
ловливает более высокие значения механических свойств, но в
этом случае а-твердый раствор имеет пониженную степень пере-
сыщения, что не обеспечивает наибольшего эффекта искусствен-
ного старения.
Исходя из изложенного, С. М. Воронов предложил полуфаб-
рикаты из сплавов системы А1—Mg—Si закаливать с температу-
ры 530°. В этом случае достигается, во-первых, довольно высо-
кая степень пересыщения a-твердого раствора, во-вторых, обра-
зуется мелкозернистая структура- рекристаллизованного мате-
риала. Такое сочетание указанных факторов обусловливает по-
лучение максимального эффекта при искусственном старении.
Для предотвращения развития процесса естественного старе-
ния. вредно влияющего на последующее искусственное старение,
1 Это явление М. Гейлер и Г. Престоном было замечено еще в 1910 г. (о
чем С. М. Воронов не знал). Однако авторы <в своей работе ограничились лишь
констатацией факта, воздержавшись от объяснения существа явления.
280
Т ермическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
С. М. Воронов предложил сразу же после закалки подвергать по-
луфабрикаты из сплавов системы А1—Mg—Si кратковременно-
му искусственному старению (10—20-мин. выдержка при темпе-
ратуре 150°), что позволяет допускать длительное вылеживание
материала, избегая снижения эффекта последующего (оконча-
тельного) искусственного старения.
Дополнительная операция кратковременного искусственного
старения ускоряет процесс упрочнения во время последующего
(окончательного) искусственного старения.
Для предотвращения вредного влияния естественного старе-
ния на эффект последующего искусственного старения, а также
в целях значительного повышения механических свойств
С. М. Воронов предложил добавлять к сплаву авиаль 0,2—
0,6% Си и 0,15—0,35% Мп (вместо марганца также успешно мо-
жет быть использован хром). Новому сплаву была присвоена
марка АВ (или АК5). Совместные добавки меди и марганца спо-
собствуют получению достаточно мелкозернистой структуры при
рекристаллизации и повышению эффекта искусственного старе-
ния. Новый сплав имеет неоспоримое преимущество перед аме-
риканскими сплавами 51S и 61S, из которых в основном изготов-
ляются те же полуфабрикаты, как и из сплава АК5.
В дальнейших работах С. М. Воронов установил, что увели-
чение содержания меди в сплаве типа АК5 способствует значи-
тельному повышению прочности, однако при этом снижаются его
технологические свойства. В результате исследований был пред-
ложен новый сплав АК6, отличающийся от сплава АК5 повышен-
ным содержанием меди. Сплав АК6 практически имеет такую же
прочность, как и сплавы Д1 и RR56, но превосходят их по тех-
нологическим свойствам. Поэтому сплав АК6 является замените-
лем сплавов типа Д1 и RR56.
Для улучшения технологических свойств было предложено к
сплаву дуралюмин добавлять кремний. Новый сплав получил
марку АК8. Он более прочен, чем сплав АК6. Сплав АК8 по хи-
мическому составу отличается от сплава АК6 лишь повышенным
содержанием меди. По прочности сплав АК8 практически яв-
ляется таким же, как и сплавы Д6 и Д16, но по технологическим
свойствам он значительно превосходит их. Поэтому сплав АК8 яв-
ляется заменителем сплавов Д6 и Д16.
Сплавы АК6 и АК8, как и сплав АК5, могут подвергаться как
естественному, так и искусственному старению. Причем в естест-
венно состаренном состоянии сплавы имеют несколько понижен-
ную прочность и повышенную пластичность, а в искусственно
состаренном состоянии, наоборот, повышенную прочность и по-
ниженную пластичность. Из сплавов (АК5, АК6 и АК8) хорошо
отливаются крупные слитки, которые хорошо куются, что пре-
допределяет область их применения. Детали, предназна-
Ковочные сплавы систем А1—Mg—Si, Al—Mg—Si—Си
281
ченные для обработки при комнатной температуре, предпочти
тельно изготовлять из сплавов АК6 или АК8, нежели из сплавов
типа АК4.
Сплав АВ (АК5)
Состав и свойсггва сплава АВ (АК5)
Сплав АВ (АК5) содержит 0,45—0,9% Mg, 0,5—1,2% Si,
0,2—0,6% Си, 0,15—0,35% Мп(Сг) и примесей не более
0,5% Fe, 0,2% Zn, сумма примесей допускается до 0,8%, осталь
ное алюминий.
Сплав АВ (АК5) отличается высокими технологическими
свойствами как при литье различных слитков, так и при дефор-
мации в горячем и холодном состояниях. Поэтому он нашел ши-
рокое применение в 1934 г. в самых разнообразных отраслях про-
мышленности в виде листов, прутков, плит, поковок и штампо-
вок. Так, например, из него изготовляют такие сложные детали,
как штампованные картеры двигателей воздушного охлаждения
и другие детали.
Сплав АВ имеет весьма высокую пластичность как в отож-
женном состоянии (АВМ), так и в закаленном и естественно со-
старенном состояниях. Однако в искусственно состаренном со-
стоянии (АВТ1) полуфабрикаты из этого сплава обладают не-
сколько пониженной пластичностью, но повышенной прочностью.
Основными легирующими компонентами сплава АВ являются
магний, медь, марганец и кремний, но количество меди в этом
сплаве во много раз меньше, чем в других сплавах этой
группы (АК6 и АК8). Поэтому твердый раствор сплава АВ ме-
нее пересыщен, что обусловливает пониженные прочностные ха-
рактеристики этого сплава по сравнению со свойствами сплавов
АК6 и АК8.
Хотя в сплаве АВ содержится марганца меньше, чем в спла-
вах АК6 и АК8, однако эта добавка довольно сильно влияет на
повышение прочности прессованных полуфабрикатов (вследст-
вие явления пресс-эффекта). В этом случае происходит специфи-
ческое развитие фазовых превращений, протекающих иначе, чем
фазовые превращения в этом же сплаве, подвергшемся другим
видам обработки давлением.
Фазовый состав сплава АВ (АК5)
В технических условиях допускаются сравнительно большие
колебания каждого компонента сплава АВ, что в реальных
производственных условиях создает возможность значительно-
го изменения фазового состава, а в связи с этим и изменений ме-
ханических и других свойств полуфабрикатов из этого сплава.
Так, например, в зависимости от количественных соотношений
компонентов и примесей железа кремний может участвовать в об-
282
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
разовании таких фаз, как Mg2Si, ^(Al^MgsCihSi^, AlSiFe или
Al10Mn2Si (в отсутствие железа).
В соответствии с диаграммами состояния сплавов систем
А1 — Si — Mg (см. рис. 16, 17), А1 — Си — Si — Mg (рис. Ill, 113.
114), Al — Si — Cu — Fe (рис. 112) и Al — Cu — Mg — Fe (cm.
рис. 84) в отожженном состоянии сплав АВ (АК5) вероятнее все-
Рис. 111. Распределение фазовых областей в твердом
состоянии в алюминиевом углу системы А1 — Си —
Mg—Si [70]
го содержит следующие фазы: Mg2Si, IF (Al х MgsSi4Cu4) и
AlSiMnFe. Причем наибольшее упрочнение сообщает фаза Mg2Si
и частично фаза IF(AlxMg5Cu4Si4), тогда как фаза AlSiMnFe яв-
ляется нерастворимой, поэтому практически в процессах фазо-
вых превращений (в твердом состоянии) участия не принимает.
Термическая обработка сплава АВ
В соответствии с химическим и фазовым составом температу-
ру нагрева сплава АВ (АК5) под закалку можно допускать вы-
ше 530°. Однако, согласно работам С. М. Воронова [78], наибо-
лее оптимальной температурой закалки является 520 +10°. При
этом необходимо учитывать время выдержки при температуре
закалки, массивность изделий и вид обработки давлением.
Раньше уже указывалось, чго в алюминиевых сплавах, со-
держащих марганец, при температуре закалки протекают три
процесса: быстрое растворение магния, меди и кремния; мед-
Рис. 112. Распределение фазовых областей в твердом
состоянии в алюминиевом углу системы А1 — Si — Fe—
Си гири 4% Си [70]
^6
Рис. ИЗ. Диаграмма плоскостного разреза тетраэдра А1 — Си — Mg — Si
при 90% Al [27]
284
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
ленное выделение мельчайших частиц марганцовистой фазы из
a-твердого раствора и рекристаллизации.
Прирост прочности полуфабрикатов из сплава АВ (АК5) при
термической обработке не столь значителен, как в сплавах ти-
па АК8 или дуралюмин, что объясняется недостаточной степе-
нью легирования a-твердого раствора.
Полуфабрикаты из сплава АВ (АК5) можно подвергать как
естественному (в течение не менее 4 суток), так и искусствен-
ному старению при температурах 150—165° с выдержкой
6—15 час. с последующим охлаждением на воздухе. Однако
Nit %
Рис. 114. Распределение фазовых областей в твердом состоя-
нии в системе А1—Ni—Fe—Си при 4% Cu [70]
наибольший эффект упрочнения, особенно в отношении предела
текучести, получается при искусственном старении. Необходимо
иметь в виду, что искусственное старение предпочтительнее осу-
ществлять незамедлительно после закалки и во всяком случае не
позднее чем через 6 час., чтобы обеспечить материалу возмож-
ность приобрести максимальную прочность. При более высоких
температурах (более 160°) сокращается время старения, но при
этом возрастает опасность перестаривания и связанное с этим
снижение прочности сплава. ’
Температура отжига сплава АВ обычно колеблется в преде-
лах 380—420°. Охлаждение происходит на воздухе. В случае
производства отжига в селитровой ванне охлаждение на воздухе
следует вести до температуры не выше 200°, а затем, для лучшей
промывки от селитры, — в воде с последующей протиркой мяг-
кими салфетками. Время выдержки полуфабрикатов при темпе-
ратурах отжига определяется как степенью нагартовки, так и
массивностью их.
Ковочные сплавы систем А1—Mg—Si, Al—Mg—Si—Си
285
О. С. Бочвар [202] в своих работах показала, что микротвер-
дость в разных местах зерен твердого раствора прессованного
сплава АВ в свежезакаленном состоянии практически одинакова
(28—28,4 кг/мм2), в естественно состаренном состоянии микро-
твердость этих зерен повышается примерно на 33—46%, а в
искусственно состаренном состоянии — на 47—86%. Причем по-
вышение микротвердости внутри зерен после естественного ста-
рения происходит в направлении от их границ к центру, тогда
как в искусственно состаренном состоянии эти изменения наблю-
даются в обратном направлении.
Представляет интерес и тот факт, что в естественно состарен-
ном состоянии излом изделия из сплава АВ не имеет шиферности
[97], тогда как в искусственно состаренном состоянии у прессо-
ванного материала шиферность может проявляться. Аналогичное
поведение сплава АВ наблюдается и в отношении чувствительно-
сти его к межкристаллитной коррозии. Этот факт показывает, что
характер изменения состояния твердого раствора при естествен-
ном и искусственном старении различен даже и в том случае,
когда не удается обнаружить образование частиц фазы Mg2Si
при помощи электронного микроскопа.
С. М. Воронов и В. И. Добаткин [203] указывают, что хотя им
при помощи электронного микроскопа и не удалось обнаружить
выделения частиц силицида магния из твердого раствора спла-
ва АВ после старения при температурах 150—160°, тем не менее
ряд косвенных доказательств не оставляет никаких сомнений в
том, что хрупкие прослойки создаются путем преимущественного
выделения продуктов распада твердого раствора по границам зе-
рен.
Сплав А Кб
Состав и свойства сплава А Кб
Сплав АК6 имеет следующий химический состав: 1,8—2,6% Си,
0,4—0,8% Mg, 0,4—0,8% Мп, 0,7—1,2% Si и примесей не более
0,7% Fe, 0,1% Ni, 0,3% Zn, сумма всех примесей не более 1,1%,
остальное алюминий. Следовательно, сплав АК6 содержит не-
сколько больше кремния и в 7 раз больше меди, чем сплав
АВ (АК5). В целях устранения столбчатой структуры в слитках
и уменьшения крупнозернистости готовых изделий в сплав АК6
присаживают небольшие добавки титана (0,02—0,1 %) и хрома
(0,01—0,2%). В этом случае сплаву присваивается марка АК6-1.
Так как сплав АК6 содержит почти в два раза меньше меди,
чем сплав дуралюмин (Д1, Д6, Д16), то в естественно состарен-
ном состоянии по прочности он уступает сплаву дуралюмин, но
286 Термическая обработка деформируемых, алюминиевых сплавов
в искусственно состаренном состоянии почти равнопрочен дура-
люмину (Д1) и превосходит сплав АВ (АК5). По технологиче-
ским свойствам сплав АК6 значительно превосходит сплавы Д1 и
Д6. По пластичности сплав АК6 как при комнатной, так и при
повышенных температурах также превосходит сплавы АК2, АК4
и АК8.
Из сплава АК6 изготовляют прутки, крупные и сложные по
геометрии поковки, штамповки и другие изделия. Сплав АК6 об-
ладает более высокой коррозионной стойкостью, чем сплавы ду-
ралюмин (Д1, Д6, Д16) и такие ковочные сплавы, как АК2,
АК4, АК8.
Сплав АК6-1 нашел наибольшее применение в изготовлении
наиболее ответственных штампованных полуфабрикатов и раз-
личных поковок. Полуфабрикаты из сплава АК6 и особен-
но из сплава АК6-1 применяются в искусственно состаренном со-
стоянии.
Сплав АК6-1 отличается повышенной пластичностью, особен-
но в горячем состоянии, но обладает пониженной свариваемо-
стью.
Фазовый состав сплава А Кб
В соответствии с химическим составом сплав АК6 в отожжен-
ном состоянии (кроме a-твердого раствора) может иметь сле-
дующий фазовый состав: Mg2Si, S(Al2CuMg), ^(Al^MgsSuCth)
и AlMnSiFe.
С. М. Воронов в своих исследованиях не обнаружил фазы W,
вместо этой фазы было обнаружена фаза СиА12.
При содержании в сплаве титана будет содержаться еще
фаза Al3Ti.
Термическая обработка сплава А Кб
Фазы СиА12 и S(Al2MgCu) в сплаве АК6 одновременно не об-
разуются. Поэтому температура закалки для полуфабрикатов
может быть принята в пределах 505—525°. Время выдержки уста-
навливается в зависимости от структуры и назначения закали-
ваемого изделия.
Сплав АК6 может применяться в естественно состаренном со-
стоянии. В этом случае прочность его ниже, а коррозионная
стойкость значительно выше, чем в искусственно состаренном со-
стоянии. Однако очень часто детали из этого сплава применяют-
ся для работы при повышенных температурах. Поэтому их под-
вергают искусственному старению по режиму: нагрев до 150—
105° с выдержкой при этой температуре 15—6 час., охлаждение на
воздухе. Причем прессованные полуфабрикаты из сплава АК6
Ковочные сплавы систем А1—Mg—Si, Al—Mg—Si—Си
287
рекомендуется подвергать искусственному старению по режиму:
б—8-час, выдержка при температуре 160°, охлаждение на воз-
духе.
Нагрев сплава АК6 под ковку и штамповку иногда произво-
дят при повышенной температуре (470—475°). Однако в боль-
шинстве своем отжиг деталей и полуфабрикатов может быть осу-
ществлен при пониженных температурах (350—400°).
Сплав АК8
Состав и свойства сплава АК8
Сплав АК8 содержит 3,9—4,8% Си, 0,4—0,8 % Mg, 0,4—
1.0% Мп, 0,6—1,2% Si и примесей не более 0,7% Fe, 0,1% Ni,
0,3% Zn, сумма всех примесей до 1,2%, остальное алюминий.
По своему химическому составу и свойствам сплав АК8 за-
нимает промежуточное положение. Его можно относить как к
группе дуралюминов, так и к группе сплавов типа АК6. Он от-
личается от сплава АК6 более высоким содержанием меди, вслед-
ствие чего имеет более высокие прочностные характеристики
(пределы прочности и текучести и твердость).
Сплав АК8 практически имеет такую же прочность, как и
сплавы Д6 и Д16, но по технологическим свойствам он значитель-
но превосходит эти сплавы. Поэтому он может заменить сплавы
Д6 и Д16 не только для изготовления сложных поковок, но и
крупногабаритных слитков, идущих на прокатку листов и про-
филей.
Особенностью сплава АК8, как и сплава АК6, является со-
хранение повышенной пластичности в закаленном состоянии
лишь в течение 2—3 час., так как после этого интенсивно разви-
вается естественное старение с понижением пластичности.
Поскольку сплав АК8 в большей мере легирован медью и
марганцем, чем сплав АК6, то по жаропрочности он значитель-
но превосходит последний и, следовательно, более предпочтите-
лен для изготовления деталей, предназначенных для работы при
повышенных температурах.
Фазовый состав сплава АК8
Сплав АК8 в отожженном состоянии может иметь кроме фазы
а, фазы S(Al2CuMg), CuA12, Mg2Si, AlMnSiFe или Ali0Mn2Si,
когда содержание железа в сплаве очень мало. Следует заме-
тить, что фаза S(Al2CuMg) содержится в значительно большем
количестве, чем в сплаве АК6, это и обусловливает более высо-
кую жаропрочность. Судя по соотношению компонентов в спла-
288 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
ве АК8, последний содержит большее, по сравнению со сплавами
типа Д1, Д6 и Д16, количество эвтектик, что благоприятно ска-
зывается на литейных свойствах.
Термическая обработка сплава АК8
Сплав АК8 имеет достаточно большое количество упрочняю-
щих фаз (CuA12, Al2CuMg, Mg2Si), поэтому он обладает хоро-
шей восприимчивостью к термической обработке на упрочнение.
Присутствие в сплаве АК8 фаз S(Al2CuMg) и СиА12 не поз-
воляет закаливать полуфабрикаты из этого сплава с температу-
ры выше 503+5°.
Температура искусственного старения применяется такая же,
как и для сплава АК6. Это же можно сказать и в отношении при-
менения режимов и условий проведения отжига. Причем чем вы-
ше температура старения, тем меньше требуется время выдерж-
ки. Так, например, для температуры 150° рекомендуется время
выдержки 15 час., а для температуры 165° всего 6 час. При этом
механические свойства имеют практически одинаковые зна-
чения.
В процессе резкого охлаждения при закалке поковок слож-
ной конфигурации из алюминиевого сплава АК8 из-за большого
температурного градиента по сечению возникают высокие зака-
лочные напряжения, приводящие к короблению поковок, а в не-
которых случаях к их разрушению. Радикальным средством
борьбы с короблением поковок во время закалки и при после-
дующей механической обработке является устранение напряже-
ний в процессе их возникновения. Значительное снижение оста-
точных напряжений достигается применением горячих сред ох-
лаждения при закалке, которые снижают скорость охлаждения
без существенного снижения свойств изделия.
Для этой цели Н. А. Локтионоза рекомендует два режима
термической обработки: закалка в горячих средах и изотерми-
ческая закалка.
Закалка в горячих средах (охлаждение) не вносит изменений
в технологию нагрева под закалку. Температура и длительность
нагрева сохраняются в соответствии с инструкцией.
Для снижения коробления при охлаждении поковок темпера-
тура воды в закалочном баке должна быть не ниже 80°: обяза-
тельна интенсивная циркуляция воды в закалочном баке, что
обеспечивает хорошую закаливаемость поковок.
Режимы искусственного старения применяются те же, что и
при обычной закалке.
Прочностные характеристики крупных деталей или поковок
при закалке в горячей воде снижаются примерно на 10% при од-
новременном повышении относительного удлинения почти на
Ковочные сплавы систем А1—Mg—Si, Al—Mg—Si—Си
289
50% по сравнению с закалкой в воде при температуре 20°. Одна-
ко минимально гарантируемые показатели механических
свойств поковок сохраняются в пределах требований АМТУ
262—55.
Изотермическая закалка. Режим изотермической закалки в
расплаве солей отличается о~ обычной закалки тем, что скорость
охлаждения поковок резко уменьшается в сравнении с обычной
закалкой в воде при температуре 80° и особенно при 20°. В свя-
зи с этим величина напряжений значительно уменьшается. Тем-
пература и продолжительность нагрева под закалку сохраняют-
ся в соответствии с инструкцией. Охлаждение проводится в рас-
плаве солей при температуре 150—170° с обязательным интенсив-
ным перемешиванием расплава солей в ванне. Длительность вы-
держки в ванне зависит от сечения изделий и требований по ме-
ханическим свойствам, которые предъявляются к ним, но долж-
на быть не менее 2—3 час.
В зависимости от требований, предъявляемых к изделиям,
можно получить различное сочетание свойств (od, о0 2, S) спла-
ва АК8, изменяя температуру расплава солей и длительность
выдержки.
Охлаждение при закалке в расплаве солей при температуре
170° незначительно снижает прочностные характеристики сплава,
сохраняя относительное удлинение в тех же пределах, что при
обычной закалке в воде, имеющей температуру 20°.
Минимальные механические свойства заготовок сечением
12X12X100 мм (вырезанных из поковки вдоль волокна) пос-
ле закалки в горячих средах приведены в табл. 70.
Средние данные механических свойств листов и профилей
сплавов АК6 и АК8 в зависимости от температуры испытания на
растяжение после 30-мин. выдержки приведены в табл. 71.
Анализ данных табл. 71 показывает, что оба сплава при всех
температурах сохраняют достаточно высокую пластичность, при-
чем листовые материалы обладают сравнительно высокими меха-
ническими свойствами, особенно из сплава АК8. Необходимо
отметить, что влияние повышения температуры на степень пони-
жения механических свойств профилей, вырезанных из поковок
поперек волокна, значительно меньше, чем в продольном на-
правлении. Эта особенность проявляется не только в сплавах
АК6 и АК8, но также и в других деформируемых алюминиевых
сплавах. Таким образом, свойства в разных направлениях по-
луфабрикатов выравниваются по мере повышения температуры
испытания.
(0 И. Ф. Колобнев
290 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
Таблица 7о
Минимальные механические свойства заготовок, вырезанных из поковки
вдоль волокна сплава АК8 сечением 12 X 12 X 100 мм,
в зависимости от режимов термической обработки
(по данным Н. А. Локтионовой)
Режим охлаждения Режим старения Механические свойства
среда температура среды, °C длительность выдержки , час. температу- ра, °C длительность, час. °ь °0,2 6 %
кг/мм2
Вода Вода Вода Расплавленные соли . То же > » > » » » > » 201 80} 97) 150 150 150 170 170 170 До выравни- вания с тем- пературой воды 3 6 9 3 6 9 (165 165 1165 6 6 6 47,7 43,4 42,3 42,5 44,6 45,9 46,2 45,5 46,6 42,7 35,0 32,0 28,2 39,3 38,5 39,8 42,4 41,0 8.0 12,8 10,8 12,8 8,0 8,0 8,8 8,0 7,6
Таблица 71
Средние данные механических свойств листов и профилей
из сплавов АК6 и АК8 в зависимости от температуры испытания
на растяжение
(По данным С. И. Ратнер и др.)
№ SQ вз Вид Механические свойства при температуре испытания, °C
20 150 200
с CQ СО полуфабрикатов as 8, % ab СТ5 % % 1 .. 8, %
£ кг/мм2 кг/мм2 кг/мм2
АК8 Профили в про- дольном направ- лении 55 48 9 41 37 12 зб; 30 13
Ковочные сплавы систем А1—Си—Mg—Ni—Fe, Al—Си—Mg—Ni—Si—Fe 912
Продолжение табл. 71'
КОВОЧНЫЕ СПЛАВЫ СИСТЕМ Ai — Си — Mg — Ni — Fe,
Al — Си — Mg — Ni — Si — Fe
Отличительной особенностью сплавов этой группы (АК2, АК4,
АК4-1) является сложность химического и фазового составов.
Наряду с содержанием меди и магния, основными легирующими
компонентами указанных сплавов также являются железо и ни-
кель, а в сплавах АК2 и АК4 — еще и кремний. В Англии, а так-
же в других странах эти сплавы известны как сплавы RR.
Первым из этих сплавов появился (в тридцатых годах двад-
цатого века) сплав АК2, а затем АК4 и последним АК4-1.
Другой особенностью сплавов этой группы, сравнительно со-
сплавами типа дуралюмин, является изменение соотношения
между медью и магнием в сторону снижения содержания меди и.
повышения содержания магния.
Все сплавы указанной группы обладают хорошими техноло-
гическими свойствами, поэтому из них изготовляют детали колес:
19*
292
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
компрессоров воздухозаборников, крыльчатки мощных вентиля-
торов, поршни, лопатки и другие детали, работающие как при
комнатной, так и при повышенных температурах (сплавы АК4
и АК4-1). Следует отметить, что по жаропрочности сплавы мож-
но расположить в следующий восходящий ряд: АК2, АК4, АК4-1.
Упрочняющими фазами в сплавах АК2, АК4 и АК4-1 являют-
ся Mg2Si и S (AlCuMg), поэтому чем больше возможность обра-
зования их за счет других фаз (при изменении соотношений ком-
понентов сплавов в пределах химического состава по стандарту),
тем выше будет прочность этих сплавов при комнатной темпера-
туре. В то же время чем меньшее количество образуется фазы
Mg2Si и большее фазы S(AlCuMg), тем выше жаропрочность
сплавов.
Установлено, что железо повышает жаропрочность сплавов.
Однако чем выше его содержание в сплаве, тем ниже плас-
тичность и технологические свойства последнего.
Увеличение содержания никеля в сплавах АК2, АК4 и АК4-1
обусловливает образование практически нерастворимой фазы
AleCusNi, что вызывает обеднение медью a-твердого раствора и
тем самым снижение прочности сплавов при комнатной темпера-
туре.
В исследованиях Л. П. Лужникова и О. А. Романовой пока-
зано, что при отношении содержания никеля и железа 1 : 1 спла-
вы обладают наиболее высокими механическими свойствами,
так как в этом случае все количество железа и никеля расходует-
ся на образование нерастворимой фазы AlgNiFe. В этом случае
вся медь может быть поглощена в упрочняющую фазу
S(Al2CuMg), которая при температуре закалки полностью раст-
воряется в a-твердом растворе, обеспечивая тем самым макси-
мальную прочность сплаву. Однако чем больше содержание фазы
AlgNiFe, тем ниже пластичность и технологические свойства
сплавов, что необходимо учитывать при производстве их.
Сплав АК2
Состав и свойства сплава АК2
Сплав АК2 имеет следующий химический состав: 3,5—4,5% Си,
0,4—0,8% Mg, 1,8—2,3% Ni, 0,5—1,0% Fe и 0,5—1,0% Si. При-
месей допускается не более 0,2% Мп, 0,3% Zn и прочих 0,1%.
По своей композиции сплав АК2 весьма близок к сплаву АЛ1
и отличается от последнего только заниженным содержанием
магния и завышенными допускаемыми отклонениями по кремнию
и железу. Сплав АК2 до войны сравнительно широко применял-
ся для изготовления поршней. В настоящее время из этой облас-
ти применения он успешно вытесняется сплавом АК4, обладаю-
щим высокими жаропрочностью и пластичностью в горячем
состоянии.
Ковочные сплавы систем А1—Си—Mg—Ni—Fe, Al—Cu-^-Mg—Ni—Si—Fe 293
Сплав AK2 отличается весьма ценными физическими свойст-
вами. Он имеет сравнительно низкий коэффициент линейного рас-
ширения (в интервале температур 20—100° а = 22-6°С, а в ин-
тервале 20—200° а=23-в° С) и высокую теплопроводность (при
100° 0,4 кал!см • сек. °C).
Фазовый состав сплава АК2
Для суждения о возможном фазовом составе такого сложного
шестикомпонентного сплава приводятся данные исследования
трех тройных и трех четверных систем, которые позволяют
сделать следующие выводы.
Сплавы, расположенные в алюминиевом углу систем А1 —
Си — Mg — Ni (см. рис. 87), А1—Ni — Fe — Си (см. рис. 113)
и А1 — Си — Ni (см. рис. 88), кроме двойных могут иметь сле-
дующие тройные металлические соединения: Al9NiFe, Al3(CuNi)2,
AlCuNi. Последняя фаза вероятнее всего имеет формулу
Al6Cu3Ni.
В алюминиевом углу четверной системы А1 — Си — Si — Fe
при содержании 4% Си (см. рис. 111 и 112) четверного соедине-
ния не обнаружено. В этой системе образуются следующие трой-
ные металлические соединения: Al7Cu2Fe, Al4Si2Fe и Al5SiFe. На-
конец, в алюминиевом углу четверной системы А1 — Си — Mg —
Si (см. рис. 111) образуется четверная фаза №(А1Л. MgsCu4Si4).
На рис. 84 приведена диаграмма плоскостного разреза 90% А1
тетраэдра А1 — Си — Mg — Fe, где четверных фаз не обнаружено.
На рис. 34 приведены данные растворимости меди и кремния
в твердом алюминии.
Четверная система А1—Си—Mg—Ni (см. рис. 87) состоит из
следующих тройных систем: А1 — Си — Mg, Al — Си — Ni, Al —
Mg — Ni н Cu — Mg — Ni. Последняя система как расположенная
далеко от алюминиевой вершины тетраэдра в данном случае не
рассматривается.
В системе А1 — Mg — Ni тройных фаз не обнаружено; сущест-
вуют только бинарные фазы NiAl3 и Al3Mg2. Другими словами,
химического взаимодействия между никелем и магнием нет,
так же как нет взаимодействия и между магнием и железом в
системе А1—Mg — Fe. Таким образом, фазовые составы спла-
вов, расположенных в алюминиевой вершине тетраэдра, можно
рассматривать как относящиеся к тройным системам А1 — Си —
№илиА1 — Mg — Си.
Исследованиями Д. А. Петрова и Г. Е. Берга [209] установле-
но, что вблизи алюминиевого угла тройной системы А1 — Си —
Ni в первую очередь могут кристаллизоваться фазы а-твердый
раствор, NiAl3, CuA12, Al3(CuNi)2 и AlCuNi (в литературе при-
нято последней фазе приписывать формулу Al6Cu3Ni).
394 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
На основании данных, указанных выше тройных и четверных
систем,а также диаграммы распределения фазовых областей в
твердом состоянии (рис. ПО) и учитывая колебания химическо-
го состава сплава АК2 можно предположить, что в отожженном
состоянии сплав имеет следующий фазовый состав: а,
5(Al2CuMg), Al9NiFe и Mg2Si, а также одну из фаз Al6Cu3Ni или
Al7Cu2Fe в зависимости от того, имеется ли избыток железа или
никеля против необходимого количества для образования фазы
AlgNiFe.
Так как фазы AlgNiFe, Al6Cu3Ni и другие, содержащие туго-
плавкие металлы, также практически нерастворимы в твердом
алюминии, то чем большее количество их будет в сплаве, тем в
большей мере они будут снижать механические свойства, в осо-
бенности пластичность, сплава АК2.
Термическая обработка сплава АК2
Сплав АК2 содержит упрочняющие фазы S(Al2CuMg) и
Mg2Si, поэтому он обладает достаточной восприимчивостью к
термической обработке на упрочнение.
Фазовый состав позволяет допускать нагрев сплава АК2 под
закалку до температуры 515°. Искусственное старение для за-
каленного сплава АК2 применяется по следующим режимам:
нагрев до 170—225° с выдержкой при этой температуре соответ-
ственно 10—3 час., что определяется условиями работы деталей.
Температура отжига может сильно меняться в зависимости от
назначения полуфабрикатов (от 350° и выше). Во всех случаях
охлаждение рекомендуется производить медленно, т. е. вместе с
печью до 150°, а затем на воздухе.
Следует заметить, что с повышением рабочей температуры
прочностные характеристики сплава АК2 снижаются в меньшей
мере (см. табл. 71), чем у многих других деформированных спла-
вов, но в большей мере, чем у сплавов АК4 и АК4-1 (табл. 72).
Таблица 72
Изменение механических свойств стабилизированных образцов
из сплава АК2 в зависимости от температуры
____________________(по Л. П.Лужникову)_____________________
Механические свойства Температура, °C
25 150 205 260 315
кг/мм2 39 30 26 20 10
^(0 2)’ 'сг/-ил'2 32 28 24 17 8
% 10 9 12 14 16
Ковочные сплавы систем А1—Си—Mg—Ni—Fe. Al—Си—Mg—Ni—Si—Fe 295
Сплавы AK4 и AK4-1
Состав и свойства сплавов АК4 и АК4-1
Химический состав сплавов АК4 и АК4-1 приведен в табл. 73.
Таблица 73
Химический состав сплавов, %
Содержание
Марка сплава Си Mg Si Ni Fe Ti Al
АК4 АК4-1 1,9—2,5 1,9—2,5 1.4—1,8 1,4—1,8 0,5—1,20 До 0,35 (как примесь) 0,5—1,5 0,5-1,5 1,1 —1,6 1,0—1,5 0,02—0,1 Остальное
Основное отличие сплава АК4-1 от сплава АК4 заключается
в том, что в первом кремний присутствует как примесь, а во
втором как основной компонент сплава. Титан в сплаве АК4-1,
как и в других сплавах, дооавляется в качестве модификатора,
способствующего измельчению структуры сплава [221].
Хотя при комнатной температуре сплав АК4 имеет большую
прочность, чем сплав АК4-1, последний обладает более высокой
жаропрочностью, что обусловлено ограниченным содержанием в
нем кремния.
Сплав АК4-1 нашел более широкое, чем сплав. АК4, примене-
ние для изготовления штамповок колес компрессоров, воздухоза-
борников, крыльчаток вентиляторов и других деталей. По проч-
ности сплав АК4-1 уступает сплаву Д16 примерно в интервале
до 150°, а выше этой температуры он превосходит последний.
Фазовый состав сплавов АК4 и АК4-1
Л. П. Лужниковым и О. А. Романовой была проведена спе-
циальная работа по исследованию фазового состояния сплавов
АК4 и АК4-1. Было установлено, что отдельно взятые добавки
никеля или железа способствуют снижению прочности и пла-
стичности сплавов АК4 и АК4-1. Это объясняется тем, что в
сплавах образуется одна из фаз типа Al7Cu2Fe или Al6Cu3Ni, ко-
торые не растворяются в твердом алюминии, тем самым обедняя
296 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
медью а-твердый раствор. Однако совместная добавка никеля и
железа (в отношении 1:1) способствует образованию фазы
Al9NiFe, в результате чего повышается степень пересыщения
a-твердого раствора, что обусловливает повышение прочности
сплавов типа АК4.
Исходя из всего изложенного и учитывая данные диаграмм
состояния (рис. ПО—112) можно считать, что сплав АК4-1 име-
ет следующий фазовый состав: a, S(Al2MgCu), Al9NiFe и одна из
нерастворимых в твердом алюминии фаз: AlyCiigFe или Al6Cu3Ni.
Термическая обработка сплавов
АК4 и АК4-1
Оба сплава имеют хорошую восприимчивость к термической
обработке на упрочнение.
Производственный опыт показывает, что сплав АК4 рекомен-
дуется закаливать с температуры 530°, тогда как сплав АК4-1 с
температуры 535° if 0 .
Сплав АК4, как и сплав АК4-1, подвергают искусственному
старению при температуре около 170° с выдержкой 10—16 час.,
однако для сплава АК4-1 более предпочтительна десятичасовая
выдержка при 190°. В зависимости от назначения деталей из
сплавов АК4 и АК4-1 температура отпуска может быть и выше
(до 240°). В этом случае время выдержки соответственно со-
кращается (до 1—3 час.).
Температура ковки этих сплавов колеблется от 350 до 480°,
а отжиг обычно производят при 420—430° с выдержкой при этой
температуре в течение 3—5 час. и последующим медленным
охлаждением.
Сплавы АК4 и АК4-1 при повышении температуры еще в
меньшей мере склонны к снижению механических свойств, чем
сплав АК2.
Изменение механических свойств сплава АК4 при высоких
температурах
Для испытаний при высоких температурах вырезались со-
ответствующие образцы из прессованных полос сплава АК4. Все
испытания проводились по единой методике, как это было опи-
сано в первой части данной книги. Результаты кратковремен-
ных испытаний приведены в табл. 74.
Результаты длительных испытаний при высоких температу-
рах приведены в табл. 75.
Деформируемые сплавы систем А1—Си—Мп, А1—Си—Мп—Mg 297
Таблица 74
Механические свойства сплава АК4 при высоких температурах
при кратковременном растяжении
(по данным С. И. Ратнер и др.)
Температура Е О °ь sk
испытания (0,2) 5, %
°C
кг/мм*
20 7140 32,0 40,0 49,0 8,0
100 6800 32,0 38,5 45,0 8,0
150 6600 30,7 35,6 43,4 9,7
200 6500 29,0 33,0 40,0 8,4
250 6300 25,0 28,2 33,5 8,0
300 5650 14,5 16,5 20,7 10,6
350 4015 5,0 7,6 14,7 33,5
Таблица 75
Пределы длительной прочности и ползучести
сплавов АК4 при температурах 200—320е, кг/мм2
(По данным И. П. Булыгина и др.)
Температура испытания •С Предел длительной прочности ° 1ОС Предел ползучести СТ0.2/10в
200 20,0 15,0
230 12,0 7,5
250 7,0 6,5
270 6,0 4,0
300 5,0 3,0
350 3,5 2,5
ДЕФОРМИРУЕМЫЕ СПЛАВЫ СИСТЕМ AI — Си — Мп,
А1 — Си — Мп —Mg
В связи с развитием техники в последнее время воз-
никла острая необходимость в разработке более жаропрочных
деформируемых алюминиевых сплавов по сравнению со сплава-
ми типа дуралюмин (Д1, Д6 и Д16), а также сплавами АК4-1 и
АК8.
Различными исследованиями установлено, что сплавы, разра-
ботанные на основе системы А1 — Си — Мп (RR57, Д20, Д21
и др.), оказались более жаропрочными при температурах 200—
300°, чем сплавы типа дуралюмин. Поэтому новые, сплавы начи-
298 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
нают находить довольно широкое применение, хотя по прочности
при комнатной температуре они уступают таким сплавам, как Д6,
Д16 и АК8. Влияние марганца на свойства сплавов системы
А1 — Си — Mg изучалось многими авторами (Д. А. Петровым,
А. В. Ливановым, С. М. Вороновым, В. И. Елагиным, И. Н. Фрит-
ляндером, Л. П. Лужниковым, О. А. Романовой, И. Ф. Колобне-
вым и др.}. Было установлено особое влияние этой добавки на
процесс старения сплавов.
Состав и свойства сплавов Д20 и Д211
Сплавы Д20 и Д21 различаются между собой лишь содержа-
нием магния. Химический состав их приведен в табл. 76.
Таблица 76
Химический состав сплавов Д20 и Д21, %
Марка спла- ва Компоненты Примеси (не более)
Си Mg Мп Ti Fe Si Zn Mg Al
Д20 6—7 0,4—0,8 0,1—0,2 0,3 0,3 0,1 0,05 4
Д21 6—7 0,25—0,45 0,4—0,8 0,1—0,2 0,3 0,3 0,1 — Оста ное
По данным Л. П. Лужникова, О. А. Романовой, В. П. Коз-
ловской и С. В. Лашко, сплав Д20 обладает хорошими литей-
ными свойствами: хорошо сваривается, легко куется и катается.
Л. П. Лужников и О. А. Романова утверждают, что несмотря на
присутствие в сплаве марганца, он не проявляет явления пресс-
эффекта. Поэтому прессованные полуфабрикаты из сплава Д20
имеют по всем направлениям более ровные механические свой-
ства, чем полуфабрикаты из сплава Д16. Это утверждение требу-
ет проверки.
Сплав Д20 может применяться в виде листов, прессованных
полуфабрикатов и различных поковок. Прессованные изделия и
поковки из сплава Д20 имеют предел прочности 36—44 кг/мм2,
предел текучести 23—28 кг/мм2 и относительное удлинение
8-15%.
Сплав Д21 отличается от сплава Д20 повышенной прочно-
стью при комнатной температуре, а также и длительной прочно-
стью при повышенных температурах (225°). В отличие от спла-
ва Д20, сплав Д21 не сваривается. Он, так же как и сплав Д20,
имеет пониженную коррозионную стойкость.
1 Сплав Д20 был разработан Л. П. Лужниковым и О. А. Романовой,
а сплав Д21 —О. А. Романовой, И. Н. Фридляндером, В. И. Добаткиным и
И. Ф. Анашкиным.
Деформируемые сплавы систем А1—Си—Мп, А1—Си—Мп—Mg 299
Поскольку сплав Д20 успешно применяется в листах сварных
конструкций, швы нуждаются в специальных защитных покры-
тиях, так как имеют более низкую коррозионную стойкость, чем
другие места,.
Фазовый состав сплавов Д20 и Д21
В соответствии с диаграммами состояния систем А1 — Си —
Мп и А1 — Си — Mg и химическим составом, сплав Д20 в ото-
жженном состоянии имеет следующий фазовый состав: а-твер-
дый раствор, CuA12, T(Al12Mn2Cu), Al3Ti и AlSiMnFe.
В том случае, когда сплав Д20 имеет повышенное содержа-
ние кремния и минимальное железа, будет образовываться еще
одна тройная фаза — AlioMn2Si. Эти же фазы содержатся и в
сплаве Д21.
В отличие от сплава Д20, в массивных местах изделий сплав
Д21 может дополнительно иметь еще одну фазу — S(Al2CuMg),
что необходимо учитывать при установлении режимов термине
ской обработки для таких изделий.
Термическая обработка сплавов Д20 и Д21
Оба сплава имеют хорошую восприимчивость к термической
обработке на упрочнение, но эта особенность в большей степени
проявляется у сплава Д21.
На основании фазового состава, температуру закалки мож-
но установить для сплава Д20 535°, а для сплава Д21 525°. При
этом больший эффект получается, если нагрев под закалку при-
менять ступенчатый, например сплав Д21 половину времени дер-
жать при 500°, а остальную половину — при температуре 525°.
Искусственное старение для сплава Д20 может быть осуще-
ствлено по двум режимам:
а) выдержка при температуре 160—170° в течение 10—
16 час., охлаждение на воздухе (для листовых материалов);
б) выдержка при температуре 220° в течение 6—12 час., охла-
ждение на воздухе (для прессованных материалов).
Полуфабрикаты из сплава Д21 подвергают искусственному
старению (12—16-час. выдержка при 180—190°). Температуру
полного отжига устанавливают в соответствии с назначением
материала ’(350° и выше). Охлаждение на воздухе.
Изменение механических свойств сплава Д20 в зависимости
от температуры, приведено в табл. 77. Образцы для испытаний
вырезались из прессованных полос размерами 20 X 40 мм.
В табл. 78 приведены данные о длительной прочности спла-
ва Д20 при различных температурах и времени испытаний.
В табл. 79, 81 приведены данные Л. П. Лужникова, О. А. Ро-
мановой и др. о ползучести и усталости сплава Д20 в зависимо-
сти от температуры испытаний.
300
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
Таблица 77
Механические свойства сплава Д20 при кратковременном растяжении
в зависимости от температуры испытаний
(По данным С. И. Ратнер)
Температура испытаний °C аь ej(0.2) | sk d % Е кг/мм*
кг/мм2
20 40 27,5 54 12 6900
150 33,5 21,9 44,4 11,2 5950
200 30 20,8 35,5 12,3 5825
250 24 16,2 34,6 11,0 5690
270 21,7 14,7 31,5 10,1 5630
300 18,0 12,6 27,9 14,3 5425
350 11,9 8,6 22,9 19,3 4500
400 4,5 3,5 13,0 28,4 3000
Таблица 78
Зависимость длительной прочности сплава Д20 от температуры
и времени испытаний
(По данным И. П. Булыгина и др.)
Температура испытаний, •С о. кг/мм2, при времени испытания, час.
25 50 100 150 200 250 300 350 400
200 19,6 19 18 17,6 17,2 17 17 17
250 13,5 13,2 12,5 12,2 11,7 11,5 11,2 11,1 11,0
300 8,8 8,5 8,0 8,0 7,8 7,6 7,5 7,5 7,4
320 7,8 7,2 6,0 5,7 5,6 5,5 5,5 5,5 5,5
350 4,5 4,2 4,0 3,6 3,3 3,2 3,0 2,9 2,8
Типичные механические свойства при различных температу-
рах поковок из сплавов Д20, Д21 в сравнении со сплавом АК4-1
приведены в табл. 80 (данные заимствованы из работы Л. П.
Лужникова и О. А. Романовой).
Табл. 80 показывает, что в интервале температур 20—225°
при кратковременном растяжении сплав Д21 превосходит не
только сплав Д20, но и сплав АК4-1. Лишь при более высоких
температурах сплав Д21 по прочности начинает уступать обоим
указанным сплавам. Анализ данных исследований И. Н. Фрид-
ляндера, О. Д. Романовой. Л. М. Лужникова и других позволяет
Деформируемые сплавы систем А1 — Си — Мп, А1 — Си — Мп — Mg 301
Таблица 79
Предел ползучести сплава Д20 за 100 и 200 час., кг/мм2, в зависимости
от температуры испытаний
(По данным Л. П. Лужникова и О. А. Романовой)
Предел ползучести Температура испытаний, °C
200 250 300 320 350
общая деформа- ция остаточная деформация общая деформа- ция остаточная деформация общая деформа- ция остаточная деформация общая деформа- ция остаточная деформация* общая деформа- ция остаточная деформация
с 0,2/100 а 0,2/200 8,0 7,5 12 11,5 7,0 6,0 8,0 6,5 5,5 5,0 6,5 6,0 4,0 3,5 5,0 4,0 3,о 2,5 3,0 2,5
Таблица 80
Типичные механические свойства при разных температурах поковок
из сплавов Д20, Д21, и А К 4-1
(По данным Л. П. Лужникова и О. А. Романовой)
Условия кратковременного испытания на растяжение при температуре °C Д20 Д21 Сплав АК4-1
% яг/лслс1 5 % °ь кг/мм* 6 % аЬ кг/мм* б %
При 20° При 150° без стабилиза- 43 17 46 16 40,2 18,4
ции При 150° после 105-час. 35,4 ' 28,7 41,2 18,6 36,8 19,1
стабилизации . . . . При 175° без стабилиза- 37,1 24,1 41,9 15,1 37,2 17,5
ции При 175° после 100-час. 34,1 27,1 39,5 18,2 35,6 22,1
стабилизации . . . . При 200° без стабилиза- 32,8 24,8 39,1 17,3 36,0 18
ции При 200° после 100-час- 31,3 25,8 36,7 16,4 31,9 14,2
стабилизации . . . . При 225° без стабилиза- 29,3 21,2 33,0 19,6 28,3 18,6
ции При 225° после 100-час. 28,4 20,1 34,3 14,2 32,6 1,5
стабилизации . . . . При 250° без стабилиза- 25,0 27,6 26,3 19,5 24,6 16,8
ции При 250° после 100-час. 23,4 18,9 31,2 13,4 31,0 18,8
стабилизации . . . . При 275е без стабилиза- 20,6 25,4 20,1 22,5 20,7 26,6
ции При 275° после 100-час. 21,6 30,6 26,4 16,0 24,1 11,7
стабилизации . . . . 18,5 28,4 16,0 24,8 18,0 20,0
302 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
сделать вывод, что по длительной прочности сплав Д21 превос-
ходит сплав АК4-1 до 300°, в свою очередь сплав Д20 выше 300°
превосходит оба сплава.
Таблица 81
Предел усталости сплава Д20, кг/мм2 при разных
температурах
(По данным С. Л. Жукова)
Температура ис-
пытаний, °C
Предел усталости
а на базе
20.10® циклов
Предел усталости
а на базе
30.10® циклов
20 13,0 8,0
300 7,0 5,0
В табл. 82 приведены характеристики составляющих алюми-
ниевых сплавов после травления.
ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ЖАРОПРОЧНОСТЬ
СПЛАВОВ
В соответствующих главах приводятся достаточно подроб-
ные данные о влиянии режимов термической обработки на свой-
ства сплавов в зависимости от их природы.
В этом разделе даны лишь общие соображения о зависимости
жаропрочности сплавов от их термической обработки. В зависи-
мости от условий работы.и природы сплава может быть применен
такой режим термической обработки, который наиболее полно
будет удовлетворять соответствующим требованиям, предъявляе-
мым к деталям. Так, например, для длительной работы при вы-
соких температурах к алюминиевым сплавам типа Д16, Д20,
АЛ 19 и другим, содержащим более 0,3% Мп, не рекомендуется
применять высокотемпературную гомогенизацию, так как в этом
случае происходит сильное обеднение твердого раствора марган-
цем и резкое уменьшение числа мельчайших частиц марганцови-
стых фаз, что неблагоприятно сказывается на жаропрочности
сплавов.
Для рабочих температур, превышающих 0,75 абсолютной
температуры плавления сплавов, нецелесообразно применять за-
калку. Для этих целей следует применять сплавы лишь в ли-
Влияние термической обработки на жаропрочность сплавов
303
том состоянии после отпуска для снятия остаточных напря-
жений.
Для сплавов, предназначаемых для работы при повышенных
температурах, изотермическая обработка более предпочтитель-
на, чем обычная закалка в холодную воду, так как последняя
дает более низкую жаропрочность после изотермической обра-
ботки.
Изучению влияния различных факторов на жаропрочность
Посвящено очень большое число работ, которые в настоящей
книге не рассматриваются.
При температурах ниже температуры начала рекристаллиза-
ции и эквикогезивной температуре (при которой разрушение
сплава обычно происходит как по телу зерна, так и по его гра-
ницам) протекают процессы упрочнения и разупрочнения, одна-
ко разрушение материала может произойти только в том слу-
чае, когда нагрузка возрастет до величины, превышающей уп-
рочнение.
При температурах выше температуры рекристаллизации и
эквикогезивной температуры разупрочнение протекает более ин-
тенсивно, чем упрочнение. В этих условиях весьма сильно проте-
кают диффузионные процессы, поэтому ползучесть наблюдается
уже при незначительных нагрузках; она особо сильно развивает-
ся в пограничных зонах, где диффузионные процессы протека-
ют с большей интенсивностью, чем внутри зерен. Естественно,
чем крупнозернистее структура для данных условий испытаний,
тем больше величина сопротивления испытуемого материала,
поскольку он имеет меньшее количество дефектных мест в струк-
туре пограничных зон.
Чем выше температура эксплуатащии, тем в большей мере бу-
дут проявлять себя дефекты строения материала, что необходи-
мо учитывать при расчетах прочности материала (особенно пол-
зучести).
Чем стабильнее структура сплава при длительном действии
высоких температур, тем дольше сохраняются его прочностные
характеристики и размеры деталей. Однако в реальных услови-
ях эксплуатации деталей при высоких температурах всегда про-
исходят те или другие изменения структуры и в связи с этим из
меняются свойства сплавов.
В общем случае нестабильность структуры сплавов прояв-
ляется уменьшением концентрации твердого раствора, обра-
зованием частичек вторых фаз (продуктов распада твердого ра-
створа), сфероидизацией частичек кремния или других фаз. В за-
висимости от характера и полноты протекания этих процессов
могут соответственно изменяться и свойства сплавов.
304 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
Характеристика составляющих алюминиевых сплавов
Составляющие Цвет и вид строения фаз до травления Цвет и вид
0,5 см* HF + 4- 99,5 см* Н2О 1 г NaOH + + 100 см* Н2О 10 г NaOH+ + Ю0сж«Н2О
Si Серый, зерна пластинчатой фор мы Немного светлее. Гра- ницы зерен более очер- чены Не травится светло- серый
Mg2Si Темно-серый. Кристаллизуется в виде тончайших пластин или имеет В1ид паукообразно- го разветвления (в сплавах типа АЛ8, АЛ 13) Первичные кристаллы окрашены в светло-голу- бой цвет, а вторичные— в гемно-се- рый до чер- ного Границы зерен очер- чены. Цвет не изменен Цвет по вичные кри ют в больш голубую окр цы зерен оч
A12Cu Светло-розовый. Первичные кри- сталлы имеют ком- пактную форму, вторичные кристал- лы располагаются в ЭЛ1ИПС0ВИДН0Й форме эвтектики а + СиА12 Розоватый оттенок ис- чез. Очень часто имеет светло-серый цвет Границы зерен очер- чены. В ос- новном цвет не изменил- ся Местами кристаллы сильно разъедены и потемнели до черно-ко- ричневого цвета
AljMgi Светло-серый. Первичные кри- сталлы имеют ком- пактный вид, но более вытянутую форму, чем кри- сталлы А12Си Границы зерен хоро- шо очерче- ны, местами разъедены. Цвет не ме- няется Цвет мало изменен. Границы зе- рен хорошо очерчены Зерна ме- стами разъ- едены. Цвет не меняется
Влияние термической обработки на жаропрочность сплавов
305
после травления [51, 70, 220 и др.]
Таблица 82
строения после травления реактивами
20 см» H,SO4 (1,8) 4- 80 см* Н,О 25 см3 HNO, (1,4) + 75 см3 Н,О 0,5 см3 HF (4 0%) 4- 4- 1,5 см* НС1 (1,18)4-2,5 см* HNO, (1,4)4- 4-95,5 см* Н,О 20 см* НС1 (1,18)—20 см* HNO, (1,4)4* 4- 5 см* HF (40%) 4- 4- 55 см* Н,О 10 см* Н,РО4 (1,7) 4- 90 см* н,о 10 г Fe(NOa), (1,4) 4- 75 см3 Н2О
Границы зерен хоро- шо очерчены Травится очень слабо. Границы зе- рен хорошо очерчены Травится слабо. Цвет слегка чер- неет Не травится
темнел, пер- сталлы име- инстве своем аску. Грани- ерчены Травится. Первичные кристаллы очень часто имеют голубоватую ок- раску. Чем мельче частицы, тем они сильнее травятся с изменением окрас- ки до темно-коричневого цвета Травится. Цвет темне- ет
Ярко-свет- лого цвета. Розовый от- тенок исчез Травится сильно. Ок- раска ме- няется от коричневого до черного цвета Травится слабо Травится, окраска сильно темнет. Гра- ницы зерен хорошо очерчены
Травится и окраска не изменяется ' Травится очень слабо Травится слабо Не травится
20 И. Ф Колобнев
306 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
Составляющие Цвет и вид строения фаз до травления Цвет и вид
0,5 см* HF + + 99,5 cjw8 Н2О 1 г NaOH + + 100 см* Н2О 1 0 г NaOH + + 100 см* Н2О
Al3Fe Серый. Кристал- лы пластинчатого строения Травится. Окраска из- меняется до темно-корич- невого цвета Заметно травится. Окраска темнеет Травится. Окраска из- меняется до черного цве- та
Al4Si2Fe Светло-серый. Очень часто кри- сталлизуется в пластинчатой фор- ме, но в более ок- руглой, чем фаза Al5SiFe Травится слабо Травится. Окраска темнеет
AUSiFe Желтовато-се- рый. Кристалли- зуется в пластин- чатой, иногда в разветвленной фор- ме (скелетообраз- ной) Травится слабо Травится слабо. Ок- раска ме- няется до светло-ко- ричневого цвета
A UM и Светло-серый. Кристаллизуется в большинстве своем в ромбическую форму с наличием пустот Травится слабо. Окра- ска слегка темнеет Травится. Окраска темнеет, а при сильном травлении цвет ме- няется от синего до черного
Al6(MnSiFe) Светло-серый. Кристаллизуется в разветвленной фор- ме или в форме крупных частиц с округлой формой Травится. Окраска ме- няется от желто - ко- ричневого до голубого цвета Травится слабо Травится, окраска очень часто имеет пест- рый вид
Влияние термической обработки на жаропрочность сплавов 307
Продолжение табл. 82
строения после травления реактивами
20 см3 H2SO4 (1,8) + 80 см3 Н2О 25 см3 HNO, (1,4) + 75 см3 Н2О 0,5 см3 HF (4 0%) 4- 4- 1,5 см3 НС1 (1,18)4-2,5 см3 HNO, (1,4)4- 4- 95,5 см3 Н2О 20 см3 НС1 (1,18)—20 см3 HNO, (1,4) 4- 4- 5 см3 HF (40%) 4- 4- 55 см3 Н2О 10 см3 Н,РО4 (1,7) 4- 90 см3 Н2О 1 0 г Fe(NO,)e (1,4) 4- 75 см3 Н2О
Травится. Местами сильно разъ- едено. Ок- раска тем- неет Травится сильно. Цвет темнеет Травится. Окраска тем- неет. Границы зерен хо- рошо очерчены Травится слабо Травится. Окраска темнеет. Границы зе- рен хорошо очерчены
Травится Окраска тем- неет до ко- ричневого цвета Травится слабо. Ок- раска меня- ется до ко- ричневого цвета Травится слабо. Окра- ска слегка темнеет То же То же
Травится. Окраска темнеет. Границы зе- рен хорошо очерчены Травится очень слабо Травится. Окраска ме- няется до коричневого цвета То же То же
Травится слабо Не тра- вится Травится слабо То же Травится слабо
Травится. Окраска имеет тем- но-коричне- вый цвет Не тра- вится Травится очень слабо Травится слабо То же Травится. Окраска темнеет. Границы зе- рен хорошо очерчены
20*
308 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
Составляющие Цвет и вид строения фаз до травления ' Цвет и вид
0,5 см* HF + + 99,5 см* Н2О I г NaOH + + 1 00 см* Н2О 10 г NaOH + 4- 1 00 см* Н2О
S(Al2MgCu) Желтовато-се- рый, темнеет при полировании. Кри- сталлизуется в компактной форме Травится При длительном травлении темнеет Не тра- вится Травится слабо
Tne (AleMg4Cu) Светло-желтый. Кристаллизуется в г компактной форме. Темнеет при поли- ровании Травится слабо То же Травится очень слабо. Окраска не- много тем- неет
TN1(AleCu,Ni) Светло-серый. Кристаллизуется в весьма разветвлен- ной форме Не тра- вится Травится слабо. Ок- раска мало изменяется Травится слабо
S N1[Al»(CuNi)2] Темновато-се- рый. Кристалли- зуется в весьма разветвленной фор- ме Травится. Окраска ме- няется до светло - ко- ричневого цвета Травится очень слабо Травится слабо. Ме- няется окра- ска: при длительном травлении темнеет до светло-ко- ричневого, а иногда до желто-ко- ричневого цвета
Al»Ni Серый. Кристал- лизуется в форме пластин 1 Травится. Окраска ме- няется до темно-сине- го или тем- но - бурого цвета Травится очень слабо. Цвет немно- го темнеет Травится слабо. Ок- раска изме- няется до темно-голу- бого цвета
Влияние термической обработки на жаропрочность сплавов
309
Продолжение табл. 82
строения после травления реактивами
20 см* H2SO4 (1,8) + 80 см* Н2О 25 см* HNO, (1,4) + 75 см* Н2О 0,5 см* HF (40%) 4- + 1,5 см* НС1 (1,18)4-2,5см* НЬЮз (1,4) 4- 4- 95,5 см* Н2О 20 см* НС1 (1,18)—20 см* НЫОз (1,4)4- 4- 5 см* HF (40%) + 4- 55 см* Н2О 10 слс1 Н.РО4 (1,7) 4- 90 см* Н2О 10 г Fe(NOt). (1,4) 4- 75 см* Н.О
Травится. Окраска ме- няется до темно-корич- невого цвета Травится. Окраска темнеет Травится. Окраска имеет тем- но-коричне- вый цвет Травится. Окраска очень часто имеет тем- но-коричне- вый цвет Травится. Окраска ме- няется до темно-корич- невого цвета
Травится сильно. Ок- раска име- ет темный цвет Травится. Цвет темнеет Заметно травится. Окраска ме- няется Заметно травится. Окраска ме- няется До темно-корич- невого цвета
Окраска темнеет Травится, цвет темнеет Травится Травится. Окраска темнеет
1 1 Травится слабо Травится. Окраска ме няется до коричневого цвета Травится слабо
Травится слабо. Цвет немного темнеет Не травится Травится слабо Травится. Окраска темнеет
310 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
Составляющие Цвет и вид строения фаз до травления Цвет и вид
0,5 см3 HF + 4-99,5 см3 н2о 1 г NaOH 4- 4- 1 00 см3 Н2О 10 г NaOH 4- 4- 100 см3 Н2О
AlNiFe Серый. Кристал- лизуется в форме пластин в вице крупных зерен Травится. Окраска ме- няется до коричневого и даже до темно - голу- бого цвета Травится слабо. Ок- раска ме- няется до светло-ко- ричневого цвета Травится слабо. Ок- раска темне- ет до ко- ричневого цвета
77(Al8Si6Mg3Fe) Серо- синеватый, очень часто кри- сталлизуется в весьма разветвлен- ной форме Травится слабо
F(AlxMgsCu4Si4) Светло-серый, кристаллизуется редко в компакт- ной форме, часто в скелетообразной форме Травится. Окраска ме- няется до темно-корич- невого цвета Не травится
AhCu2Fe Серовато-жел- тый, кристалли- зуется в компакт- ной форме Травится слабо. Ок- раска ме- няется 01 светло -серо- го до тем- но-серого цвета То же
Ali2Mn2Cu Серый. Кристал- лизуется в плас- тинчатой форме или в компактном виде Травится Окраска ме- няется до коричневого или темно- серого цвета Травится. Окраска ме- няется до коричневого цвета
Влияние термической обработки на жаропрочность сплавов
311
Продолжение табл. 82
строения после травления реактивами
20 см* H2SO4 (1,8) 4- 80 см* Н2О 25 см3 HNO3 (1,4) 4- 7 5 см* н2о 0.5 см* HF (40 %) 4- 4-1,5 см* HCI (1,18)4- 2,5 см* HNO3 (1,4) 4- 4- 95,5 см* Н2О 20 см* НС1 (1,18) —20 см* HNO, (1,4)4- 4- 5 см* HF (40%) 4- 4-55 см* Н2О 10 см* Н3РО4 (1,7) -г 90 см* Н2О 10 г Fe(NO3)3 (1,4) 4- 75 см* Н2О
Не травится Травится, окраска меняется от коричневого до темно-голубого цвета Не травится
Травится слабо, цвет меняется до темно-серой окраски
Травится слабо Травится. Окраска ме- няется до темно-ко- ричневого цвета Травится слабо Травится с почерне- нием окраски Не травится
То же Трав1ится. слабо Окраска ме- няется ЦО светло-ко- ричневого цвета Травится Окраока ме- няется до коричневого цвета Травится слабо. Цвет меняется до темно-серой окраски Не травится Травится Окраска ме- няется от коричневого до темно- голубого цвета
Травится слабо Травится. Окраска ме- няется до черного цве- та Травится Окраска меняется цо черного и синего цвета Не травится %
312 Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
Составляющие Цвет и вид строения фаз до травления Цвет и вид
0,5 см* HF + + 99,5 см* Н2О 1 г NaOH + + 100сдс> Н,О 10 г NaOH + + 100 см* Н,О
А17Сг Серый. Кристал- лизуется в плас- тинчатой форме Не тра- вится Травится слабо. Окраска меняется до светло-коричневого цвета
AlsTi Светло-серый. Кристаллизуется в пластинчатой фор- ме Травится слабо. Ок- раска не темнеет Травится слабо. Ок- раска ме няется до светло-коричневого цвета
MgZn2 Светло-серый, кристаллизуется в пластинчатой фор- ме Травится. Окраска меняется до коричневого цвета Не травится
AMCrFe) Светло-серый. Кристаллизуется в виде пластин или в компактном виде Травится слабо. Ок- раска ме- няется до светло-ко- ричневого цвета Травится. Окраска меняется до коричневого цвета Травится. Окраска меняется до темно-ко- ричневого цвета
AlCrMg Светло-серый. Кристаллизуется в пластинчатой фор- ме Травится слабо. Окраска меняется до светло-коричневого цвета
Примечание. Поскольку ряд металлических соединений бертоллидного типа
травителей окраска их может резко меняться, что определяется химическим составом
Так как окраска зерен твердого раствора алюминия от действия различных травите
травителей на окраску зерен твердого раствора алюминия.
Влияние термической обработки на жаропрочность сплавов
313
Продолжение табл. 82
строения после травления реактивами
20 см* H2SO4 (1,8) + 80 см* н2о 25 CJk’HNO3 (1,4) + 75 см* Н,О 0,5 см* HF (40%) + + 1,5 см* НС1 (1,18)+ 2,5 см* HNO.(1,4) + + 95,5 см* Н2О 20см*НС\ (1,18)—20см* HNO, (1,4) + + 5 см* HF (40%) + + 55 см* Н2О 10 см* На РО4 (1,7) + 90 см* Н2О 10 г Fe (NO,), (1,4) + 75 ли» Н2О
Травится слало Травится слабо Не травится
Не травится Травится слабо Не трав(ится
Травится очень силь- но. Окраска меняется до черного цвета Травится. Окраска меняется до черного цвета Травится. Окраска темнеет
Не травится Травится слабо. Ок- раска меня- ется до свет- ло-коричне- вого цвета Травится. Окраска ме- няется до коричневого цвета Не травится
1 То i же Травитсяслабо. Ок- раска меняется до светло - коричневого цвета То • же
(А1в Mgt, Al« Mg4 Си и др.) имеет переменный состав, при действии одних и тех же
>тих соединений и степенью концентрации входящих компонентов.
лей в большинстве своем мало меняется, в таблице не приводятся данные о влиянии
ГЛАВА IV
ОБОРУДОВАНИЕ УЧАСТКОВ И ЦЕХОВ ДЛЯ ОБРАБОТКИ
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
СПОСОБЫ НАГРЕВА ИЗДЕЛИЙ И ХАРАКТЕРИСТИКА
НАГРЕВАТЕЛЬНЫХ УСТРОЙСТВ
В промышленности для термической обработки деталей и по-
луфабрикатов из алюминиевых сплавов применяются главным
образом электрические печи и ванны и реже печи, работающие
на жидком топливе и газе.
Печи, работающие на твердом топливе (уголь, торф, дрова),
как правило, в термических цехах вообще не применяются, так
как в них трудно поддерживать необходимую температуру и еще
труднее ее регулировать, поскольку горение твердого топлива,
в особенности при загрузке, происходит неравномерно. Кроме
того, эти печи загрязняют атмосферу цеха угольной или торфя-
ной пылью, а также продуктами сгорания. Сами печи имеют
большие габариты и требуют устройства дымоходов и отдельных
дымовых труб, а также совершенной вытяжной вентиляции. По-
этому мы не будем останавливаться на этих печах.
Нагрев жидким топливом
В качестве горючего для печей, работающих на жидком топ-
ливе, применяется мазут.
Для хорошего сжигания мазут не должен быть вязким, по-
этому его приходится подогревать и тем больше, чем выше его
вязкость. Подогрев осуществляют, пропуская пар через змеевик,
помещенный в бак с мазутом. Температура подогрева не долж-
на быть выше температуры вспышки.
Печи, работающие на мазуте, имеют следующие преимущест-
ва по сравнению с печами, работающими на твердом топливе:
1) легкая регулировка процесса горения и режима печи;
2) получение более равномерного распределения температу-
ры в печи;
3) возможность автоматического регулирования температуры
в печи;
Способы нагрева изделий и характеристика нагревательных устройств 315
4) упрощение и улучшение самого процесса сжигания;
5) уменьшение габаритов печи;
6) повышение к. п. д.;
7) легкая подача топлива к печам;
8) отсутствие золы;
9) меньший расход рабочей силы.
Применение мазутных печей требует установки воздуходувок,
а также создания специального хозяйства (мазутохранилищ, на-
сосных станций, установок для подогрева мазута и т. д.).
Вследствие этого новые термические печи в настоящее время,
как правило, на жидком топливе не проектируются. Наоборот,
уже давно поставлена задача перевести все термические печи,
работающие на мазуте, на газовое отопление или же заменить
электрическими печами.
Поскольку, однако, в отдельных термических цехах еще ра-
ботают мазутные печи, необходимо, хотя и кратко, привести не-
которые сведения о работе этих печей.
Для сгорания 1 кг мазута требуется теоретически 10,81 м3
воздуха. Однако для обеспечения полного сжигания мазута не-
обходим, как известно, избыток воздуха. Коэффициент избытка
воздуха а составляет, как правило, 1,15—1,25. Таким образом,
с учетом коэффициента избытка воздуха а = 1,2 необходимо для
сжигания 1 кг мазута 10,84 • 1,2 ~ 13 м3 воздуха. Практически,
учитывая утечку воздуха через неплотности, составляющую
~15%, для сжигания 1 кг мазута требуется 1,15 • 13 ~ 15 м3
воздуха.
Для сжигания мазута применяются форсунки, задача кото-
рых— возможно тонко распылить мазут, а затем наиболее пол-
но перемешать капельки мазута, а также горючие газы с кисло-
родом воздуха. Подача мазута регулируется вентилем, а возду-
ха— задвижкой. Можно осуществить регулирование подачи ма-
зута и с помощью автоматов, связанных с пирометрической уста-
новкой.
В зависимости от того, под каким давлением подается воздух,
все форсунки делятся: 1) на форсунки высокого давления (дав-
ление от I ат и выше) и 2) на форсунки низкого давления (дав-
ление от 150.лии до 1000 мм вод. ст. или от 0,015 до 0,1 ат).
Для подачи воздуха под высоким давлением применяют ком-
прессоры, а под низким давлением — воздуходувки. Мазут от
мазутохранилища подается по* трубопроводу при давлении
у форсунок от 1,5 до 3,0 ат.
В термических печах применяют, как правило, форсунки низ-
кого давления. Объясняется это тем, что в форсунках высокого
давления основное количество воздуха подается помимо форсун-
ки, т. е. раздельно от мазута. Между тем в термических печах,
в которых температуры обычно невысокие, раздельная подача
316 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
воздуха не обеспечивает полного сгорания топлива и вызывает
необходимость вводить большой избыток воздуха. Воздух же,
получаемый от компрессоров, дорог.
Нагрев газообразным топливом
Газовые печи имеют значительные преимущества перед ма-
зутными печами:
1) газ очень легко и удобно подать к печам, а также поддер-
живать и регулировать сам процесс горения его в печи;
2) возможность сжигать газ непосредственно в рабочем про-
странстве печи, что обеспечивает лучшую отдачу тепла нагревае-
мым изделиям;
3) нет необходимости в избытке воздуха, так как газ идеаль-
но смешивается с воздухом и поэтому сгорает очень быстро;
4) смешивая газы с разной теплотворной способностью, мож-
но получить газовую смесь необходимой теплотворной способ-
ности;
5) подогревая не только воздух, но и газ, можно повысить
к. п. д. газовой печи.
Для сжигания газообразного топлива применяются горелки, в
которых происходит перемешивание газа с воздухом.
Чем лучше осуществляется перемешивание газа с воздухом,
тем быстрее происходит горение газа и тем проще конструкция
самой горелки. Горелки, как и форсунки, бывают высокого (вы-
ше 1000 мм вод. ст.) и низкого давления (ниже 1000 мм вод. ст.).
Имеется много типов горелок, различаются они в основном спо-
собом смешения газа с воздухом: до горелки, в горелке или пос-
ле нее.
Излучающие трубы
Целый ряд термических процессов требует изоляции нагре-
ваемых изделий от печных газов. В этом случае обычно приме-
няют муфель. Однако муфель усложняет и удорожает конст-
рукцию. В настоящее время эту задачу решают новым спосо-
бом — сжиганием газа в излучающих трубах.
Камерой сгорания газа в этом случае является труба, кото-
рая в результате сжигания в ней газа нагревается и излучает
тепло. Излучающие трубы изготовляются диаметром 70—100 мм
с толщиной стенок 4—7 мм литыми или из жароупорных труб-
ных заготовок, которые сгибают дугообразно. Трубчатые излу-
чающие элементы устанавливаются в рабочем пространстве
вдоль стенок печи на расстоянии 2—3 диаметров. Снизу подво-
дится горелка или форсунка, а продукты горения удаляются
сверху и отводятся в вытяжные трубы. Для более полного сгора-
Способы нагрева изделий и характеристика нагревательных устройств 317
ния топлива и повышения коэффициента теплопередачи от про-
дуктов горения трубу заполняют керамическими вставками, ко-
торые при перегорании их скреплений сами выпадают из печи.
При применении излучающих труб продукты сжигания не по-
падают в рабочее пространство печи, т. е. нагрев в этом случае
идет только за счет излучения. Таким образом, действие излу-
чающих трубчатых элементов в принципе то же, что и электри-
ческих нагревательных элементов.
Нагрев электрическим током
Нагрев изделий при их термической обработке в печах с
использованием электроэнергии является наиболее совершен-
ным. Однако электроэнергию не целесообразно применять для
целей нагрева, если в данном районе она дефицитна и дорога.
Необходимо сделать экономическое сравнение электрических
термических печей с газовыми. Там, где имеются запасы природ-
ного газа или поблизости расположены крупные металлургиче-
ские печи, дающие высококалорийный газ, электрические печи
окажутся менее экономичными, чем газовые. Там же, где для по-
лучения газа надо строить газогенераторные станции, а электро-
энергия получается от крупных гидростанций, электрические пе-
чи экономически могут оказаться выгоднее газовых.
Таким образом, при выборе способа нагрева: газового или
электрического, если рассматривать только экономическую сто-
рону вопроса, необходимо учитывать два фактора: 1) стоимость
нагрева и 2) местные топливные ресурсы и их транспортировку.
Но независимо от результатов экономического сравнения
применение электрических печей необходимо, целесообразно и
предпочтительно во всех тех случаях, когда этого требует про-
цесс термической обработки, например при нагреве в электриче-
ских соляных ваннах или при нагреве в низкотемпературных пе-
чах, т. е. как раз в случаях, характерных для термической обра-
ботки алюминиевых сплавов. Поэтому основное внимание при
рассмотрении в дальнейшем самих печей для термической обра-
ботки алюминиевых сплавов будет уделено именно электриче-
ским печам сопротивления, т. е. печам, в которых нагрев произ-
водится с помощью электрических нагревательных элементов.
Электрические нагревательные элементы или элементы со-
противления могут быть металлические (обычно до 1100°) и не-
металлические (для более высоких температур — силитовые,
глобаровые, угольные и графитовые).
Наиболее распространенными металлическими нагревателя-
ми являются нагревательные элементы из сплавов никеля и хро-
ма, так называемых нихромов, и из сплавов хрома с алюминием
и железом — хромалей и фехралей.
318 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
К материалам для металлических нагревательных элементов
предъявляются следующие требования, которым они в той или
иной степени должны удовлетворять:
1) жаростойкость, т. е. минимальная окисляемость под дей-
ствием кислорода воздуха в условиях высоких температур;
2) жаропрочность, т. е. механическая прочность при высоких
температурах;
3) большое удельное электрическое сопротивление, чтобы
обеспечить для данной мощности и рабочей температуры необ-
ходимое сопротивление нагревателя при конструктивно удобных
габаритах и значительном сроке службы;
4) небольшой электрический температурный коэффициент,
обеспечивающий минимальную разницу в электрическом сопро-
тивлении горячего и холодного нагревателя для того, чтобы мощ-
ность и забираемый ток как в момент разогрева, так и в момент
работы печи были относительно постоянны;
5) стабильность электрических свойств во времени, т. е. неиз-
меняемость их с течением времени в работе (отсутствие старе-
ния, увеличивающего удельное сопротивление, и, как следствие,
уменьшающего при неизменном напряжении мощность печи);
6) постоянство размеров, т. е. отсутствие с течением времени
«роста», удлинения нагревателя;
7) хорошая обрабатываемость, позволяющая изготовлять из
материала для нагревательных элементов ленту и проволоку раз-
личных размеров, а также возможность сварки нагревателей и
приварки к ним выводов;
8) низкая стоимость.
Нихромы, являющиеся двойным сплавом с хромом и содер-
жащие до 20% Сг, удовлетворяют всем требованиям, кроме вось-
мого. Никель дефицитен и нихром из двойного сплава дорог. По-
вышение содержания хрома в сплаве повышает жаростойкость,
но сильно ухудшает обрабатываемость сплава. Нихромы двой-
ного сплава применяют там, где требуется температура 1100°.
Нихромы, представляющие собой тройной сплав никель —
хром — железо, хорошо обрабатываются и имеют повышенное
удельное сопротивление, однако обладают пониженной жаро-
стойкостью. Такие нихромы применяют в печах с температурой
1000°, а нихромы с высоким содержанием железа (до 50%) —
в печах с температурой 800°. Тройные сплавы (нихромы) при-
мерно в 2 раза дешевле двойных сплавов никеля с хромом.
Хромали и фехрали представляют собой тройные сплавы
хром — алюминий — железо.
Хромали с повышенным содержанием хрома имеют более
высокую жаростойкость, чем нихромы, поэтому их применяют в
печах с температурой до 1150—1200°. Однако хромали очень
хрупки и имеют малую механическую прочность; изделия из хро-
Конструкции печей для термической обработки алюминиевых сплавов 319
маля имеют свойство изменять в процессе эксплуатации свои
размеры. Поэтому хромали имеют более ограниченное примене-
ние, чем нихромы.
Фехраль является малохромистым сплавом; он легко обраба-
тывается и имеет достаточную механическую прочность, однако
обладает пониженной жаростойкостью. Так как он дешевле ни-
хрома, то широко применяется в низкотемпературных печах
(600—700°).
КОНСТРУКЦИИ ПЕЧЕЙ ДЛЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Для термической обработки алюминиевых сплавов применя-
ются низкотемпературные печи, характерным признаком кото-
рых является передача большей части тепла нагреваемым изде-
лиям конвекцией.
Границей, отделяющей область низкотемпературных печей от
высокотемпературных, является температура 600—700°.
Для термической обработки алюминиевых сплавов применя-
ются как печи периодического, так и печи непрерывного дейст-
вия (методические). Первые применяют, когда производитель-
ность цеха относительно небольшая и отсутствует постоянный
поток однородных деталей, подлежащих термической обработке.
Вторые применяют в тех случаях, когда производительность цеха
большая и имеется поточное производство.
Низкотемпературные печи как периодического, так и непре-
рывного действия могут быть с естественной и принудительной
циркуляцией атмосферы.
Коэффициент теплопередачи при естественной конвекции не-
велик, поэтому такие печи малопроизводительны и не имеют ши-
рокого распространения. К тому же они обусловливают повы-
шенный выход брака по пережогу. Поэтому для термической об-
работки алюминиевых сплавов рекомендуется применять печи
с искусственной циркуляцией.
Печи периодического действия
К печам .периодического действия относятся:
1) камерные печи с плоским неподвижным подом;
2) камерные печи с выдвижным подом;
3) вертикальные печи с выдвижным подом;
4) различные шахтные печи;
5) печи с отъемным подом;
6) печи-ванны.
Камерные печи с неподвижным подом применяются для от-
жига, закалки и отпуска мелких и средних деталей в единичном
320 Оборудование участков и цехов для обработки алк^миниевых сплавов
и мелкосерийном производстве. Эти печи работают на мазуте,
газе и электроэнергии. Особенностью таких печей является низ-
кая степень механизации или полное ее отсутствие.
На рис. 115 изображена электрическая камерная печь с не-
подвижным подом. Загрузку и выгрузку обрабатываемых изде-
лий в печах камерного типа с неподвижным подом осуществля-
Рис. 11(5. Камерная печь с неподвижным подом
ют на поддонах, в контейнерах или индивидуально, при этом де-
тали подают на загрузочный стол, загрузочную площадку печи
или на трансбордерную тележку теми или иными транспортно-
подъемными средствами (мостовым краном, тельфером и т. д.),
снабженными специальными захватами.
В рабочее пространство камерной печи детали, как правило,
загружают вручную. Для облегчения загрузки и выгрузки при-
меняют или простые направляющие балки, или желобчатые бал-
ки с шарами или роликами из жароупорных материалов. Поддон
или контейнер скользит по направляющим или катится на ша
рах.
На рис. 116 показана электрическая камерная печь с вра-
щающимися роликами. Эскиз электрической камерной печи с ша-
ровым поддоном и принудительной циркуляцией горячих газов
показан на рис. 117. Искусственная циркуляция печной атмосфе-
ры способствует равномерному нагреву всех изделий, загружае м
I
I
i
a
Рис. 116. Печь с вращающимися роликами:
а — общий вид; б — вид с торцовой стороны
21 И Ф Колобнев
322 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
мых в печь, а также улучшает теплопередачу от нагревателей и
кладки печи к термически обрабатываемым материалам.
Как известно, теплопередача в термических печах сводится
практически в основном к передаче теплоизлучением. При тем-
пературах выше 700° теплопередача теплоизлучением состав-
ляет от 80 до 95%. Однако в печах для термической обработки
Рис. 117. Камерная электрическая печь с принудительной цир-
куляцией воздуха. Рабочая температура 100—300°
алюминиевых сплавов, где температура ниже 600°, интеснив-
ность лучистой тепловой энергии сильно уменьшается, так как
количество тепла, передаваемого теплоизлучением, зависит от
разности четвертых степеней температур излучающего и нагое-
ваемого тела. В этих условиях искусственная конвекция значи-
тельно улучшает и ускоряет нагрев изделий. Известно, что ско-
рость нагрева от конвекции особенно сильно увеличивается при
низких температурах: при 100° в десяток раз, при 250° в 4 раза,
при 500° в 2 раза (рис. 118).
На рис. 119—122 даны общие виды и некоторые схемы элек-
трических печей для старения и отпуска деталей из алюминие-
вых сплавов. Нагрев деталей во всех случаях осуществляется
посредством циркулирующего в рабочем пространстве воздуха.
Камерные печи с выдвижным подом применяют для термиче-
ской обработки крупногабаритных отливок, профилей, поковок
и т. д.
На рис. 123 показана электрическая печь с выдвижным подом.
В момент загрузки и выгрузки под находится вне печи. Детали
загружают на под, а также разгружают с пода мостовым краном,
тельфером или другим подъемным устройством. Под вкатывают
в печь и выкатывают из печи или тросами с помощью лебедки,
или мостовым краном через блок, или поршневым толкателем.
Рис. 118. Зависимость скорости нагрева от температуры (при
наличии конвекции)
Рис. 119. Схема циркуляции воздуха в печах старения
21*
324 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
Недостатком печей с выдвижным подом является относитель-
но низкая среднечасовая производительность, так как загрузка
и разгрузка пода требуют много времени, кроме того, за время
загрузки и разгрузки под сильно охлаждается. Поэтому, если
имеется группа таких печей, применяют трансбордерные тележки
и резервные заранее загружаемые поды, а также поворотные
круги и двойные трансбордерные пути для маневрирования.
Иногда применяют подогрев пода электронагревателями или
газом.
Рис. 120. Вентилятор для циркуляции воздуха
Вертикальные печи с выдвижным подом нашли широкое при-
менение для закалки длинных (до 17 м) труб и профилей. В ка-
честве примера приведена печь, разработанная и внедренная в
производство под руководством Р. И. Барбанель. На рис. 124
дан общий вид вертикальной воздушной печи. Печь установленз
на раме из балок, которая одновременно служит опорой для вен-
тиляторов. Под печью расположен закалочный колодец (нз
глубину 18 м ниже уровня пола). Высота печи 24 м, поэтому в
ней могут нагреваться трубы и профили до 17 м. Печь имеет
семь независимо регулируемых тепловых зон, расположенных по
высоте. Нагревательные элементы установлены по всей высоте
печи и размещены между стенкой печи и цилиндрическим экра-
ном.
Для равномерного прогрева полуфабрикатов применена воз-
душная циркуляция с помощью вентиляторов, которые в амери-
канских печах устанавливаются в верхней части печи, а в печах,
разработанных под руководством Р. И. Барбанель,—в нижней
части печи. Для этой цели обычно применяют центробежные вен-
Рис. 121. Термическое отделение:
а — общий вид печи; б — вид печи с бо-
ку; в — внутренний вид печи
326 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
тиляторы, создающие большой напор воздуха. Вентиляторы до-
статочно тихоходны, бесшумны в работе и обеспечивают мини-
мальную вибрадию агрегата.
Поскольку трубы и профили имеют весьма большую длину,
то их загружают в печь через закалочный бак, в котором имеет-
ся устройство для подвода садки под центр печи, затем садку
подают в печь при помощи лебедки.
Рис. 122. Способы установки нагре-
вательных элементов:
а — нихромовые спирали на трубках; б„—
крепление спирали на крючках; в — креп-
ление на петлях непосредственно на
кладке печи
Шахтные печи получили большое распространение для тер-
мической обработки фасонного литья из алюминиемых сплавов.
Эти печи занимают меньшую площадь, чем камерные, и имеют,
как правило, более совершенную механизацию и больший удель-
ный съем продукции (100—260 кг]м2 в час).
Конструкции печей для термической обработки алюминиевых сплавов 327
Шахтные электрические печи для термической обработки
обычно состоят из металлического цилиндрического каркаса,
внутри которого выложена шахта из шамотного кирпича
(рис. 125). По боковой поверхности шахты расположены нагре-
вательные элементы в виде проволоки или ленты. Внутри шахты
установлена реторта из жароупорной стали, открытая сверху и
снизу. В реторту помещают корзину с деталями, подлежащими
термической обработке. Нагрев деталей производится горячим
воздухом. Печи работают с замкнутым циклом циркуляции: на-
гретый воздух прогоняется посредством вентилятора, установ-
ленного в крышке или в дне печи, через корзину с деталями, а
затем расходится по радиусам в кольцевое постранство между
корзиной и стенками печи и снова подогревается, омывая нагре-
ватели. Чтобы обеспечить равномерный нагрев изделий как со
стороны входа горячего воздуха, так и со стороны его выхода,
периодически переключают направление вращения двигателя
вентилятора, лопатки которого выполнены так, что позволяют или
вытягивать или, наоборот, нагнетать воздух в камеру печи. На
рис. 126, 127 и 128 даны эскизы разновидности шахтной печи.
Отечественные заводы выпускают шахтные низкотемператур-
ные печи под марками ПН31, ПН32, ПН34, а также ПА32, ко-
Рис. 124. Вертикальная электропечь для закалки профилей
пг
Рис. 125. Шахтная электрическая печь:
/ — металлический каркас; 2 — нагревательная камера; 3—нагреватель
ные элементы; 4 — реторта; 5 — корзина; 6 — крышка; 7 — механизм
подъема крышки; 8 — вентилятор
330 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
торые находят применение для термической обработки алюми-
ниевых сплавов. Характеристика этих печей дана в табл. 83.
Таблица 83
Шахтные электропечи для термической обработки алюминиевых сплавов
Марка Максимальная производитель- ность кг/час Потребная мощ- ность кет Максимальное напряжение в Рабочая темпера- тура °C Число фаз Габаритные размеры мм Размеры рабочей ка меры, мм
длина СО X X а со о 3 и диаметр высота J
ПН31-1 100 24 220 650 1 1180 1170 2000 400 500
ПН31-Б 100 24 380/220 650 1 1500 1400 1900 400 500
ПН32Д-2 280 36 380/220 650 3 1430 1230 2030 500 650
ПН34Д-1 550 75 380/220 650 3 2760 1970 2900 950 1220
ПН34Д-2 550 45 380/220 400 3 2760 1970 2900 950 1220
ПА32-1 40 30 380/220 650 1 2700 2250 2450 500 500
ПА32-3 25 20 220 650 1 1150 1850 1360 460 600
(А-20) — — — — — — — — —
Рис. 126. Шахтная
электропечь с прину-
дительной циркуля-
цией воздуха
Рис. 127. Шахтная печь для закалки:
/—сетка; 2 — теплоизоляция; 3 — крышка; 4 — затвор чугунной дробью; 5 — мас-
ляный затвор; 6 — лоток; 7—муфель; 3 — корзина; 9— рама; 10 — нагреватель-
ная секция; 11 — установки термопар; 12 — каркас; /Л — опора; 14 — установка
вентиля; 15 — установка сальника; 16— кожух выводов; /7— установка вывода
332 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
Печи с отъемным подом. При нагреве под закалку необходи-
мо обеспечить равномерный нагрев изделий, а также произвести
максимально быструю передачу деталей из камеры нагрева в за-
калочный бак. Указанные операции и требования наиболее удач-
но осуществляются в камерных печах с отъемным подом или в
шахтных печах с отъемным днищем, под которым непосредствен
но располагается закалочный бак.
Рис. 128 Шахтная электрическая 1ечь для термической обработки изделий:
/—крыльчатка; 2 — установка для перемещения; 3 —крышка; 4 — верхнее кольцо;
5 — корпус; 6 — кладка
Такой агрегат, сконструированный инженерами П. И. Тевис
и С. Д. Беловым, показан на рис. 129. В нем можно производить
закалку, отжиг и искусственное старение изделий.
Этот агрегат состоит из электронагревательной печи /, водя-
ной закалочной ванны 2, вентиляционных каналов для воздуха 3
Рис. 129. Общий вид электротерми-
ческого агрегата П. И. Тевиса и
С. Д. Белова
Рис. 129а. Схематические разрезы электротермического агрегата П. И. Тевиса и С. Д. Белова
Конструкции печей для термической обработки алюминиевых сплавов 335
и устройства для механизации процессов. Печь установлена на 4
кирпичных столбах 4. Под печью расположена закалочная ван-
на. Электронагреватели 5 размещены по горизонтали и образу-
ют три трехфазные зоны с самостоятельным автоматическим
управлением. Для предохранения изделий от перегрева нагрева-
тели экранируются специальными щитами.
Загрузку и выгрузку изделий осуществляют через подвижной
под 6, приводимый специальным механизмом, состоящим из элек-
тродвигателя с редуктором 8. Подъем и опускание корзины 9,
на которую подвешивают детали, также механизированы. Воз-
дух в печи перемешивается вентилятором 7. Агрегат имеет внут-
ренние размеры 6400X1200X1000 мм.
Pihic. 130. Установка для закалки больших листов (И. Ф. Колобнев,
П. И. Баранов)
В печи расположены в разных точках три термопары, которые
контролируют и регулируют температуру в соответствующих зо-
нах. Показания температур регистрируются по каждой зоне печи
самозаписывающими потенциометрами, установленными на щи-
те управления, где расположена также вся пусковая и сигналь-
ная аппаратура.
336 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
Подвижный под печи, а также установка под печью закалоч-
ного водяного бака обеспечивают переход изделий из печи в ван-
ну в минимально короткий срок (3 сек.), что улучшает механи-
ческие свойства обрабатываемых изделий. Температурный пе-
репад, проверенный одновременно в различных точках печи с по-
мощью 10 контрольных термопар, оказался всего лишь ±5°.
Рис. 131. Воздушно-циркуляционная печь для
нагрева листов под закалку
Указанный агрегат, установленный непосредственно в произ-
водственном потоке цеха одного из заводов, работает с 1949 г.
и заменил собою ранее применявшуюся для тех же целей спе-
циальную селитровую мастерскую, расположенную в одноэтаж-
ном каменном помещении, вынесенном из производственного по-
тока (по причине пожарной опасности селитровых мастерских).
Конструкции печей для термической обработки алюминиевых сплавов 33
Эта мастерская имела громоздкое оборудование (селитровую
ванну, закалочную водяную ванну, ванну горячей воды, электро-
печь, сушильный шкаф, мощную вентиляцию) и занимала боль-
шую площадь.
Для одновременной закалки многих десятков листов больших
размеров (до 15 м) и исключения при этом их коробления
И. Ф. Колобневым и П. И. Барановым была предложена в 1947 г.
установка, показанная на рис. 130.
Другой вариант подобной печи, разработанной под руковод-
ством Р. И. Барбанель, показан на рис. 131, на котором дан эс-
кизный проект воздушноциркуляционной печи для нагрева листов
под закалку.
Печи непрерывного действия
Печи непрерывного действия имеют более сложную и совер-
шенную механизацию, чем печи периодического действия, и тре-
буют автоматизации, синхронизирующей в строго заданной по-
следовательности работу отдельных механизмов. Эти печи часто
объединяются в комплексные агрегаты, совмещающие несколь-
ко термических операций. Будучи установлены в поточные и
агрегатные линии, они позвляют создавать полный замкнутый
цикл изготовления тех или иных деталей и изделий. При таком
замкнутом цикле сокращается время обработки изделий, эко-
номятся производственные площади и уменьшаются межцехо-
вые и другие транспортировки и перевозки.
К печам непрерывного действия, или иначе к методическим
печам, относятся следующие виды печей: конвейерные; толка-
тельные с направляющими, уложенными в поду, или же с роли-
ковым подом; с вибрирующим подом; с вращающимся подом или
сводом (карусельные); механизированные печи-ванны.
Для термической обработки алюминиевых сплавов методиче-
ские печи, как и печи периодического действия, выполняются,
как правило, с принудительной циркуляцией воздуха по принци-
пу противопотока, т. е. воздух в них проходит навстречу движе-
нию изделий. В этом случае горячий воздух, встречая на своем
пути все более и более холодные изделия, подогревает их и ухо-
дит из печи уже значительно остывшим.
Конвейерные печи находят наиболее широкое применение для
термической обработки алюминиевых сплавов, так как конвейер
в низкотемпературных печах может быть выполнен без особых
затруднений из обычных конструкционных сталей. Конвейер в
этих печах представляет собой или бесконечное полотно, на ко-
торое загружают нагреваемые изделия, или бесконечную цепь
(проходящую под сводом печи), к которой детали подвешивают
22 И. Ф. Колобнев
338 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
на крючках, в тележках, корзинах, люльках и т. д. Иногда эти
цепи выходят из печи на значительные расстояния и транспорти-
руют изделия по цеху после того, как они прошли термическую
обработку.
Отечественные заводы выпускают конвейерные печи для тер-
мической обработки при низких температурах двух типов КО-55
и КО-205. Характеристика этих печей дана в табл. 84.
Таблица 84
Характеристика конвейерных электропечей для низких температур
Параметры Типы печей
КО-55 1 КО-205
Габаритные размеры, мм:
ширина 2195 2580
длина 8110 9600
высота 2410 2640
Размеры рабочего пространства, мм:
ширина . 600 800
длина 6120 7850
высота 415 500
Напряжение, в 380/220 380/220
Число фаз 3 3
Число тепловых зон 3 4
Мощность, кет 55 205
Мощность каждой зоны, кет:
1 зоны 35 115
11 зоны 10 45
111 зоны 10 22,5
IV зоны 22,5
Максимальная рабочая температура, °C .... 200 450
Производительность, кг/час 250 2000
Скорость движения конвейерной ленты, лс/л<ин . 0,042—0,21 0,042—0,21
Вес с футеровкой, т ’ 11 20
На рис. 132 изображена печь КО-55. В печи для циркуляции
горячего воздуха и создания равномерного нагрева в рабочем
пространстве к своду прикреплены 4 крыльчатки вентиляторов.
Движение горячего воздуха внутри печи направляется металли-
ческими экранами и диффузорами. Воздух проходит по каналам
с нагревателями, поступает в подовые каналы, проходит через
отверстия в конвейерной ленте и обогревает изделия. Конвейер
имеет 3 скорости движения, которые определяют время пребы-
вания изделия вшечи, а именно: 2; 2,5 и 3 час.
22*
Рис. 132. Конвейерная электропечь с принудительной циркуляцией воздуха
Рис. 133 Электрическая печь для низких тем.пер.атую с цепным подвесным конвейером:
/ — камера; 2 — подвесной цепной конвейер; 3 — направленный электроприбор; 4 — отверстие для термопар; 5 — отверстие для шин
Конструкции печей для термической обработки алюминиевых сплавов 341
Печи монтируют на бетонном фундаменте, в котором сдела-
ны углубления для противовеса.
На рис. *133 показана конвейерная печь с подвесным конвейе-
ром. Печь имеет металлический каркас прямоугольной формы
длиной 8—12 ж, шириной 2,5—2,7 м и высотой 1,8—2 м. Стенки,
свод и под печи состоят из железных плоских коробок толщиной
120—140 мм, заполненных изолирующим материалом- Печь уста-
новлена на металлической конструкции на высоте 1,6—2 м от
пола цеха. Через печь проходит подвесной цепной конвейер, де-
лающий в печи три поворота. Нагревательные элементы смонти-
рованы в нижней части печи. Сверху через свод в рабочее про-
странство печи введено 6 крыльчатых вентиляторов, которые за-
ставляют горячий воздух циркулировать в печи. Мощность печи
от 80 до 150 кет. Температура в печи 160—200°. Скорость движе-
ния конвейера изменяется от 200 до 1020 мм)мин. Производи-
тельность печи 700 кг!час при длине 8 м и 1800 кг/час при длине
12 м. Детали загружают в сетчатые корзины, подвешенные на
крюках к цепи конвейера.
По конструкции конвейеры делятся на сетчатые (рис. 134, а)
для передвижения легких деталей (обычно до 1 кг) и пластин-
чатые для передвижения более тяжелых деталей. Чаще всего кон-
вейеры представляют собой цепные (звеньевые) конструкции.
Цепные конвейеры проходят через нагревательную камеру печи
одной или несколькими линиями по поду, под подом или поверх
пода.
Загрузка в конвейерные печи обычно ручная (укладка или на-
веска). Выгрузка или ручная или механизированная в соответ^-
ствующую тару, а при закалке — в закалочный бак.
Если конвейер не выходит за пределы камеры нагрева, то за-
грузку производят в этом случае ручным или приводным толка-
телем.
В целях экономии площади конвейерные печи с бесконечными
цепями выполняются иногда вертикальными.
Конвейерные печи часто строятся с несколькими сетчатыми
конвейерами, расположенными в один, два и более рядов как в
одной плоскости — параллельно, так и в разных плоскостях —
друг над другом.
Толкательные печи. При рассмотрении печей непрерывного
действия следует остановиться на толкательных печах, которые
также находят широкое применение для термической обработки
алюминиевых сплавов.
В этих печах также имеется ряд вентиляторов, установлен-
ных под сводом печи и создающих интенсивное перемешивание
воздуха для обеспечения равномерного нагрева всех сторон из-
делий, загружаемых в печь.
Легкие и мелкие детали загружают в печь поштучно на за-
342 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
грузочный стол, откуда толкателем проталкивают на под печи.
По камере нагрева детали передвигаются на поддонах или без
поддонов, когда они имеют простую форму. Поддоны проталки-
ваются толкателем по направляющим, уложенным в поду печи,
или по роликовому поду. Когда вся камера печи заполнена де-
талями или поддонами, загруженными деталями, начинают вы-
дачу деталей или поддонов с деталями с противоположного кон-
ца печи.
Толкатели применяются ручные и приводные различных
конструкций: рычажные, цепные, винтовые, реечные, поршневые
и т. д. Привод толкателей может быть электрическим, гидравли-
ческим и пневматическим.
У рычажного переключателя рабочая траверса передвигает-
ся по направляющим каркаса толкателя. Траверса получает воз-
вратно-поступательное движение от рычагов, расположенных с
двух сторон редуктора. Рычаги приводятся в движение от цапф
шестерен, которые сцеплены с шестернями редуктора, который
соединен с электродвигателем через эластичную муфту.
Цепной толкатель (рис. 135) имеет металлическую раму 1
с направляющими, по которым движется тележка со штангами 2.
Тележка приводится в движение электродвигателем с редукто-
ром 3, 4 через цилиндрическую зубчатую передачу и цепную пе-
редачу 5. Цепь насажена на звездочки, из которых ведомая си-
дит на оси натяжной станции 6. Рабочий ход толкателя ограничи-
вается конечными выключателями 7.
Техническая характеристика цепного толкателя отечествен-
ной конструкции приведена ниже:
Усилие толкателя, кг ...................... 3000
Скорость тележки, м/мин ................4,25
Время цикла заталкивания, мин.................—
Ход тележки, мм ............................1120
Мощность электродвигателя, кеш............... 5
Расчетный к.п.д. толкателя, %..............—
Общий вес, кг ..............................1060
У винтового толкателя (рис. 136) рабочий вал 4 имеет на зад-
нем конце резьбу, по которой движется соединительная травер-
са 5, являющаяся связующей частью рамы. Передняя траверса
6 производит толкание изделий. Рабочий вал 4 через шестерни
2 и 3 получает движение от электродвигателя /.
Реечный толкатель (рис. 137) имеет рейку 3, с которой сцеп-
лена шестерня 2, получающая движение от - электродвигателя
через редуктор /. На конце рейки 3 находится толкающая тра-
верса 5. Движение рейки 3 направляется четырьмя парами роли-
ков 4.
Схем различных толкателей очень много, диапазон их пара-
метров очень широк; усилие от 0,5 до 20—30 т; ход от 500 до
2000 мм; скорость от 0,5 до 10 м/мин.
a
6
Рис. 134. Титы конвейерных передач:
а — сетчатый; б — цепной надподовый;
в — цепной подподовый
344 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
Печи с вибрирующим подом в последнее время находят при-
менение для термической обработки мелких изделий и деталей.
Эти печи очень экономичны, так как имеют малый расход энер-
гии и обеспечивают равномерный нагрев изделий.
Рис. 135. Цепной толкатель отечественной конструкции
Печь с вибрирующим подом показана на рис. 138, а. а на
рис. 138, б дана схема рычажного и эксцентрикового механизмов
встряхивания. Вибрирующий под представляет собой наклон-
ный лоток или трубу, расположенную в камере нагрева и перио-
дически встряхиваемую рычажным или эксцентриковым вибри-
рующим механизмом. Такой под может быть применен в обыч-
ной камерной печи без особой ее переделки.
Обычно в камерной печи устанавливают два вибрирующих
пода (рис. 138, а). Детали из бункера 1 попадают сначала на на-
клонную вибрирующую подину 2, по которой передвигаются до
Pine. 136. Схема винтового толкателя:
а — с одним винтом; б — с двумя винтами
346 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
конца камеры нагрева 3, где пересыпаются на вторую вибрирую-
щую подину 4. По этой подине детали возвращаются к месту за-
грузки и через горловину 5 попадают в закалочный бак 6 или
в соответствующую тару. Вибрация в этой печи осуществляется
рычажным механизмом 7.
Рис. 137. Схема реечного толкателя
Эксцентриковый вибрирующий механизм (рис. 138, б) пред-
ставляет собой наклонный вибрирующий желоб /, состоящий из
двух частей: одной — чугунной вне печи и другой — из жароупор-
ного литья, расположенной в камере нагрева. Обе части соеди-
нены болтами по линии I—I. Желоб 1 подвешен на соединитель-
ных тягах 3 к литому основанию 2. К внешней чугунной части
желоба прикреплен ролик 4, который обкатывается по эксцент-
рику 5. Желоб подтягивается пружиной 6 к упорным винтам 7.
Эксцентрик 5 имеет зуб и приводится во вращение валом от элек-
тродвигателя через цепную передачу. Зуб эксцентрика 5 упи-
рается в ролик 4. Когда эксцентрик 5 вращается против часовой
стрелки, то ролик 4, обкатываясь по эксцентрику 5, отодвигает-
ся вместе с желобом 1 влево, натягивая при этом пружину 6.
Дойдя до срыва зуба эксцентрика 5, ролик 4 соскальзывает
с выступа и желоб 1 под действием пружины 6 возвращается
вправо до упора в винт 7. Получается резкий толчок, под дей-
2 4 3
Рис. 138. Схемы механизации печей с вибрирующим подом:
а — два вибрирующих пода в печи; б — эксцентриковый механизм вибрирования
пода
W ои
floBB ЦЬББ Заврузт ,ШШ / \\J, < i ‘ гН йУаН' ' 1L4a№IKjS ~ ''7 Разгрузка t, ^kSk-.k- V firs W* /’xK Д. / Ж, >ZXK Г dk 2a /Погг PMlC- 139. Электрическая карусельная i^V печь: IБуй Г 0 л / — вращающийся под: 2—приводная я станция; 3 — механизм вращения пода; /В^' 4 ~~ электронагреватели; 5 — место уста- ^=^s. новки термопары; 6 — подводка контроли- РУемо® атмосферы; 7 — дверца для ре- монта П°ДД
350 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
ствием которого детали, загруженные в желоб /, соскальзыва-
ют по желобу на некоторое расстояние. Дальше процесс повто-
ряется снова. Частое повторение толчков вызывает передвиже-
ние деталей по наклонному желобу по всей длине камеры нагре-
ва до отверстия, через которое детали поступают в закалочный
бак или же в соответствующую тару.
Печи с вращающимся подом или сводом (карусельные) за
последнее время также получили большое распространение для
целей термической обработки. Расход топлива в карусельные пе-
чи небольшой, так как поверхность теплоотдачи у них неболь-
шая. В этих печах не требуются для передвижения деталей под-
доны, ролики, направляющие и т. д.; в них можно обрабатывать
изделия любой формы и размеров. Печи могут работать на ма-
зуте, газе и электроэнергии.
Электрическая карусельная печь (рис. 139) имеет вращаю-
щийся вокруг вертикальной оси печи под диаметром от 1,5 до 6 м
и иногда более. В печи имеется два окна — для загрузки и вы-
грузки изделий. Скорость движения пода рассчитывается так,
чтобы за 1 оборот заканчивался процесс термической обработки
изделий. Вращение пода производится от электродвигателя че-
рез передаточный механизм.
На рис. 140 дан поперечный разрез и механизм вращения по-
да печи. Вращение от электродвигателя 1 через редуктор 2 и
вариатор 3 передается ведущему валу 4. В середине вала 4 по-
сажен бегун 5, а на конце— коническая шестерня 6. Такие же бе-
гуны и шестерни насажены на трех ведомых валах 7. Вращение
поду печи передается через шестерню S, сидящую на вертикаль-
ном валу 9 с упорным подшипником 10. Под движется по бегу-
нам, опираясь на них литым фасонным ребром И. Под имеет
двойные песочные затворы 12. Верхняя часть его футерована ог-
неупорными и теплоизоляционными кирпичами.
При термической обработке тяжелых деталей карусельные
печи строят не с вращающимся подом, а с вращающимся сво-
дом.
Карусельные печи имеют большую, чем камерные печи тех
же размеров, производительность и требуют меньших, чем меха-
низированные прямоточные печи, площадей. Карусельные печи
легко встраиваются в поточные линии.
К недостаткам карусельных печей следует отнести:
1) холодный под у печей, работающих на газе и нефти, а так-
же у электрических, если под состоит из отдельных секций, пе-
реворачивающихся после нагрева изделия до нужной темпера-
туры и сбрасывающих изделия в закалочный бак или в соответ-
ствующую тару;
2) трудность и сложность механизации загрузки и выгрузки*
3) трудность создания равномерной температуры.
Конструкции печей для термической обработки алюминиевых сплавов 351!
Рис. 140. Печь с вращающимся подом (поперечный разрез и
механизм вращающегося пода печи)
Печи-ванны
Соляные ванны. Печи-ванны нашли широкое применение для
термической обработки алюминиевых сплавов (закалка, старение,
отпуск, отжиг). В этих печах изделия нагреваются в различных
жидких средах в зависимости от того, до какой температуры их
•352 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
необходимо нагреть. В качестве нагревательной среды для
загрузки ванны под термическую обработку изделий из алюми-
ниеЬых сплавов применяют азотнонатриевые (NaNOe) и азотно-
калиевые (KNO3) соли, т. е. натриевую и калиевую селитры.
Селитры имеют относительно высокую температуру плавле-
ния (натриевая 319° и калиевая 336°). Поэтому для понижения
температуры плавления селитровой ванны соли смешиваются в
соответствующих пропорциях. Состав смеси селитр для отжига и
закалки алюминиевых сплавов дан в табл. 85.
Таблица 85
Рекомендуемые составы селитровых ванн
Состав смесей, % Температура плавления °C Температура эксплуатации °C Назначение
KNO3—55,2 NaNO3—44,8 140,9 160—400 Отпуск и отжиг 1
KNO8-53 NaNO8—7,0 NaNO2—14,0 142—148 180—540 Отжиг и нагрев под за- калку
NaNO,—18 KNO,—53,5 NaNO,—28,5 170 200—540 Нагоев под закалку и отжиг
NaNO,—45,8 KNO,—54,2 218 240—540 То же
NaNO,—100 KNO,-100 310 338 330—600 350—600 То же » >
Исходные соли для среды селитровых ванн не должны содер-
жать ионов хлора более 0,5%, так как последние способствуют
коррозии деталей из алюминиевых сплавов, прошедших нагрев
в селитровой ванне.
Щелочность ванны в пересчете на К2СО3 не должна превы-
шать 1%. Содержание в ванне хлористых соединений в пересчете
на хлор-ион должно быть сведено к минимуму (не более 0,5%).
В целях увеличения стойкости селитровой ванны допускает-
Конструкции печей для термической обработки алюминиевых сплавов 353
ся добавление к ней 2—3% К2СГ2О7 (хромпика), который вводит-
ся в ванну в виде смеси, состоящей из 5 частей селитры и 1 час-
ти сухого хромпика.
При установлении состава селитровой ванны для термичес-
кой обработки (отжиг, закалка) необходимо иметь в виду, что
температура плавления смеси селитры должна быть достаточно
низкой, иначе смесь будет плохо стекать с изделий, а также быст-
ро затвердевать при временном охлаждении ванны, понижая
стойкость материалов ванны.
Нельзя допускать кипения или значительного испарения се-
литры. Если селитра кипит при рабочей температуре ванны, а
также если происходит сильное испарение ее, то селитра распа-
дается на азотистокислые соли и кислород, кроме того, частицы
селитры, улетучиваясь в виде паров, охлаждаются и садятся на
окружающие предметы и одежду рабочих в виде белого порош-
ка. Все это усиливает пожарную опасность, способствует прого-
ранию ванны и вызывает непроизводительный повышенный рас-
ход селитры.
Нагревать смесь выше 550° нельзя, так как при температуре
выше 600° может произойти самовоспламенение смеси. Ника-
ких посторонних веществ в смеси не должно быть, так как осе-
дающие на дно ванны твердые частицы мешают прогреву смеси
и способствуют прогоранию ванны. Особенно опасно попадание
в селитровую ванну органических веществ, которые могут выз-
вать взрыв.
Для очистки от механических примесей загрязненную смесь
нагревают в ванне до температуры 510—520° и выпускают в со-
седнюю ванну, где ей дают возможность медленно остыть, что-
бы твердые частицы успели осесть на дно. После остывания сме-
си верхний чистый слой срубают, а оставшуюся загрязненную
часть растворяют в баке с горячей водой, пропускают через
фильтр и выпаривают воду. Обычно загрязненную смесь заменя-
ют свежей через 5—6 месяцев работы ванны.
Печи-ванны для нагрева в жидких средах изготовляются или
из мягкой стали сварными или из чугуна литыми. Литые ванны
из чугуна или из жароупорной стали меньше подвержены про-
горанию, чем железные сварные. При сварных ваннах днище
ванны и продольные стенки должны составлять одно целое; при-
вариваются доброкачественным швом только боковые стенки.
Для ванн с наружным обогревом толщина стенок должна
быть не более 18 мм и не менее 12 мм. Более толстые стенки за-
трудняют прогрев ванны, а более тонкие часто прогорают. Ши-
рина при внешнем обогреве не должна быть больше 800 мм,
иначе равномерный прогрев смеси по сечению ванны с требуемой
скоростью будет затруднен. Объем ванны увеличивают при этом
23 И. Ф. Колобнев
354 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
за счет ее углубления. Недостаточно глубокое погружение ван-
ны затрудняет повышение температуры и быстрый прогрев солей.
Ванны прогорают вследствие недоброкачественной сварки
или образования окалины и трещин при нагреве и застывании
солей. Избыток воздуха, неправильное регулирование горения
вызывает местные перегревы.
Для предохранения селитры от загрязнения ее необходимо
держать упакованной в тару. При хранении селитры в деревян-
ной таре следует принять все меры предохранения от пожара,
так как селитра при горении образует с деревом взрывчатую
смесь.
Нагрев в жидких средах имеет свои достоинства и недостатки
по сравнению с нагревом в печах.
К достоинствам относятся: 1) более быстрый прогрев изде-
лий; 2) равномерность температуры всей среды; 3) отсутствие
окисления; 4) возможность производить местный нагрев изделий.
К недостаткам относятся: 1) относительно малая стойкость
смеси; 2) необходимость соблюдения осторожности при работах
на ваннах (пожарная опасность, взрывоопасность, вредность);
3) ухудшение гигиенических условий для обслуживающего пер-
сонала.
Печи-ванны изготовляются различных конструкций и с раз-
личным видом обогрева.
Так как максимальная рабочая температура селитровых ванн
не может быть более 550°, то для обогрева таких ванн мазут не
применяется, а газ применяется очень редко. При сжигании ма-
зута или газа трудно поддерживать относительно низкую темпе-
ратуру ванны, поэтому ванна, работающая на мазуте или газе,
весьма опасна как в пожарном отношении, так и в отношении ее
обслуживания. Поэтому для обогрева печей-ванн, как правило,
применяется электроэнергия.
Электрические печи-ванны строятся двух видов: с наружным
и внутренним обогревом.
В электрической соляной ванне с наружным обогревом элект-
рические нагреватели расположены снаружи тигля, передавая
тепло солям через стенки тигля. В связи с этим температура на-
гревателей должна быть выше температуры солей, что вызыва-
ет частые случаи прогорания как электрических нагревателей,
так и тиглей. Это в свою очередь вызывает длительные простои
ванн, так как при прогорании тигля требуется вычерпать из ван-
ны смесь и вынуть сам тигель.
Электрическая соляная печь-ванна с наружным обогревом
схематично показана на рис. 141. На рис. 142 показана соляная
печь-ванна с трубчатыми электронагревателями. Размеры тигля
0 400 X 600 мм. Мощность ванны 16 квт. В печах-ваннах элект-
рические нагреватели помещены внутри тигля, который для
23'
356 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
уменьшения потерь тепла обложен изоляционными кирпичами.
Электрические нагревательные элементы заделаны в металли-
ческие трубы диаметром 15—20 мм и иногда больше. Для изо-
ляции нагревательного элемента от трубы последнюю набивают
магнезитовым порошком или кварцевым песком. Трубы с нагре-
вательными элементами помещены в ванну на специальных при-
крепленных к ним подставках для того, чтобы между тиглем и
трубой было достаточное пространство, куда могли бы оседать
выделяющиеся из солей в виде твердых частиц посторонние ве-
щества. Иначе они покроют поверхность труб и ухудшат тепло-
передачу. Чтобы предохранить нагреваемые изделия от пережо-
га, нагревательные элементы, имеющие более высокую темпера-
туру, чем смесь в тигле, прикрывают защитной решеткой. В на-
стоящее время в более совершенных электрических печах-ван-
нах с внутренним обогревом нагревательные элементы не поме-
щают на дне ванны, а монтируют вдоль боковых стенок сверху
вниз, причем каждый элемент может быть отключен и заменен
другим, что сводит к минимуму простой ванны при смене нагре-
вательных элементов. Электрические печи-ванны с внутренним
обогревом более экономичны, чем все другие печи-ванны, так
как в них температурный перепад между элементами и солями
ниже, чем в ваннах с наружным обогревом. Это, в свою очередь,
снижает возможность прогорания как самого тигля, так и нагре-
вательных элементов.
Качество термической обработки в печах-ваннах с внутрен-
ним обогревом выше вследствие более энергичной циркуляции
солей, а следовательно, более равномерной температуры по се-
чению ванны.
Для достижения более .равномерной температуры солей в
ванне иногда устанавливают механическую мешалку с приво-
дом от электродвигателя.
Хотя электрические печи-ванны еще достаточно широко при-
меняются для термической обработки алюминиевых листов и
профилей, однако за последнее время они все больше и больше
вытесняются воздушными электропечами, поскольку последние,
как уже было указано, имеют значительные преимущества.
Механизированные печи-ванны за последнее время начинают
находить более широкое применение.
Загрузка изделий в печь-ванну (рис. 143) производится или
вручную, или тельфером, передвижение деталей через нее осу-
ществляется валами с прямоугольной нарезкой 1, которые рас-
положены или в центре печи-ванны, или вдоль боковых стенок
параллельно продольной оси. Привод 2 состоит из электродвига-
теля, редуктора и часто вариатора. Валы 1 получают вращение
через конические шестерни, сидящие на поперечном валу, кото-
рый цепной передачей связан с приводом. Изделия, подлежащие
Основные конструктивные элементы термических печей
357
термической обработке, подвешиваются на нижние концы крюч-
ков, верхние концы которых скользят по нарезке валов 1 и пе-
ремещают изделия через печь-ванну. Иногда для механизации
печей-ванн применяется подвесной конвейер, проходящий вдоль
оси ванны. Изделия в этом случае подвешивается к крючкам или
подвескам конвейера.
Рис. 143. Печь-ванна ме
хинизированная
ОСНОВНЫЕ КОНСТРУКТИВНЫЕ ЭЛЕМЕНТЫ ТЕРМИЧЕСКИХ ПЕЧЕЙ
Футеровка
Футеровка термических печей состоит из огнеупорной и теп-
лоизоляционной частей.
Термические печи для обработки алюминиевых сплавов как
низкотемпературные выполняются часто без огнеупорного слоя
и имеют лишь теплоизоляцию в виде засыпки или шлаковой ва-
ты. В этом случае печи имеют два каркаса — наружный и внут-
ренний, между которыми и делается теплоизоляция. Теплоизо-
ляцию как в виде порошка, так и в виде ваты необходимо уплот-
нять, чтобы не оголялись части каркасов от самоуплотнения, а
также от сползания теплоизоляции. Каркасы соединены один с
другим скрепками через тонкий слой асбестового картона. Если
в термических печах имеется огнеупорный слой, то последний вы-
полняется из огнеупорной кладки. Основным огнеупором для
358 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
термических печей является шамот, а также легковесы (порис-
тые огнеупорные изделия).
Огнеупорная часть футеровки выкладывается на растворе из
огнеупорной глины с шамотом. Кладку необходимо вести тща-
тельно. Кирпичи должны быть притерты один к другому, сама
кладка должна производиться вперевязку, толщина швов не
должна быть больше 2—2,5 мм. В стенках больших печей необ-
ходимо устраивать через каждые 1,5—2 м термические швы ши-
риною 5—10 мм. При многослойной кладке швы отдельных ря-
дов должны быть смещены один относительно другого. Тепло-
изоляционные кирпичи из диатомита или трепела укладывают
без раствора всухую и пересыпают диатомитовым порошком.
Чтобы обеспечить жесткую связь между огнеупорным слоем
и каркасом печи, кладку нельзя опирать на засыпку. Поэтому
на дне печи теплоизоляцию выполняют или в виде сплошных ря-
дов теплоизоляционного кирпича, или в виде клетки из тепло-
изоляционного кирпича с заполнением промежутков засыпкой.
Так же выполняют и кладку боковых стен печи.
При больших нагрузках кладку устанавливают на столбы
из огнеупорного кирпича, а промежутки между ними заполня-
ют теплоизоляционным кирпичом.
В печах с защитной атмосферой кладку, выполненную из лег-
ковеса, а также теплоизоляцию, выполненную из диатомитового
кирпича, обмазывают огнеупорной замазкой, так как легковес и
диатомитовые кирпичи, а тем более засыпка являются газопро-
ницаемыми.
Своды
Свод печей с пролетом до двух метров, как правило, наби-
рают в виде арки из клиновидного кирпича (шамот или прочный
легковес) со стрелой свода, равной 12—15% от величины проле-
та. Края свода опирают на подовые кирпичи, а между подовыми
кирпичами свода и каркасом печи устанавливают распорные ша-
мотные кирпичи. При пролетах больше 2 м своды делают под-
весными. В подвесном своде имеются верхние балки каркаса, к
которым подвешиваются при помощи жароупорных подвесок
камни, перекрывающие печь. В подвесном своде всю его тяжесть
воспринимают верхние балки каркаса.
Сверху подвесные своды изолируются теплоизоляционными
кирпичами. Между отдельными камнями свода устраивают про-
светы, чтобы компенсировать тепловые расширения.
Каркасы печей
Электрические печи имеют каркас и, как правило, наружный
металлический кожух. Внешний металлический кожух рекомен-
Основные конструктивные элементы термических печей
359
дуется окрашивать алюминиевой краской, что снижает тепловые
потери на 2—3%. У низкотемпературных печей каркас делается
с двойными стенками с теплоизоляцией между ними.
Передняя стенка камерных печей и обе торцовые стенки ме-
тодических печей выполняются в виде усиленных литых сталь-
ных или чугунных плит, которые менее коробятся, чем сварные из
листов.
Вырезы для загрузочных и разгрузочных отверстий в торцо-
вых стенках необходимо делать больше чистого размера самих
отверстий с тем, чтобы часть огнеупорной кладки выходила на-
ружу.
Дверцы
Дверцы у низкотемпературных печей выполняются в виде
двойного металлического каркаса, заполненного теплоизолиру-
ющей засыпкой. Крышки шахтных печей футеруют одной круг-
лой шамотной плитой, а при больших размерах — несколькими
фасонными кирпичами. Поверх плиты делают засыпку или ук
ладывают слой шлаковой ваты.
Дверцы у большинства печей делают подъемными по направ-
ляющим. Размеры дверок должны быть больше отверстия на
50—100 мм в каждую сторону. Дверцы подвешиваются к меха-
низму подъема цепями или тросами и уравновешиваются гру-
зом. Механизм подъема дверок делается ручным (цепным или
рычажным) или ножным.
У крупных печей подъем дверок осуществляется от гидрав-
лического или электрического привода. В этом случае подъем и
опускание дверок часто автоматически блокируют с работой
других механизмов печи, например с работой толкателя.
Подовые плиты и направляющие подовые брусья
Подовые плиты и брусья выполняются, как правило, литы-
ми, так как литые детали меньше коробятся. Для низкотемпера-
турных печей литье обычно чугунное и реже жароупорное. По-
довые плиты имеют обычно отверстия.
При роликовом поде в кладке закрепляются корытообразные
балки, в выемках ребер которых свободно устанавливаются ро-
лики из чугунного или жароупорного литья.
Нагревательные элементы
Нагревательные элементы, как правило, выполняются или из
проволоки, или из ленты.
Если обозначить через d диаметр проволоки, через D — ди-
аметр спирали и через h — шаг спирали, то, как показала прак-
ЗСО Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
тика, соотношения между этими величинами должны быть сле-
дующие:
для проволоки от 3 до 5 мм: h D = (6-r-8)d для нихрома
и D= (4^-6)d для хромаля;
для более тонкой проволоки отношения ~ И-у~ должны быть
а а
больше.
Сечение вывода должно не менее, чем в 3 раза, превышать
сечение нагревателя.
Проволочные нагреватели изготовляют на токарном станке
путем плотной навивки на гладкую оправку, после снятия с оп-
равки спираль растягивают до нужного шага.
На рис. 122 показаны способы установки и закрепления на-
гревательных элементов на своде, в поду и на боковых стенках.
Практика установила следующие отношения в размерах лен-
точного нагревателя (а — толщина, Ь — ширина ленты):
— = 0,1 (0,5 — 2%); h > 2b; г > 2а;
ь
В— высота нагревателя = 100— 150 мм на своде и в поду;
В= 200 — 400 мм на стене (см. стр. 365—369).
Ленточные нагреватели выполняют в виде зигзагов и крепят
на стене на жароупорных, нихромовых или керамических крюч-
ках и кронштейнах, а в своде и в поду — на специальных фасон-
ных кирпичах.
Иногда ленточные зигзагообразные нагревательные эле-
менты делают в виде буквы П и располагают в пазах огнеупор-
ной кладки печи. Очень удобны рамочные ленточные нагревате-
ли, так как каждую рамку можно самостоятельно вставлять в
печь и вынимать из печи.
Рамочные ленточные нагреватели представляют собой ша-
мотную рамку, на которую уложен нагреватель в виде плоской
спирали, или же жароупорную рамку, на которую на алундовых
изоляторах монтируется нагреватель.
Рамочный элемент для низкотемпературных печей (400—
500°) представляет собой стальную рамку, на которую надеты
фарфоровые изоляторы. На эти изоляторы наматывают нагрева-
тель из проволоки или ленты. Навивку ленточных зигзагов про-
изводят вручную при помощи рычажного приспособления.
Для нагрева масла и селитры в масляных и в селитровых пе-
чах-ваннах часто употребляют трубчатые нагревательные эле-
менты.
Трубчатые элементы состоят из стальной трубы, по оси кото-
рой расположена нихромовая спираль, приваренная к выводным
болтам у концов трубки. Пространство между спиралью и стен-
Методические указания по расчету
361
ками трубки заполняется периклазом (окисью магния). Трубку
затем желательно обстукать снаружи по окружности для того,
чтобы уплотнить периклаз. На краях трубки закрепляют вывод-
ные изоляторы, а трубку изгибают, придавая ей любую форму.
Если трубчатый элемент предназначен для работы в селитровой
ванне, то трубу делают двойной, надевая на приготовленный на-
греватель вторую трубу из жароупора или никеля.
Нагреватели располагают в печи таким образом, чтобы обес-
печить наилучшую передачу тепла от нагревателей к изделиям,
а также наиболее равномерный нагрев изделий. Исходя из этого
нагреватели в больших печах стараются расположить на своде, в
поду и на боковых стенках печи, а если имеется возможность, то
и на задней стенке, а также дверцах. В шахтных печах нагрева-
тели располагают не только на боковых стенках, но и на дне шах-
ты.
Если изделия имеют удлиненную в вертикальном направле-
нии форму, то нагреватели следует располагать главным обра-
зом на боковых стенках, если же изделия плоские, то основная
мощность нагревателей должна быть сосредоточена в поду и на
своде печей.
В больших печах рекомендуется создавать несколько элект-
рических нагревательных зон. В длинных методических печах
раздельные электрические зоны делают через каждые 2—3 м
длины печи.
В шахтных печах устраивают по высоте также несколько зон.
Нагреватели должны быть защищены от возможных ударов
и повреждений. К ним должен быть обеспечен свободный до-
ступ и возможность их быстрой замены.
Если нагреватели не удается разместить в печи, то необхо-
димо взять для нагревателя материал, допускающий большую
удельную мощность, и заменить ленточный нагреватель прово-
лочным, который, как правило, легче разместить в печи.
МЕТОДИЧЕСКИЕ УКАЗАНИЯ ПО РАСЧЕТУ НЕОБХОДИМОГО
КОЛИЧЕСТВА ТЕПЛА И ВРЕМЕНИ ПРОГРЕВА САДКИ, А ТАКЖЕ
НАГРЕВАТЕЛЬНЫХ ЭЛЕМЕНТОВ
В данном объеме книги не предоставляется возможным (и
целесообразным) привести расчеты пламенных и других типов
термических печей. Эти расчеты, а также и материалы для рас-
четов можно получить в соответствующих трудах [199—203].
Поэтому в этом разделе даны лишь основные методические
указания по расчету необходимого количества тепла и времени
прогрева садки, а также нагревательных элементов для терми-
ческих воздушных печей.
362 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
Для примера взяты воздушные электрические печи, по-
скольку в этих печах нагреву подвергается основная масса
алюминиевых деталей и полуфабрикатов.
Для определения коэффициента теплопередачи при конвек-
ционном нагреве изделий часто пользуются формулой Юргеса:
а = Kv 0,78 ккал/м2-°Счас,
где v — скорость потока воздуха, м)сек\
К— коэффициент.
Формула показывает, что скорость нагрева увеличивается
с увеличением скорости циркуляции воздуха. Следует отме-
тить, что скорость прогрева садки также зависит от ряда до-
полнительных факторов (толщины деталей, плотности их уклад-
ки, величины садки и т. д.); чем тоньше деталь и больше между
ними зазоры (больше 25 мм), тем быстрее идет нагрев садки.
Подсчитано, что коэффициент теплопередачи в зависимости
от скорости движения воздуха выражается в следующих вели-
чинах [222]:
Коэффициент теплопередачи,
ккал/м2 • °C. час. . ...........16 25 38 75
Скорость потока воздуха, м/сек . . 2 5 10 15
Метод конвекционной теплопередачи имеет то преимущество
перед методом нагрева изделий от лучистой энергии, что пер-
вый позволяет иметь более точную регулировку температуры и
не допускает местных перегревов, что является весьма важным
для случая нагрева изделий под закалку, во втором случае ре-
комендуется устанавливать специальные экраны.
Ниже приводятся элементы теплового расчета, времени про-
грева изделий и нагревательных элементов.
Элементы теплового расчета
1. Общее уравнение теплового баланса:
Q = Qu + Qbch + 1,05 QnoT.
2. Коэффициент полезного действия
ч Qn/Q.
где Q — общий расход тепла, ккал/час-,
Qn — полезное тепло, ккал/час-,
фвсп —тепло вспомогательное на нагрев поддонов или
других приспособлений, нагреваемых вместе с из-
делием, ккал/час,
Qnor — потери тепла, ккал/час.
Методические указания по расчету
363
3. Полезное тепло
- р. мс - - о -
тн хи
4. Вспомогательное тепло
Qecn mgnp спр (^Пр ^пр)’
где Ри — производительность печи по изделиям, кг/час\
си — средняя удельная теплоемкость изделия,
ккал/кг • °C;
—конечная температура нагрева изделий, °C;
/' —начальная температура изделий, °C;
6И— емкость печи по изделиям, кг\
т—продолжительность нагрева изделий, час.;
пг—число поддонов или других приспособлений;
п — число изделий на приспособлении;
—вес одного изделия, кг\
gnp —вес одного приспособления, кг\
’ £пр—удельная теплоемкость приспособления,
ккал/кг • °C;
^пр» ^пр —температура приспособления в нагретом и перво-
начальном состоянии, °C.
5. Потери тепла
Q = 0 +0 +Q +Q ;
^пот ^ст 1 ^л ^ак 1 ^н.п*
а) потери стенками печи
О ^пч 20 р
Тепловое сопротивление
R = — + У^ + —;
а1 Асл а2
— л 0,01 4- 0,05;
а1
— ® 0,12 4-0,08;
я2
У Ai ~ 2,5 4- 0,8.
Хел
б) потери лучеиспусканием
= 0,55 -г 0,65;
364 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
где Qct — .потери тепла -стенками, ккал!час\
Qji—потери тепла лучеиспусканием через открытые отвер-
стия, ккал)час\
Q ак — .потери тепла на аккумулирование тепла кладкой, кон-
вейерами, тележками и т. д., ккал/час\
Сн.п—неучтенные потери, ккал!час\
/Пч — температура печи, °C;
F —средняя поверхность стенок, м2\
FB —внутренняя поверхность стенок, м2 (по эскизу);
FH — наружная поверхность стенок, м2 (по эскизу);
• R —тепловое сопротивление печи, м2-час °C/ккал-,
—общий коэффициент теплопередачи от воздуха внутри
печи к стенке, ккал/м2 • час -°C;
а2 —то же, от наружной стенки;
8Сл — толщина слоя стенки печи (по эскизу), м\
Хсл—коэффициент теплопроводности слоя стенки в зависи-
мости от материала слоя стенки, ккал/-м • час °C;
Ф — коэффициент диафрагмирования;
Л>тв— поверхность отверстия, м2\
7\ч=*пч + 273, °К.
в) потери на аккумулирование тепла
Q = G с t 4- G с t -4- G с t
^ак огн огн огнСр 1 т.н т.н т.нСр 1 мет мет метср
Теплоемкость огнеупорной кладки
согн = 0,21 4- 0,055» 10“ 3 <огн ккал/кг-°C.
Теплоемкость теплоизоляции
стн=0,21 ккал/кг-°C.
Удельная теплоемкость смет чугуна, стали, жароупора
~0,12 ккал/кг-°C;
г) неучтенные потери
15о/о.
6. Расход электроэнергии
1^ = — == 1,16» ю“3<2,
860
1 квт-ч = 860 ккал,
где W — общий расход электроэнергии в час, кет.
7. Установочная мощность печи
tfy = (l,25- 1,5) W кет.
У методических печей коэффициент запаса 1,2ч-1,3; у печей пе-
риодического действия коэффициент запаса 1,4ч-1,5.
Методические указания по расчету
365
Продолжительность нагрева
1. Общая формула
Т = т' 4"
н н 1 н’
где тн — продолжительность нагрева, час.;
— время нагрева поверхности изделия, час.;
Гн — время для прогрева толщи изделия, час.
2. Время нагрева
_________________бн^И О" О__________________________
~ 17 Тпч \4 /
Пр К 100 / ( 100 ) Ки-Т "I" ак°вв (/пч — Чр) Fи.К
^пч = 4ч + 273°;
Т„ =tH 4-273°;
иср иср ’
t„ =0,К;
иср ’ и»
—емкость печи по изделиям, кг;
с» —удельная средняя теплоемкость изделия,
ккал/кг-°C;
и» — конечная и начальная температура изделия, °C;
Сир — приведенный коэффициент излучения печь —из-
делие;
6 — относительный коэффициент излучения (см.
и табл. 87);
1 • " — конечное и начальное теплосодержание изделий
т (см. табл. 88);
Д,"’ — абсолютная температура печи, °К;
' иср — абсолютная средняя температура изделия, °К;
"средняя температура изделия, °C;
аконв —коэффициент теплопередачи конвекцией, ккал!м2-
366 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
При Fн > Fнагр
г__________________________________4,96
еи * нагр \ енагр
При F нагр = F м
С — 4,96
ПР ~ 1 1 !
------+ — 1
®нагр-еи
а) при естественной конвекции
“конв = 2.2^7^;
Qko„b =2.2/(/ст-/в)^и.к
при принудительной конвекции со скоростью с
4 _____
4____________
О" =2,2kl/(/ — t)bF ;
/и.т — поверхность изделия при теплопередаче — поверх-
ность, обращенная к нагревателям, ж2;
^н.к—поверхность изделия при конвекции — поверх-
ность, омываемая потоками воздуха, ж2;
(ст —температура стенки, °C;
4 —температура воздуха, °C;
скорость воздуха, м!сек;
Qkohb — тепло за счет конвекции, ккал)час\
^нагр—поверхность нагревателей, ж2.
Время прогрева:
при одностороннем нагреве
. _ СИ (ТИ ти) .
0,4Хи РИ (И
— сечение изделия, ж2;
Ли - коэффициент теплопроводности изделия, ккал/м •
• °C • час;
Ри двухстороннем нагреве
, СИ (ТИ Ти) .
1,6X„FJh
б)
где
3.
а)
где
б)
Методические указания по расчету
367
Расчет металлических нагревательных элементов
1. Исходные данные:
1) Л\;
2) К;
3) т;
4) ия;
т = 1 до Л/у< 15 /сет;
т = 3 при Wy > 15 кет;
UЛ = 220 и 380 е, реже 500 в;
5) материал нагревателя;
6) вид нагревателя (проволока или лента);
7) расположение нагревателя (в поду, на своде, на боковых
стенках) в зависимости от типа печей и расположения в них
деталей;
8) форма нагревателя (стержни, проволочные спирали, нор-
мальный ленточный, плоский ленточный);
9) без экрана или с экраном.
Принятые обозначения:
Л/у — установочная мощность печи, кет;
л — число параллельных цепей в фазе;
т — число фаз;
ил —линейное напряжение, в;
t/ф — фазовое напряжение, в;
Л^ф — мощность I фазы, кет;
Л^о.ц — мощность I параллельной цепи, кет;
1Л — линейный ток, а;
/ф — фазовый ток, а;
Л1.ц —ток в параллельной цепи, а;
/?0 — общее сопротивление печи, ом- мм2/м;
R<t>—сопротивление фазы, ом-мм2/м:
^п.ц—сопротивление параллельной цепи, ом • мм2/м;
Lo — общая длина проволоки или ленты, м;
—длина проволоки или ленты I фазы, м;
^п.ц —длина проволоки или ленты I параллельной цепи, м;
^с.п —длина проволоки спирали, м;
I —длина спирали, м;
П — периметр проволоки, мм;
Я — сечение проволоки, мм2;
d — диаметр проволоки, мм;
О —диаметр спирали или стержня, мм:
° —толщина нагревателя, мм;
b — ширина нагревателя, мм; ;
А — шаг намотки, мм:
368 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
f — расстояние между витками, мм\
п — число витков в спирали нагревателя;
Онагр — общий вес нагревателя, кг\
£нагр — вес 1 пог. м. нагревателя, кг\
W? — теоретическая удельная поверхностная мощность на-
гревателя, вт!см2 (см. табл. 88);
—действительная удельная поверхностная мощность
нагревателя, вт!см2\
^нагр — поверхность нагревателя, см2\
— удельное электросопротивление при температуре Л
ОМ • ММ2/АГ,
7 — удельный вес материала нагревателя.
2. Общие формулы:
9
ф m 103Яф
N N* -
К юз/?пц
п.ц
- ГдГнагр-10-3;
ЛГу = mN# + mKN вя\
/ = • I = Ny •
лх уЪл Лд
р __ □ Ло __ Ujl .
0 Р/ q 103Wy’
р о ^-Ф _ ЦФ .
Pt q 103W<t>’
R = Р/— =
Lo = тАф = mKLn ц,
3. Расчет нагревателя:
а) проволока диаметром d мм:
3 Г 4-106 Р/ А/^.ц
d = V
Методические указания по расчету
369
I _ ^п.ц? ______иф Я ____ Ю2^п.1!
Р, ““ P^n.u * 103 ” ^Д ~ '
П = ird; Гня__ = TzdL ;
’ нагр си*
Q 4 » ^нагр off»
ffnarp = ?Т * Ю >
п = — = -^L-
nD ^ст
ft=(2-4)d;a = — ;
d
D = (6-8)d; 8 = — ;
d
f = (\+2)D-
Пс = к Dit
Nc = 0J D/
G
t=t h + -^-V
с "пров^Ф 2 Xh^
1^ = Ф^Т;
где Пс — периметр спирали, мм;
Nc — мощность спирали, квт\
tc — температура спирали, °C;
Лтров — температура прямой проволоки, °C;
Величина гр для нагревателя в виде стержней с диаметром D
при расстоянии между стержнями Д расположенными свободно
без экранирования, равна (0,68 4-0,85), в среднем 0,75; вели-
чина гр для нагревателей в виде проволочной спирали равна
(0,33 4- 0,6), в среднем 0,45;
фэк при экранировании равно (0,4 4- 0,5).
б) лента сечением а X Ь, мм;
отношение ширины ленты к толщине
р. = А » Ю;
а
h>2b}
высота нагревателя между центрами
В == 100 150 мм на своде и в поду;
В = 200 -5- 400 мм на стене;
24 И. Ф. Колобнев
Таблица 86
Теплосодержание металлов при различных температурах, ккал!кг
Наименование металла Температура, °C
50 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200 1300
Висмут 1,38 2,861 6,18 23,7 27,42 31,16 34,9 — — — — — — —
Олово 2,79 5,78 12,78 32,71 37,75 42,8 47,98 — — — — — — —
Кадмий 2,76 5,59 11,34 17,4 36,7 43,08 49,4 55,75 — — — — — —
Свинец 1,23 2,59 5,6 9,06 18,07 21,03 24,5 27,77 31,1 — — — — —
Цинк 4,7 9,46 19,22 29,43 40,08 76,1 88,38 101,08 113,84 — — — — —
Сурьма — 4,85 9,84 14,83 20,24 25,41 31,01 77,2 84,5 91,12 97,71 — — —
Алюминий — 22,4 45,3 65,25 91,52 116,05 140,24 243,1 216,4 290,5 313,5 — — —
Золото — 3,1 3,37 10,0 13,21 16,90 20,48 24,51 28,16 32,42 36,36 55,91 59,53 —
Серебро — 5,75 11,68 17,95 24,01 30,97 37,84 44,78 51,87 59,03 91,1 97,9 105,5 111,8
Медь — 9,31 19,00 29,25 39,68 50, £0 62,16 73,95 85,52 95,1 110,5 171,8 186,2 198,4
Никель — 10,79 22,15 34,03 47,2 60,1 72,9 85,3 97,6 110,5 124,3 137,6 151,7 166,2
Хром — 11,78 23,8 36,01 48,4 61,1 74,8 88,7 103,0 118,7 134,8 152,0 170,5 189,3
Кобальт ’ . . — 10,9 22,14 33,7 45,8 59,3 72,8 87,6 103,8 120,3 137,7 — — —
Чистое железо — 11,1 23,4 36,6 51,2 67,0 85,2 100,1 120,6 139,5 161,3 177,8 194,8 212,1
Сталь: 0,3% С — 11,2 22,9 36,0 49,3 63,9 81,4 100,5 131,5 150,0 166,9 183,5 201,0 —
0,8% С — 11,5 23,1 36,9 50,2 64,8 82,3 101,4 129,5 145,9 162,2 179 196,1 —
1,6% С — 12,0 24,1 37,5 51,1 66,1 83,9 103,0 132,3 146,6 160,0 172 187 —
Чугун (4,2% С) — 13,1 26,8 41,2 56,0 70,9 88,9 107,9 134,3 154,1 — — — —
Методические указанаия по расчету
371
радиус закругления ленты, мм,
г = 2а;
расстояние между лентами:
для нормальных нагревателей
f=(5-15)a;
для плоских ленточных нагревателей (14-5) а;
а = 1/
1 СБ Мп ц
2^(гх + и^д
Wa = фГт.
гр для нормальных ленточных нагревателей в среднем равно
0,45; ф для плоских ленточных нагревателей равно (0,6154-
4-0,825), в среднем 0,7; фЭк для экранированных нагревателей
равно (0,4 4-0,5)гр.
Приведенные формулы вычисления необходимого .времени
нагрева садки и нагревателей, относящиеся к методике тепло-
вого расчета, могут служить справочным материалом и быть
полезными в заводской практике работы термических цехов.
Несколько отличную методику расчета можно видеть в ра-
боте Р. И. Барбанель [222]. В порядке справочного материала
приведены табл. 86, 87, 88.
Таблица 87
Относительный коэффициент излучения
Физические тела
Коэффициент
Абсолютно черное тело ............
Кирпич красный и магнезитовый . .
Окисленный нихром..................................
Окисленная сталь...................
Кирпич шамотовый ..................
Расплавленная соль ................
Окисленный алюминий................
Алюминиевая краска.................
Алюминиевая фольга ................
1
0,95
0,9
0,8—0,9
0,8
0,8
0,3
0,4—0,5
0,1
24*
372 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
Таблица 88
Зависимость удельной поверхностной мощности нагревателя, вт/см2,
от рабочей температуры надеваемого изделия для случая
идеальной теплопередачи
(нагреваемое изделие—алюминий, Спр=1,57)
Допустимая температура нагревателя •С Температура изделия, °C
100 500 600 700 800 900 1000 1100 1200 1300
850 2,2 1,97 1,61 1,11 0,42 — — — — —
900 2,7 2,45 2,1 1,59 0,9 — — — — —
1000 3,88 3,64 3,28 2,78 2,09 1,18 — — — —
1100 — 5,1 4,75 4,25 3,56 2,66 1,47 — — —
1200 — — 6,61 6,1 5,42 4,51 3,33 1,86 — —
1300 — — — 8,37 7,7 6,8 5,6 4,13 2,26 —
1400 — — — — 10,4 9,5 8,32 6,85 5,0 2,7
ЗАКАЛОЧНЫЕ УСТРОЙСТВА
1 с В зависимости от конфигурации деталей и природы сплава
для закалки могут быть применены, различные охладительные
среды (воздух, водяной пар, вода, масло и т. д.). В зависимости
от формы изделий и закалочной среды применяют те или другие
приспособления. Однако чаще всего применяют баки с проточ-
ной водой. Закалочные баки, а равно и другие устройства
должны быть расположены как можно ближе к выходному от-
верстию нагревательной печи и не дальше чем 1,5 м. Закалоч-
ные баки должны быть достаточно вместительными, чтобы обес-
печить полное и быстрое погружение закаливаемой садки, а
подаваемое количество пресной воды должно обеспечивать по-
стоянство заданной температуры закалки.
В случае обработки деталей в селитровых ваннах около за-
калочных баков должны быть также установлены промывные
баки (для удаления селитры).
Для закалки таких деталей, как густооребренные головки
цилиндров двигателей воздушного охлаждения, могут быть при-
менены специальные шкафы с устройством для подачи пара или
струи воды. В этом случае детали следует подавать из нагрева-
тельной печи в шкаф механизированным способом, обеспечи-
вающим передвижку деталей в течение 10—15 сек.
Автоматизация печей для термической обработки
373
АВТОМАТИЗАЦИЯ ПЕЧЕЙ ДЛЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
За последние годы широко внедряется автоматизация печей
для термической обработки. Автоматизация повышает произво-
дительность печей, улучшает качество термической обработки,
обеспечивает непрерывность и последовательность процессов
обработки и облегчает труд термиста, роль которого сводится
в этом случае лишь к наблюдению за ходом самого процесса.
Автоматизация печи состоит из автоматизации управления
механизмами и из автоматизации регулирования тепловых ре-
жимов.
В этом случае работа всех механизмов, производящих за-
грузку, передвижение, передачу, разгрузку и т. д., автоматизи-
рована. Также автоматизировано и регулирование температуры
в печи.
Основными приборами, при помощи которых производится
автоматическое управление механизмами печи, являются: маг-
нитные пускатели, конечные выключатели, соленоидные клапа-
ны, реле разного типа.
Вопросы автоматизации печей подробно освещены в литера-
туре [222—226].
Магнитный пускатель представляет собой прибор, которым
включается или выключается электродвигатель того или иного*
механизма, а также сама печь.
Часто применяется магнитный пускатель, посредством кото-
рого осуществляется три операции: пуск, остановка и реверси-
рование (перемена вращения).
Конечный выключатель служит для отключения или пере-
ключения в крайних точках двигателей, толкателей, вытаски-
вателей и т. д. Когда требуется замкнуть или разомкнуть не-
сколько контактов, то ставят 2—3 спаренных конечных выклю-
чателя.
Продолжительность прогрева листов толщиной 2 мм из спла-
вов типа Д1 и Д16 до температуры закалки зависит от расстоя-
ния между листами:
Расстояние между листами, мм . 25 50 100 150 200
Время прогрева листов сек.. 600 475 375 330 315
Эти данные показывают, что при установке длинных листов
в специальное приспособление для нагрева и их закалки же-
лательно расстояние сохранять около 50—100 мм. В этом слу-
чае следует ожидать и лучших результатов закалки листов,
т. е. получать более ровные и повышенные механические свой-
ства.
В заключение следует отметить, что чем выше точность из-
мерения и регулировки температуры, тем большая создается
374 Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых сплавов
возможность производства термической обработки при макси-
мально оптимальной температуре, обусловливающей получение
изделия с наиболее высокими механическими свойствами. Вот
почему необходимо стремиться к автоматизации процессов тер-
мической обработки.
Следует иметь в виду, что обычная термопара допускает
неточности измерения температуры в пределах 2—5%, тогда
как электронные потенциометры — только 0,5—2°.
ГЛАВА V
ТЕХНОЛОГИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СПЛАВОВ
ПОДГОТОВКА И ЗАГРУЗКА САДКИ В НАГРЕВАТЕЛЬНЫЕ ПЕЧИ
Для эффективного использования термической печи детали,
подлежащие термической обработке, следует рассортировать по
сплавам, габаритам и режимам термической обработки. Мелкие
Рис. 141. Многоэтажное
приспособление для закал-
ки мелких деталей
детали следует группировать в
одну садку, используя для этой
цели специальные корзины и
приспособления (рис. 144). Круп-
ногабаритные детали рекомен-
дуется обрабатывать в методиче-
ских печах, имеющих конвейерное
устройство. Детали, склонные к
короблению, нужно подавать в
печь на специальных поддонах
или с применением соответствую-
щих приспособлений (скрепляю-
щие рамы, крестовины и т. д.).
Эти приспособления должны быть
возможно более легкими.
Детали из сплавов, склонных
к сильному окислению при высо-
ких температурах рекомендуется
термически обрабатывать в пе-
чах с герметичным затвором под
вакуумом или в нейтральной
среде. Но в производственных ус-
ловиях также применяют терми-
ческую обработку деталей в спе-
циальных ящиках с сухой оки-
сью алюминия. В ряде случаев
сухой окиси алюминия используют
иметь в
для указанных целей вместо
мелкий сухой шамот с глиной. При этом необходимо
виду, что применение сырой обмазки может вызвать реакцию
между влагой и поверхностью деталей.
При загрузке деталей в селитровую ванну без корзины или
другого приспособления их следует связывать алюминиевой про-
376
Технология термической обработки сплавов
волокой или алюминиевой лентой. Категорически запрещается
связывать детали проволокой из других цветных металлов, а так-
же привязывать к садке бирки из других сплавов (не на алюми-
ниевой основе), особенно медных.
Садку загружают в селитровую ванну с таким расчетом, что-
бы верхняя точка деталей была погружена в селитру на глубину
не менее 150 мм от зеркала расплавленной селитры.
Если в селитровую ванну загружают трубы, необходимо сад-
ку располагать наклонно к зеркалу ванны с тем, чтобы дать сво-
бодный выход воздуху и селитре.
Для наибольшего эффекта закалки нужно садку укладывать
таким образом, чтобы обеспечить необходимые зазоры между по-
луфабрикатами (например, между массивными деталями зазор
должен быть не менее 30 мм). При укладке деталей в приспо-
собление в несколько рядов последние целесообразно размещать
в шахматном порядке, чтобы не допустить образования паровой
прослойки (рубашки), которая способствует ухудшению корро-
зионной стойкости у неплакированных материалов.
Садку следует распределять равномерно по всему рабочему
объему селитровой ванны или воздушной печи, чтобы обеспечить
свободное омывание деталей нагревающей средой (расплавлен-
ной селитрой или воздухом). Нельзя укладывать детали в плот-
ную пачку или плотно свертывать в рулон.
При комплектовании садки необходимо учитывать, что алю-
миниевые сплавы при температуре около 500° очень мягки и мо-
гут легко деформироваться (поэтому детали, лежащие снизу
садки, могут быть помяты тяжестью ее).
При укладке садки из массивных или большого числа мел-
ких деталей применяют многоэтажные приспособления, обеспе-
чивающие необходимые зазоры между деталями (см. рис. 144).
Крупногабаритные ажурные детали следует нагревать с по-
мощью поддерживающих приспособлений.
Детали, имеющие значительные углубления, перед загрузкой
в селитровую ванну необходимо укладывать таким образом, что-
бы обеспечить свободное стекание селитры при вынимании садки.
При подъеме большой садки из селитровой ванны ее необхо-
димо выдержать 2—3 сек. над ванной, чтобы дать возможность
стечь селитре, после чего быстро перенести садку в закалочный
бак. Замедленный перенос садки из нагревательного устройства
в закалочный бак приводит к снижению прочности и коррози-
онной стойкости деталей. Особенно сильно снижается коррозион-
ная стойкость у неплакированных деталей. В целях обеспечения
наилучших коррозионных свойств общее время пребывания сад-
ки на воздухе при переносе ее из ванны в закалочный бак не
должно превышать 10—15 сек. Это время может быть несколько
увеличено лишь для литых деталей и массивных профилей.
Подготовка и загрузка садки в нагревательные печи
377
При нагреве в воздушной печи максимальный вес садки опре-
деляется техническими возможностями печи (мощностью нагре-
вателей, скоростью воздушного потока, длиной или высотой печи
и т. п.) с учетом наилучшего сочетания выполнения необходи-
мых условий нагрева и достижения максимальной производитель-
ности печи.
При нагреве садки в воздушной печи температура садки, как
правило, отстает от температуры нагревающего воздуха, особен-
но вблизи выхода воздуха из рабочего пространства печи. По-
этому температуру садки следует контролировать по термопаре,
заложенной в садку вблизи выхода нагревающего воздуха из
рабочего пространства печи и имеющей надежный контакт с де-
талями. Допускается контролировать температуру садки по по-
казаниям термопар, контролирующих температуру воздуха в зо-
нах рабочего пространства печи, если имеются поправочные таб-
лицы отставания температуры садок от температуры нагреваю-
щего воздуха, составленные для садок различного веса и при
различных установленных температурах.
Во избежание пережога деталей температура, нагревающего
воздуха не должна превышать верхнего предела температуры на-
грева под закалку. Эффект закалки сплавов зависит от природы
и структуры сплавов, например время выдержки при температуре
закалки весьма сильно зависит и от степени предшествующей
деформации: чем выше степень деформации и чем тонкостеннее
полуфабрикаты, тем меньше требуется время выдержки. Следо-
вательно, продолжительность выдержки при температуре закал-
ки крупных поковок, штамповок и прутков во много раз больше,
чем это требуется для тонких листовых материалов или тонко-
стенных изделий, так как в первом случае растворение частичек
вторых фаз и процесс выравнивания легирующих элементов бу-
дет идти более медленно, чем во втором.
Время выдержки при температуре закалки зависит от ряда
факторов. Предшествующий отжиг с последующим медленным
охлаждением способствует выделению крупных частиц вторых
фаз. Поэтому если такой материал подвергнуть закалке, то для
растворения крупных частиц требуется более длительное время
выдержки при температуре закалки, тогда как при повторной за-
калке продолжительность нагрева может быть сокращена на
25—40% по сравнению с длительностью выдержки, указанной
в табл. 89.
Процессы растворимости легирующих элементов в твердом
алюминии ^зависят от температуры, времени нагрева и типа ис-
пользуемой для этой цели термической печи (рис. 145) [292].
Недостаточное время выдержки деталей при температуре за-
калки может обусловить занижение механических свойств спла-
вов.
378
Технология термической обработки сплавов
На рис. 146 показано влияние времени выдержки при темпе-
ратуре закалки на механические свойства сплавов АЛ4, АЛ5,
АЛ7 и АЛ8. Для всех случаев температуру закалки брали по
стандарту на эти сплавы. Анализ характера изменения кривых
предела прочности и относительного удлинения сплавов АЛ4,
АЛ5, АЛ7 и АЛ8 позволяет сделать следующие выводы:
Рис. 145. Кривые прогрева до температуры гомогени-
зации бруска 170X170X70 мм из алюмин/иевого спла-
ва в селитровой ванне и электрической воздушной
печи:
а — селитровая ванна; б — электрическая печь; / — величина
зерна ~ 1,5 мм (литье плотное); 2 — зерно крупное (2,5 мм),
3 — зерно еще крупнее (литье пористое)
1. Для литья в песчаные формы из сплава АЛ4 время вы-
держки при температуре закалки вполне достаточно 2—5 час., то-
гда как для сплава АЛ5 нужно 5—8 час., для сплава АЛ7 уже
10—20 час. и для сплава АЛ8 8—24 час. Естественно, что чем
мелкозернистее структура, тем требуется меньше времени вы-
держки при температуре закалки.
2. Характер изменения кривых предела прочности и особенно
относительного удлинения в зависимости от времени выдержки
при температуре закалки показывает, что чем больше выдержка,
тем выше механические свойства сплавов АЛ7 и АЛ8. Это объяс-
няется тем, что хрупкие частички фаз Al3Mg2 и СиА12 способству-
ют резкому снижению механических свойств сплавов, особенно
их пластичности.
Литье в металлические формы обеспечивает получение дета-
лей с мелкозернистой структурой, что позволяет сократить вре-
мя нагрева под закалку на 50%, а в некоторых случая^ и больше.
Для правильного проведения закалки большое значение имеет
выбор температуры закалки и времени нагрева деталей. При вы-
Подготовка и загрузка садки в нагревательные печи
379
боре температуры закалки необходимо руководствоваться соот-
ветствующими диаграммами состояния. Для сложных сплавов,
имеющих несколько эвтектик с разными температурами плавле-
ния, особо рекомендуется применять ступенчатый режим нагрева
под закалку: а) нагрев при температуре на 5—10° ниже темпе-
ратуры плавления наиболее легкоплавкой эвтектики; б) выдерж-
Рис. 146. Влияние времени выдержки (при температуре
закалки) на механические свойства сплавов АЛ4, АЛ5,
АЛ7 и АЛ8 (закалка в холодную воду):
------- предел прочности ст^ , кг/мм2-, —-относитель-
ное удлинение о, %; / — АЛ4; 2 — АЛ5; 3 — АЛ7; 4 — АЛ8
режим закалки обеспечивает механические свойства примерно на
20% выше свойств, полученных при одинарном нагреве под за-
калку. При одинарном нагреве нельзя давать такую же высокую
температуру закалки как при ступенчатом нагреве, так как может
получиться пережог.
Верхним пределом температуры нагрева под закалку являет-
ся температура, выше которой может произойти пережог сплава
(т. е. местное оплавление эвтектики), который чаще всего про-
является по границам зерен. Нижний предел температуры нагре-
ва под закалку определяется необходимостью получения требуе-
мых механических и коррозионных свойств сплава (табл. 89).
380
Технология термической обработки сплавов
Таблица 89
Время выдержки~и-температура’закалки’сплавов
Марка сплава Температура начала отсчета продолжительности нагрева °C Допустимый интервал температур ы закалки, °C
Д1 490 505-Е 5
Д16 490 500±5
Д6 495 50j-j-3
АК4, АК4-1 520 535±Ю
АВ 505 520±10
АК6 500 515+10
АК8 490 503±5
ВД17 490 500+5
В95 460 470±5
При нагреве под закалку полуфабрикатов из сплавов Д16,
АК8, В95 толщиной более 50 мм рекомендуется пользоваться
нижним пределом температуры нагрева.
Деформированные полуфабрикаты (особенно листы) толщи-
ной до 5 мм рекомендуется нагревать под закалку при темпера-
туре, близкой к верхнему пределу, указанному в инструкциях.
Также необходимо учитывать и то обстоятельство, что в круп-
ногабаритных деталях и массивных профилях со сравнительно
малой степенью пластической деформации возможность получе-
ния пережога больше, чем у тонколистового материала, т. е. с
высокой степенью деформации. Это объясняется тем, что в пер-
вом случае возможны большие скопления примесей и частиц вто-
рых фаз, образующих наиболее низкоплавкие эвтектики, скорость
растворения которых в этих условиях занижена.
Крупногабаритные детали и массивные профили рекомендует-
ся, во-первых, более длительно выдерживать при температуре
закалки, во-вторых, закаливать при температуре нижнего пре-
дела а тонколистовой материал — при температуре верхнего пре-
дела.
Параметры режима закалки следует подбирать так чтобы
процессы собирательной рекристаллизации свести к минимуму.
Явление собирательной рекристаллизации нежелательно потому,,
что крупнозернистое строение обусловливает понижение прочно-
сти закаленного материала. Особенно это вредно для прессован-
ных полуфабрикатов, так как длительное воздействие темпера-
туры нагрева -под закалку может снизить или полностью снять
пресс-эффект, т. е. резко уменьшить прочность материала, особен-
но в продольном направлении.
Таблица 90
Продолжительность выдержки при нагреве под закалку [25]
В ид полуфабрикатов Толщина, мм Продолжительность выдержки, мин.
в селит- ровых ваннах в электрических печах с принудительной циркуляцией воздуха
Листы, плакированные, отсж- До 1,2 5 10—12
женные 1,5—1,9 7 15—20
2,0—4,0 10 20—25
4,1—10 20 35—40
Трубы холоднодеформирован- До 1,0 5 10
ные отожженные 1,1—2,0 15 15
Более 2,0 15 20
Холоднодеформированные не- До 1,2 5 10-20
плакированные листы, отож- 3 10 15
женные горячекатаные плиты, 3,1—5,0 15 20
горячепрессованные прутки, 5,1—10,0 20 30
полосы, втулки 11—20 25 35
21—30 30 45
31—50 40 60
51—75 50 106
76—100 70 120
101 -150 80 150
Штамповки и поковки До 2,5 10 15
2,6—5,0 15 20
5,1—15 25 30-50
16-30 40 40-60
31—50 50 60-150
51—75 60 150—210
76—100 90 180—240
101—150 120 210—360
Примечания: 1. Для неплакированных полуфабрикатов время выдержки, при-
веденное в таблице, является ориентировочным и может быть изменено по указанию глав-
ного металлурга завода. Максимальную продолжительность нагрева под закалку не-
плакированных деталей устанавливают исходя из условий, что механические свойства
при этом будут отвечать требованиям ТУ.
2. При толщине детали более 150 мм минимальное время выдержки устанавливается
из расчета 1 мин. на 1 мм максимальной толщины детали при нагреве в селитровой
ванне и 1,5 мин. на 1 мм толщины детали при нагреве в воздушной печи.
3. Если подъем температуры печи с момента отсчета продолжительности нагрева
садки происходит за промежуток времени меньший, чем минимальное время выдержки,
то в течение оставшегося времени садка должна быть выдержана в интервале заданных
температур.
Если же температура печи с момента отсчета продолжительности выдержки садки
поднимается за промежуток времени больший, чем минимальное время выдержки, за-
калку можно производить по достижении температуры закалки.
4. В случае, если деталь изготовлена из крупных поковок, штамповок, прутков или
плит, время выдержки при нагреве под закалку берут по максимальной толщине заго-
товки, из которой .изготовлена деталь.
382
Технология термической обработки сплавов
Длительное время выдержки при температуре закалки плаки-
рованных листов весьма сильно ухудшает их коррозионную стой-
кость, так как увеличивает процесс диффузии меди и магния из
сердцевины в плакирующий слой, тем самым снижая его защит-
ные свойства. Время выдержки при температуре закалки плаки-
рованных листов должно быть сведено к возможному минимуму.
В табл. 90 приведены примеры зависимости времени выдерж-
ки при температуре закалки от толщины полуфабрикатов.
В целях получения наиболее однородного качества закалки
полуфабрикатов и сведения коробления к минимуму рекомен-
дуется опускать их в закалочный бак следующим образом:
1) листы — на ребро с достаточным зазором между ними;
2) трубы, прутки, профили — в строго вертикальном положе-
нии;
3) выгнутые профили и обтекатели — в наклонном положении
в направлении их длины;
4) заклепочный материал высыпать на сетку, находящуюся на
определенном уровне в закалочном баке.
Циркуляцию проточной воды в закалочном баке необходимо
осуществлять таким образом, чтобы температура воды не превы-
шала 40°. Лишь в отдельных случаях, когда нельзя допустить
коробления и образования трещин в сложных изделиях, темпе-
ратура воды может быть повышена.
Энергичное перемешивание воды достигается с помощью на-
соса или сжатого воздуха.
При закалке толстых заготовок сечением 180 мм и более ре-
комендуется охлаждающую среду (воду) подогревать до 60—80°,
чтобы не допустить образования трещин. С этой же целью при-
меняют и режимы изотермической закалки. Однако повышение
температуры закалочной среды влечет за собой снижение как
прочности, так и коррозионной стойкости в некоторых сплавах,
с чем в случае больших сечений деталей приходится считаться.
В ряде случаев представляется возможным отливки, вынимае-
мые из кокиля, немедленно опускать в закалочную среду и тем
самым получать большой технико-экономический эффект.
К сожалению, такое совмещение операций литья и закалки на
практике используется очень редко.
СКОРОСТЬ ЗАКАЛКИ
Наряду с температурой нагрева под закалку и временем вы-
держки скорость закалки в значительной мере определяет меха-
нические свойства сплава. Чем резче закалка деталей, тем более
пересыщенным будет создаваться а-твердый раствор, следова-
тельно, тем выше механические свойства закаливаехМого мате-
риала. Поэтому процесс выгрузки из печи закаливаемого матери-
Скорость закалки
383
ала и погружения его в закалочную среду должен осуществлять-
ся как можно быстрее, т. е. в течение нескольких секунд.
В зависимости от назначения изделия или полуфабриката
для закалки может быть выбран тот или другой способ охлажде-
ния. По степени понижения скорости охлаждения закалочные ере-
ды располагаются следующим образом:
1) закалка в смеси сухого льда и ацетона (минус 68°);
2) закалка в ледяной воде;
3) закалка в воде комнатной температуры;
4) закалка в воде, подогретой до температуры 80—90°;
5) закалка в кипящей воде;
6) охлаждение водяными брызгами;
7) закалка в масле;
8) закалка в масле, нагретом до температуры 200—220° С;
9) охлаждение на воздухе.
Охлажденная в баке садка, нагревавшаяся в селитровой ван-
не, должна быть подвергнута тщательной промывке водой с целью
полного удаления следов селитры. Для этой цели температуру во-
ды в промывном баке рекомендуется держать около 50—60°.
Чтобы не допустить накапливания селитры в промывном баке,
вода должна быть проточной, что также способствует выравни-
ванию температуры. Промывку необходимо производить по воз-
можности быстро (не более 2 мин.), что не повлиять на пла-
стичность материала и его коррозионную стойкость. Полноту
удаления следов селитры с поверхности изделий проверяют по
методике, указанной в ГОСТ 4877—52. Иногда с поверхности ли-
стов и других изделий воду удаляют с помощью сухого подогре-
того сжатого воздуха, а более сложные детали протирают чисты-
ми тряпками.
Все эти операции желательно осуществлять быстро, чтобы
обеспечить необходимое время для последующего деформирова-
ния полуфабрикатов в свежезакаленном состоянии, так кик у
многих реформированных материалов пластичность после за-
калки через определенное время значительно снижается (у спла-
вов: Д6, Д16 через 1,5 час., у Д1, ВД17, АВ, АК6, АК4, АК4-1
через 2—3 час., а у сплава В95 через 6 час.).
Наиболее «резкую» закалку сплавов можно получить с приме-
нением ледяной воды и смеси сухого льда и ацетона, а мини-
мальное охлаждение можно получить в среде спокойного воз-
духа (без специального обдува).
Закалку таких деталей, как головки цилиндров двигателей
воздушного охлаждения и другие густореберные детали, хорошо
осуществлять в струе холодного воздуха или водяных брызг.
Для этой цели применяются специальные приспособления,
одно из которых показано на рис. 147.
384
Технология термической обработки сплавов
Закалку в среде водяных брызг или в струе холодного воз-
духа можно осуществлять с различной скоростью в зависимости
от техники и методики обдувания закаливаемых изделий.
На практике крупные и весьма сложные по конфигурации де-
тали обычно закаливают в кипящую воду или масло, нагретые
до температуры 180—220°, с целью уменьшения возможности ко-
робления и образования закалочных трещин, особенно рекомен-
дуется применять режим
изотермической закалки в
нагретом масле или жидкой
соли с соответствующей вы-
держкой (от 10 мин. до
1 час.). При этом получают-
ся изделия с пониженными
прочностными характери-
стиками (пределы прочно-
сти, текучести и т. д.), но с
повышенной пластичностью.
Обработанные таким обра-
зом изделия имеют мини-
мальную величину внутрен-
них закалочных напряже-
ний. При этом необходимо
иметь в виду, что чем мас-
сивнее стенки деталей, тем
ниже их твердость, что сле-
дует учитывать при приме-
нении того или другого ре-
жима термической обработ-
ки. После закалки в масло
следы масла с поверхности
изделий необходимо тут же
удалить. Для этого очень ча-
сто применяют керосин или
Рис. 147. Установка для закал-
ки тонкореберных деталей как
в струе воздуха, так и водяных
паров или брызг
зин. Очень хорошо впитывают
масло древесные опилки, что позволяет получать детали с чи-
стой поверхностью.
Для выравнивания скорости прогрева и охлаждения. отдель<
ных частей деталей, сложных по конфигурации, особенно каркас-
ного типа, рекомендуется тонкие стенки обматывать асбестом или
применять соответствующие обмазки. Это значительно снижает
склонность деталей к образованию трещин при закалке.
В процессе работы на участке закалочных операций необхо-
димо все время помнить, что как -при размещении отливок в печи,
так и при переносе их из печи в закалочный бак следует созда-
вать условия, препятствующие короблению деталей, так как уст-
ранять коробление сложных деталей весьма затруднительно.
Контроль термической обработки полуфабрикатов
385
КОНТРОЛЬ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ПОЛУФАБРИКАТОВ И
ДЕТАЛЕЙ ИЗ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Контроль термической обработки полуфабрикатов и деталей
из алюминиевых сплавов включает:
1) контроль за состоянием измерительной аппаратуры;
2) контроль за состоянием термических печей;
3) контроль качества полуфабрикатов и деталей после их тер-
мической обработки.
В -каждом термическом отделении и цехе должно быть заве-
дено три журнала:
1) журнал для записи контроля измерительной аппаратуры,
в котором записывают время установки и проверки работы изме-
рительной аппаратуры, включая термопары;
2) журнал для записи пуска термической печи (или ванны)
с отметкой состояния печи по зонам, указанным в специальной
схеме (или чертеже). В этот же журнал также заносятся все
периодические замеры температуры по зонам печей таким обра-
зом, чтобы в любое время представлялась возможность легко про-
верить работу печи;
3) журнал для записи режимов термической обработки полу-
фабрикатов и деталей.
Все наблюдения за каждой садкой записываются в журнал
по определенной форме. Должны быть записаны марка сплава и
названия изделий, вес садки, время загрузки, время отсчета (по-
казания приборов или термопары), время выгрузки и закалки.
В примечаниях обязательно должны быть указаны все откло-
нения, наблюдаемые в процессе дежурства.
Описания приборов, их паспорта, справочные материалы (тех-
нические условия и др.), инструкции по термической обработке
и другие письменные материалы, относящиеся к термической об-
работке, должны храниться в определенной папке, доступной для
ознакомления и чтения дежурным работником.
Контроль и наблюдения за измерительной аппаратурой
В целях обеспечения эффективного контроля выполнения ре-
жимов термической обработки полуфабрикатов и деталей терми-
ческие устройства (печи, ванны, закалочные баки) должны быть
снабжены контрольно-измерительными приборами, а также и кон-
трольной термопарой.
Специальные дежурные пирометристы должны ежедневно про-
верять все пирометры. Проверку ведут потенциометром или дру-
гим особым пирометром, периодически выверяемым по эталону.
Результаты проверки заносят в журнал. О всех замеченных непо-
ладках немедленно следует сообщать начальнику (или мастеру)
пирометрического отделения, а также руководству цеха.
25 И. Ф. Колобнев
386
Технология термической обработки сплавов
Регулировка и исправление приборов разрешается только спе-
циальным пирометристам.
Приборы должны быть расположены в соответствии с паспор-
том и описанием и закрыты таким образом, чтобы никто из посто-
ронних лиц не мог прикасаться R ним.
Дежурный контролер, вступающий в смену, должен прежде
всего осмотреть состояние контрольно-измерительной аппаратуры
и о всех ненормальностях в работе приборов должен немедленно
сообщить старшему лирометристу и руководству цеха.
Саморегистрирующие приборы не освобождают дежурного
контролера от наблюдения за показателями приборов.
Контроль за работой печей (ванн), закалочных баков
и промывных ванн
Кроме наблюдения за саморегулирующими пирометрами при
помощи контрольной термопары необходимо один раз в смену
проверять температуру печи (селитровой ванны) по зонам на-
грева или в соответствии с утвержденной схемой контроля.
Не реже одного раза в неделю следует контролировать со-
став селитровой ванны, для чего из нее нужно отбирать пробу
и подвергать ее химическому анализу. Если в процессе работы
состав селитры сильно изменился и не отвечает техническим
требованиям, то к дальнейшей работе такую ванну допускать не
следует.
Селитра, загружаемая в ванну, должна иметь паспорт или
быть проверена на химический состав согласно техническим ус-
ловиям.
Вода в промывочной ванне должна быть проточной и ме-
няться не реже одного раза в смену. Степень загрязненности
воды проверяют на присутствие в ней селитры. В закалочном
баке должен быть укреплен специальный термометр для наблю-
дения за температурой воды.
После ремонта печь (или ванна) может быть пущена в
эксплуатацию для термической обработки алюминиевых спла-
вов лишь при наличии акта об ее исправности, подписанного
главным металлургом завода.
Контроль качества термически обработанных полуфабрикатов
и деталей
Качество термически обработанных полуфабрикатов и дета-
лей обычно контролируют по четырем направлениям:
а) наблюдение за температурным режимом (косвенный ме-
тод) ;
б) наблюдение за состоянием поверхности изделий с целью
обнаружения эвтектических выделений или потемнения (это про-
являемся особенно часто у сплавов типа магналий);
Контроль термической обработки полуфабрикатов
387
в) выявление трещин, образовавшихся в процессе термиче-
ской обработки;
г) определение твердости изделий или определение механи-
ческих свойств отдельно отлитых (или прилитых к фасонным де-
талям) или специальных деформированных заготовок как спут-
ников термически обрабатываемой партии.
В этом случае отдельно изготовленные образцы загружают в
печь вместе с садкой. Причем желательно образцы размещать
по частям в верхней, средней и нижней части садки.
При проверке качества свежезакаленного состояния садки
из сплавов типа дуралюмина образцы должны быть испытаны
немедленно после их закалки и не позднее 2 час., а естественно
состаренные — после двухдневного старения.
При массовом серийном производстве определенный процент
(указанный в специальных технических условиях) продукции
подвергают рентгенопросвечиванию, а также так называемому
периодическому контролю, для чего по определенной схеме вы-
резают образцы для химического анализа, металлографического
исследования и определения механических свойств.
Для выявления пережога очень часто применяют травители
(табл. 91).
Данные периодического контроля заносят в специальный от-
чет лаборатории. При визуальном наблюдении необходимо от-
мечать:
а) потемнение поверхности полуфабрикатов или деталей осо-
бенно сплавов типа магналий,
б) пузырей как следствие пережога материала или дефекта
плакировки;
в) беловатых пятен — оттенков, характеризующих следы се-
литры на поверхности изделий.
Не реже двух раз в смену необходимо проверять качество
промывки поверхности изделия от селитры нанесением стеклян-
ной палочкой на поверхность изделий нескольких капель про-
зрачного полупроцентного раствора дифениламина в концент-
рированной кислоте. Посинение раствора указывает на присут-
ствие селитры, т. е. на неудовлетворительную промывку зака-
ленных изделий. Трещины могут быть выявлены применением
керосина с мелом или люминесцентных веществ.
В настоящее время для выявления трещины, а также рыхлот,
газовых пузырей, шлаковых включений и других дефектов нашел
широкое применение метод люминесцентного контроля, сущ-
ность которого заключается в следующем. Детали, прошедшие
операцию термической обработки, погружают в ванну с опреде-
ленным составом или керосином, затем в ванну с проточной во-
дой, нагретой до определенной температуры, устанавливаемой
25*
388
Технология термической обработки сплавов
Таблица 91
Травители и способы травления на микро- и макроструктуру образцов
из алюмйниевых сплавов
Составы травителей Приготовление травителей и способы травления Предпочтительно применять
18 см3 глицерин, 9 caP HNO3, 75 см3 НС1, 1,5 см3 HF, 9 см3 концентри- рованного раство- ра FeCl3 Реактив следует приготовлять в той же последовательности, как за- писано. Шлиф погружают в реактив на 15 — 20 сек., а затем в 50%-ный водный раствор HNO3 на 5—J0 сек., после шлиф промывают в воде и просушивают Для чистого А1 сплавов типа АЛ7, АМц, авиаль и т. д.
10 и 20%-ный вод- ный раствор NaOH При температуре 70° шлиф выдер- живают в растворе до образования темной пленки (10—45 сек.)„ затем опускаю? в 25%-<ный водный раствор HNO3 с последующим промыванием в воде и просушиванием его Для сплавов, содержащих медь, типа АЛ1, АЛб, АЛ12, Д1, Д16, АК4 и др.
50 см3 НО, 25 г Fe(NO3)3, 25 см3— Н2О Реактив после приготовления реко- мендуется выдержать одни сутки. При помощи ватки шлиф смачивают реактивом до появления темной пленки, затем его промывают в 25%-ном водном растворе HNO3 для полного удаления черноты, промыва- ют в воде (И просушивают Для сплавов ти- па силумин (АЛ2, АЛ4, АЛ9 и др.)
10 см3 HF, 15 см3 НС!, 90 см3 Н2О В течение 30—60 сек. шлиф сма- чивают в реактиве, затем промывают в воде и просушивают Для сплавов ти- пе магналий (АЛ8, АЛ 13, Ви11-3)
16,5 см3 HNO3, 35 см3 НС1, 50 см3 Fe(NO3)3, 700 см3 Н2О При комнатной температуре шлиф погружают в реактив. После выявле- ния макроструктуры шлиф переносят в другой реактив (25% HNO3), за- тем промывают в вще и просушива- ют Для сплавов ти- па АЛ<1, В15 и др.
10 см3 HF, 7,5 см3 НС1, 7,5 см3 HNO3, 25 см3 Н2О При комнатной температуре шлиф погружают в реактив. После выявле- ния макроструктуры шлиф переносят в другой реактив (25% HNO3), за- тем промывают в воде и просушива- ют Для сплавов ти- па АЛ 1, В15 и др.
Контроль термической обработки полуфабрикатов
389
Продолжение табл. 91
Составы травителей Приготовление травителей и способы травления Предпочтительно применять
0,5 cjm3 HF, 99,5 cjh3 Н2О Шлиф погружают в реактив на 15—30 сек.в промывают з воде и просушивают Для сплавов ти- па АЛ1, В15, Д1 и др.
1 сл3 HF, 1,5 сл3 НС1, 95,5 сл3 Н2О 2,5 % HNO, Шлиф погружают в реактив на 15—30 сек., промывают в воде и просушивают. Особенно рекомендует- ся применять для выявления границ зерен Для сплавов ти- па АЛ4, АЛ9, В95, В15, АЛ1, АК4 и др.
25 сл3 HNO3, 75 сл3 Н2О Шлиф погружают в реактив, на- гретый до 70° и выдерживают в нем в течение 25—40 сек., промывают в воде и просушивают Для сплавов ти- па АЛ4, АЛ8, ВИ11-3, АЛ 13 и др.
20 см3 H2SO4, 80 см3 Н2О Шлиф погружают в реактив при температуре 70° и выдерживают в нем в течение 30—60 сек., промыва- ют и просушивают Для сплавов ти- па АЛ 1, АЛ7 и др.
10 см3 Н3РО4 (1,7) 90 сл3 Н2О Шлиф погружают в реактив на 15—30 сек., промывают водой и про- сушивают Для сплавов с хромом, железом и др. (В14А и др.).
для каждого материала отдельно. После просушки детали под-
вергают люминесцентному контролю. Дефекты обнаруживаются
в виде светлых полос (характеризующих трещины) или сфери-
ческих скоплений газовых пузырей, усадочных пустот или шла-
ковых включений.
ГЛАВА VI
ДЕФЕКТЫ И БРАК ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
И МЕТОДЫ ИХ УСТРАНЕНИЯ
При термической обработке деталей и полуфабрикатов из
алюминиевых сплавов наиболее часто встречаются следующие
виды дефектов и брака:
1) неудовлетворительные механические свойства;
2) неравномерная закалка;
3) коробление;
4) трещины;
5) пузыри;
6) пережог;
7) коррозия;
8) шиферный излом;
9) крупнозернистая структура.
Все эти виды дефектов и брака термической обработки могут
возникать как в силу неправильности работы печей (или несо-
вершенства их измерительной аппаратуры), так и вследствие
грубого нарушения технологических инструкций.
Неудовлетворительные механические свойства
Отклонения от технических условий по механическим свойст-
вам могут быть как в отношении завышения прочности (следо-
вательно, и занижения пластичности) полуфабрикатов в отож-
женном состоянии, так и занижения прочности и пластичности в
закаленном состоянии.
Причинами неудовлетворительного состояния отожженных
материалов могут быть:
1) заниженная температура отжига;
2) недостаточная выдержка при температуре отжига;
3) повышенная скорость охлаждения, особенно для много-
фазных сплавов.
Повышением температуры отжига и понижением скорости
охлаждения представляется возможность получать материалы с
максимальной пластичностью и пониженной прочностью.
Дефекты и брак термической обработки и методы их устранения
391
Отклонения по механическим свойствам могут быть вызваны
также отклонением химического состава от номинального со-
става сплава. В этом случае их можно повысить изменением
режима термической обработки в соответствии с фактическим
составом сплава. Это изменение производится с учетом влияния
каждого компонента сплава на механические свойства послед-
него при различных режимах термической обработки. Так, на-
пример, при уменьшении .содержания кремния (до 0,3%) и по-
вышении температуры закалки до 540° представляется возмож-
ным значительно повышать механические свойства сплава АЛ7.
Неполная закалка характеризуется пониженными механиче-
скими свойствами закаленного материала, которые могут быть
вызваны:
1) заниженной температурой нагрева под закалку;
2) недостаточным временем выдержки при температуре за-
калки;
3) пониженной скоростью закалки (или длительным време-
нем переноса деталей из печи в закалочный бак).
После установления основной причины, обусловившей пони-
жение механических свойств изделий, проводят повторную тер-
мическую обработку по уточненному режиму закалки.
Неравномерная закалка
В результате неравномерной закалки полуфабрикатов или
сложной конфигурации (многостенных) деталей последние в
разных местах имеют различные показатели механических
свойств. Для выравнивания механических свойств необходимо
применить повторную термическую обработку с увеличением
времени выдержки изделий при температуре закалки, а также с
применением необходимых мер, обеспечивающих сравнительно
равномерное и достаточно быстрое охлаждение. Для этого мо-
гут быть применены специальные приспособления с соответст-
вующей системой охлаждения.
Коробление
В процессе нагрева и охлаждения, особенно при закалке и
старении, в деталях из многофазных сплавов происходят значи-
тельные внутрикристаллические изменения, а также изменения
фазового состава сплава, что обусловливает изменение размеров
деталей.
Чем резче нагрев или охлаждение, больше разница в темпе-
ратурах между началом и концом процесса, больше разница в
толщинах стенок деталей и, наконец, больше разница в темпе-
ратурах между поверхностным и внутренним слоем в отдельных
392 Дефекты и брак термической обработки и методы их устранения
местах деталей, тем более неоднородные возникают сжатия и
растяжения, а также межатомные перемещения и обра-
зования вторых фаз в отдельных частях деталей, что и
обусловливает появление остаточных напряжений.
Таким образом, остаточные напряжения при термической об-
работке могут возникать вследствие больших температурных
градиентов и фазовых превращений.
Чем резче закалка (чем ниже температура и выше теплопро-
водность закалочной среды), тем в большей мере можно ожи-
дать образования коробления деталей и даже их разрушения,
т. е. образования трещин.
В случае фазовых превращений чем больше разница между
коэффициентами линейного расширения у a-твердого раствора
и образующихся вторых фаз и чем больше возникает дисперсных
частиц вторых фаз, тем больше остаточные напряжения.
Под действием остаточных напряжений в зависимости от
природы и степени концентрации твердого раствора каждый
сплав ведет себя различно. Однако для всех сплавов является
общим тот факт, что остаточные напряжения оказывают такое
же влияние, как и при действии внешних сил, создающих упру-
гие или остаточные напряжения той же величины. Упругие на-
пряжения сравнительно легко устраняются кратковременным
нагревом. Если остаточные напряжения по величине превышают
предел текучести сплава, то они вызывают пластическую дефор-
мацию в виде коробления изделий, а при превышении предела
прочности ведут к возникновению трещин, следовательно, к раз-
рушению изделий. Остаточные напряжения могут быть устране-
ны медленным и равномерным прогревом и охлаждением дета
лей. Частично они могут быть и перераспределены в объеме де-
тали, следовательно, произвольно могут быть уменьшены ло-
кальной пластической деформацией (явления релаксации). Этот
процесс протекает неравномерно и зависит от ряда факторов, в
том числе от величины остаточных напряжений, толщины стенок
деталей и от сложности их конфигурации.
Явление коробления изделий, которое очень часто наблю-
дается при механической обработке деталей, представляет, собой
процесс перераспределения остаточных напряжений, который
может быть значительно ускорен удалением части металла с по-
верхности изделия (снятием стружки, шлифованием или иным
путем). При удалении слоя металла вместе с ним очень части
удаляются и заключенные в нем остаточные напряжения. Это
обусловливает нарушение равновесного состояния сил в детали,
что приводит к их короблению, причем наиболее резкое измене-
ние формы деталей наблюдается в случае одностороннего (асим-
метричного) удаления напряженного слоя металла.
Дефекты и брак термической обработки и методы их устранения
393
В качестве иллюстрации на рис. 148 приведены эксперимен-
тальные данные Н. А. Локтионовой и сотрудников, показываю-
Рис. 148. Остаточные напряжения в темплетах диам.
100 мм сплава АЛ4 после закалки в воде при различ-
ных температурах:
а — темплет с литейной коркой; б — обточенный темплет; 1 —
вода, 20°; 2 — вода, 60е; 3 — вода, 80°; 4 — вода, 100°
100 мм из сплава АЛ4 после закалки в воду. Из графиков следу-
ет, что закалка в воду при 100° создает весьма незначительные
остаточные напряжения по сравнению с закалкой при других
температурах. Особенно большие напряжения создаются при
закалке в холодную воду.
394 Дефекты и брак термической обработки и методы их устранения
Таблица 92
Результаты измерения деформации колец исследуемых сплавов
в зависимости от различных режимов термической обработки
(средние данные по нескольким плавкам), мм
Состояние сплавов Сплавы
В1 1 АЛ4 АЛ5 АЛ7 АЛ8 АЛ9
Без термической обработки —0,145 —0,082 —0,093 —0,104 -0,166 —0,056
Отжиг при 290° в течение 3 час. —0,075 —0,04 —0,05 —0,052 -0,095 —0,09
Отжиг при 350° в течение 3 час. —0,066 —0,04 —0,055 —0,045 —0,02 —0,057
Закалка без от- пуска —0,335 —0,286 —0,335 —0,44 -0,198 —0,17
Закалка и отпуск при 150° в тече- ние 3 час. —0,25 —0,387 —0,331 —0,292 —0,31 —0,34
Закалка и отпуск при 260° в тече- ние 3 час. —0,12 —0,151 —0,405 —0,354 —0,195 —0,37
Закалка и отпуск при 250° в тече- ние 3 час. —0,123 —0,106 —0,12 —0,147 —0,166 —0,9
Закалка и отпуск при 300° в тече- ние 3 час. —0,032 —0,018 —0,075 —0,04 —0,035 —0,07
Закалка и отпуск при 150° в тече- ние 6 час. —0,336 -0,162 —0,31 —0,188 —0,196 -0,124
Закалка и отпуск при 200° в тече- ние 6 час. —0,115 -0,136 —0,265 —0,097 —0,105 —0,075
Закалка и отпуск при 250° в тече- ние 6 час. —0,127 —0,82 —0,1 —0,067 —0,074 —0,075
Закалка и отпуск при 300'' в тече- ние 6 час. —0,055 —0,032 —0,087 —0,04 —0,03 —0,032
Данные табл. 92 показывают, что в закаленном и состарен-
ном состоянии наибольшие внутренние напряжения создаются в
сплавах АЛ7 и АД9, несмотря на то что абсолютное количество
атомов легирующего элемента, содержащихся в пересыщенном
твердом растворе, в сплаве АЛ8 примерно в 6 раз больше, чем в
сплаве АЛ7, и в 20 раз больше, чем в сплаве АЛ9. Очевидно,
такие большие внутренние напряжения сплавов АЛ7 и АЛ9 были
вызваны сложностью процессов перемещения атомов внутри
кристаллической решетки с образованием соответствующих
Дефекты и брак термической обработки и методы их устяанения 395
атомных комплексов даже в процессе закалки (т. е. быстрого
охлаждения с температур 530°).
Вероятность этого суждения подтверждается опытом И. Ф. Ко-
лобнева и Н. А. Аристовой. Сплав алюминия с 5% Ctf, изготов-
ленный из чистейших исходных материалов, был закален в среду
ацетона с сухим льдом при температуре минус 68°, в течение
3 мин. была зафиксирована электронномикроскопическая струк-
тура зерна твердого раствора (см. рис. 74). Даже при такой
большой скорости охлаждения образца (толщина 3 мм, длина
15 мм и ширина 6 мм) структура зерна твердого раствора ока-
залась негомогенной. Она содержала значительные скопления
меди, расположенные по плоскостям скольжения и образовав-
шиеся вследствие резких объемных изменений L
Скопления атомов меди в решетке твердого раствора весьма
сильно влияют на повышение внутренних закалочных напряже-
ний, что вполне соответствует данным (табл. 92), полученным
И. Ф. Колобневым и О. Б. Лотаревой [51].
Чтобы не допустить возникновения явлений, связанных с ко-
роблением, или устранить дефекты этого вида, необходимо сде-
лать следующее:
1) использовать соответствующие приспособления при нагре-
ве и закалке деталей;
2) закреплять крестовины,- скрепляющие планки и другие
приспособления, препятствующие изменению форм деталей, в
больших отливках цилиндрической или кольцевой форм и типа
полубочек;
3) изменить способ закалки, чтобы свести к минимуму ко-
робление деталей, например коробление ребер головок цилинд-
ров устраняется закалкой не в воду, а в соответствующих
устройствах с холодными струями воды, воздуха и т. д.;
4) применять рихтование. Сущность рихтования заключается
в том, что детали подвергают выправлению осторожным прило-
жением внешних механических сил. Для., этого детали укладыва-
ют в соответствующие приспособления, а затем подвергают мед-
ленному воздействию на дефектное место ручного пресса, груза
или легких многократных ударов деревянного молотка.
Чтобы не допустить изменений размеров деталей в процессе
эксплуатации или свести их к минимуму, окончательно приго-
товленные к монтажу детали (корпуса приборов, вращающиеся
диски турбин и т. д.) очень часто подвергают специальной тер-
мической обработке, называемой обработкой холодом, сущность
которой заключается в следующем: детали подвергают попере-
менно резкому охлаждению до минус 40—70—200° с по-
1 Шлифы были приготовлены и отожжены до закалки, после чего их окон-
чательно приготовили электрополировкой.
396 Дефекты и брак термической обработки и методы их устранения
следующим нагревом до заданной температуры +50, +17° и
т. д. Такая многократная обработка создает более устойчивое
положение атомов в районах зон Гинье-Престона, субмикроско-
пической мозаики внутри зерен твердого раствора и частиц вто-
рых фаз, особенно в пограничных районах.
Такая обработка холодом обеспечивает деталям более ста-
бильные размеры.
Во избежание коробления листовых материалов целесообраз-
но их укреплять в подвесном положении на специальных рамоч-
ных устройствах. В этом случае листы опускают в закалочный
бак в вертикальном положении (на ребро).
Трещины
На образование трещин в деталях при термической обработ-
ке влияют сложность конфигурации, разност^нность деталей, на-
личие в них массивных мест, природа легирования сплавов и
т. д. Образование трещин может быть вызвано как быстрым на-
гревом деталей под закалку, так и повышенной скоростью ох-
лаждения. Это объясняется тем, что быстрый процесс закалки
создает условия для образования больших внутренних напряже-
ний, что обусловливается неравномерностью охлаждения и не-
одновременностью изменения микроструктур в различных ме-
стах деталей.
Очень часто в процессе термической обработки выявляются
трещины, возникшие еще в процессе кристаллизации и охлаж-
дения отливки. Одной из главных причин образования таких тре-
щин является ступенчатый характер «кристаллизации.
Это явление особенно свойственно многофазным сплавам ти-
па твердых растворов. Вначале появляются первичные кристал-
лы a-твердого раствора, образующие поверхность отливки.
В процессе сокращения ее объема (при охлаждении) появляют-
ся тончайшие усадочные пустоты, которые из-за малого количе-
ства эвтектической жидкости полностью не заполняются. В этом
состоянии межкристаллитная связь сравнительно небольшая,
поэтому в процессе охлаждения поверхностных зон отливки, т. е.
сокращения кристаллов в этих зонах, образуются не только уса-
дочные пустоты, но и мельчайшие трещинки. Усадочные пустоты
имеют разветвления, которые проявляют себя как надрез, ока-
зывающий особо резкое влияние на повышение хрупкости и сни-
жение усталостной характеристики.
При термической обработке, особенно при многократных на-
гревах и охлаждениях, т. е. при резких объемных изменениях,
кристаллизационные микротрещины увеличиваются до макро-
скопических размеров и очень часто рассматриваются как тер-
мические трещины.
Дефекты и брак, термической обработки и методы их устранения
397
Подобных трещин у сплавов эвтектического типа (АЛ2, АЛ4)
практически не образуется, так как в процессе кристаллизации
эвтектическая жидкость полностью заполняет усадочные микро-
трещины и тем самым увеличивает связь между зернами как
разных фаз, так и a-твердого раствора.
Необходимо иметь в виду, что чем разностеннее детали и чем
сложнее их конфигурация, тем создаются большие термические
напряжения, которые увеличиваются с возрастанием скорости
закалки.
Для предотвращения образования трещин обычно делают
следующее:
1) применяют изотермическую обработку, как это было ука-
зано выше;
2) равномерно и медленно прогревают детали под закалку;
3) когда имеется слишком большая разница в толщинах сте-
нок деталей, места с тонкими стенками обмазывают асбестовой
массой, чтобы обеспечить равномерный прогрев и закалку во
всех частях детали.
Пузыри
Пузыри на листовых материалах могут образовываться не
только при нагреве под закалку, но и при отжиге. Причиной об-
разования пузырей у плакированных листов чаще всего яв-
ляются несплошности между плакировочным слоем и сердцеви-
ной листа, куда проникает не только воздух, но и пары воды.
В этом случае при нагреве до высоких температур давление
воздуха и паров воды превышает прочность металла и обуслов-
ливает образование пузырей. Кроме того, пузыри могут образо-
вываться и от заката грязи, смазки и т. д.
Чтобы не допускать образования пузырей, необходимо, во-
первых, улучшить технологию плакировки листов, во-вторых,
тщательно удалять с поверхности полуфабрикатов грязь, смаз-
ку и другие посторонние вещества.
Пережог
Пережог может проявляться в виде:
1) бугорков на поверхности изделий, как результат частич-
ного оплавления низкоплавкой эвтектики;
2) пониженной пластичности при определении механических
свойств контрольных образцов, закаленных вместе с изделиями,
или образцов, вырезанных из деталей;
3) сплошной прослойки оплавленной эвтектики, распола-
гающейся между зернами a-твердого раствора.
Причиной пережога может послужить 1) завышенное содер-
398 Дефекты и брак, термической обработки и методы их устранения
жание примесей, образующих низкоплавкую эвтектику; 2) не-
равномерный и быстрый подъем температуры, вызывающий
местный нагрев деталей выше температуры плавления низко-
плавкой эвтектики; 3) несовершенство аппаратуры, регулирую-
щей нагрев печей и допускающей в отдельных зонах превышение
температуры против указанной в соответствующих инструкциях.
Во избежание образования пережога необходимо:
1) периодически измерять температуру во всех зонах печи,
причем разница в различных зонах не должна превышать ±5°;
2) сложные и массивные изделия подвергать медленному на-
греву с тем, чтобы обеспечить равномерность прогрева во всех
частях детали. При этом такие детали, как картеры и головку
цилиндров двигателей, целесообразно подогревать со скоростью
не выше 3° С/мин.
Коррозия, вызванная термической обработкой
Присутствие в селитровой ванне хлоридов очень часто вызы-
вает коррозию поверхности деталей, в особенности в рыхлых ме-
стах. В этом случае селитровые очаги являются как бы катали-
заторами, способствующими развитию процесса коррозии в рых-
лых местах, куда проникла селитровая масса, содержащая при-
месь хлоридов. Чтобы не допустить образования подобного бра-
ка, поступающую в термический цех селитру следует подвергать
тщательному химическому анализу. Селитру с содержанием при-
месей хлоридов больше 0,5% следует безоговорочно браковать.
Присутствие следов селитры в тонких каналах и отверстиях
деталей может способствовать образованию очагов коррозии.
Поэтому детали, нагреваемые в селитровых ваннах, должны
быть хорошо промыты в горячей воде с целью полного удале-
ния следов селитры. При этом промывная вода не должна со-
держать щелочей и кислот.
Некоторые сплавы в искусственно состаренном состоянии,
как например сплавы, содержащие больше 4% Си, чувствитель-
ны к образованию межкристаллитной (интеркристаллитной)
коррозии. Межкристаллитная коррозия возникает сначала в по-
граничной внешней зоне, а затем проникает в глубь металла.
Такому виду коррозии способствуют частички вторых фаз, кото-
рые очень часто располагаются в виде цепочки. Межкристаллит-
ная коррозия разрушает связь между отдельными кристаллами
и тем самым вызывает резкое снижение механических свойств
деталей.
Для предотвращения развития межкристаллитной коррозии
или уменьшения ее до минимума обычно применяют следующее:
Дефекты и брак термической обработки и методы их устранения
399
1) полуфабрикаты и детали размещают в приспособлениях с
достаточной рассредоточенностью, чтобы обеспечить максималь-
ную скорость закалки;
2) повышают скорость переноса садки из печи в закалочный
бак;
3) не допускают нагрева воды выше температуры, указанной
в инструкции.
Шиферная структура излома полуфабрикатов
Шиферная (состоящая из пластичных и грубокристалличе-
ских слоев) структура излома является наиболее типичным де-
фектом прессованных или штампованных изделий из алюминие-
вых сплавов, особенно сплава АВ (АК5), содержащих от 0,2 до
0,4% Мп. В полуфабрикатах из других сплавах, не содержащих
Марганца (например, в сплаве АК4-1), этого дефекта обычно нет
[219]. Сплавы, содержащие больше 0,4% Мп (АК6, Д1, Д16 и
др.), значительно менее склонны к шиферному излому, чем
сплавы типа АВ (АК5).
Этот дефект способствует понижению механических свойств,
особенно пластичности в поперечном направлении, полуфабри-
катов. Наиболее сильно на образование шиферного излома влия-
ет исходная структура: чем больше первичная дендритная неод-
нородность (внутридендритная ликвация) литой структуры, в
которой чередуются участки пересыщенного твердого раствора
и марганцовистых составляющих, чем больше разница в свойст-
вах пластичной основы и хрупких прослоек, тем резче расслое-
ния, образующиеся при поломке образца в деформированном
состоянии. В процессе термической обработки эти явления могут
уменьшаться или увеличиваться. Так, например, при прочих рав-
ных условиях шиферность тем грубее, чем больше величина зер-
на, образующаяся в процессе рекристаллизации.
В работе С. М. Воронова и В. И. Добаткина [203] было уста-
новлено, что на величину шиферного излома существенно влияет
режим термической обработки (температура нагрева под закал-
ку, температура закалочной среды и т. д.). Например, с повыше-
нием температуры закалки (до 530—550°) или закалочной сре-
ды (до 40—100°) и с увеличением времени переноса садки от
термической печи до закалочного бака степень образования ши-
ферного излома увеличивается. Шиферность излома также воз-
растает с увеличением массивности закаливаемого изделия.
Мерами борьбы с шиферным изломом являются:
1) регулировка присадки марганца в сплавах (в пределах
технических условий), чтобы избежать такого содержания его,
которое в данном сплаве обусловливает повышение склонности к
шиферному излому;
400 Дефекты и брак, термической обработки и методы их устранения
2) понижение температуры закалки;
3) увеличение скорости закалки (скорости охлаждения).
Крупнокристаллическая структура полуфабрикатов
В производстве листовых материалов, особенно из чистого
алюминия и малолегированных сплавов типа АМц, образуется
крупнокристаллическая структура. Полуфабрикаты с такой
структурой обладают пониженной пластичностью, повышенной
склонностью к трещинообразованию при глубокой вытяжке и
имеют шероховатую поверхность вследствие различно протекаю-
щей деформации в отдельных зернах.
Причинами крупнозернистой структуры полуфабрикатов, осо-
бенно листовых материалов, могут быть:
1) повышенная чистота исходного металла, а также при-
сутствие в алюминии марганца и свободного кремния (как при-
меси) ;
2) повышенная скорость кристаллизации слитков (из сплава
АМц);
3) чрезмерно длительная выдержка, особенно при завышен-
ной температуре отжига.
В большинстве своем отжиг, проведенный в воздушной печи,
обусловливает получение листовых материалов с более крупно-
зернистой структурой, чем получаемой в селитровой ванне при
прочих равных условиях, что связано со скоростью нагрева при
отжиге.
Под руководством В. А. Ливанова проведена большая рабо-
та по изучению влияния различных факторов на образование
крупнозернистое™ листовых материалов при отжиге. Кроме
технологических мероприятий, им было рекомендовано для по-
лучения листов с мелкозернистым строением:
1) повышать в большей степени в алюминии содержание же-
леза, чем кремния, чтобы путем образования сложной фазы па-
рализовать вредное влияние кремния;
2) добавлять к сплаву АМц 0,05—0,1% Ti или 0,4% Fe.
Последние мероприятия особенно рекомендуется применять
в том случае, когда отжиг листов проводят в воздушных печах.
М. В. Мальцев в своей докторской диссертации [221], а также
и в более ранних работах для получения более мелкой структу-
ры листов рекомендует ряд специальных добавок в зависимости
от состава сплавов и их назначения.
Заводская практика показывает, что скорость процесса от-
жига существенно влияет на образование структуры листовых
материалов. При высокой скорости нагрева с комнатной темпе-
ратуры (например, в селитровой ванне) до высокой температуры
отжига, превышающей температуру рекристаллизации, создают-
ся все необходимые условия для образования максимального
Дефекты и брак термической обработки и методы их устранения
401
количества центров рекристаллизации, что и обусловливает по-
лучение листов с мелкозернистой структурой.
Влияние термической обработки на пресс-эффект сплавов
В связи с процессами рекристаллизации необходимо в крат-
кой форме остановиться на вопросах, характеризующих явле-
ния пресс-эффекта.
Известно, что прессованные полуфабрикаты (прутки, профи-
ли и др.) из сплавов, содержащих марганца больше 0,20% (АВ,
Д1, Д6, АК6, АК8 и др.), в направлении, параллельном дефор-
мации (прессованию), обладают на 10—25% более высокой
прочностью, чем изделия из этих же сплавов, полученные про-
каткой, ковкой, штамповкой и другими видами обработки давле-
нием. Этот эффект упрочнения получил название пресс-эффекта,
так как он обусловлен методом прессования полуфабрикатов.
Этому явлению было посвящено большое число работ как опуб-
ликованных [28, 210—217 и др.], так и не опубликованных
(В. А. Ливанова, В. И. Добаткин, И. Н. Фридляндер, В. П. Коз-
ловская, Е. Д. Захаров, Е. И. Шилова и др.). Было установлено,
что пресс-эффект в основном обнаруживается в тех алюминие-
вых сплавах, в которых содержится больше 0,2% марганца.
Несмотря на обширные работы, проведенные по изучению яв-
лений пресс-эффекта, единого определения этого явления до сих
пор нет. Одни исследователи понимают под пресс-эффектом раз-
личи* в механических свойствах изделия в продольном и попе-
речном направлении с ярковыраженной текстурой, показываю-
щей, что кристаллографические направления [111] или [100] каж-
дого зерна совпадают с направлением прокатки. Материалы из
сплавов Д1, Д16, АК5, АК6 и др. имеют очень малую склонность
к рекристаллизации. Такое поведение прессованных материалов
П. А. Сарычев [219] объясняет своеобразным восстановлением
деформированной решетки во время самого процесса прессова-
ния. Другими словами, кристаллическая решетка прессованного
материала, в отличие от прокатанного, является неискаженной и
не имеет следов сдвигов.
Другие считают, что пресс-эффект заключается в повышен-
ной прочности и пониженной пластичности прессованных полу-
фабрикатов по сравнению с прочностью и пластичностью любых
других (не прессованных) материалов из того же сплава после
той же термической обработки. По мнению С. М. Воронова и
В. И. Елагина, объяснение П. А. Сарычева малой склонности
к рекристаллизации прессованных материалов, в основном, пра-
вильно, зато эти авторы не согласны с П. А. Сарычевым в отно-
шении того, что кристаллы после прессования не искажены и
что рекристаллизация структуры, состоящей из таких зерен, не
26 И. Ф Колобнев
402 Дефекты и брак термической обработки и методы их устранения
может проходить. Авторы указывают, что склонность прессован-
ных прутков к рекристаллизации в сильнейшей степени зависит
от состава сплава.
По Сарычеву, критерием определения пресс-эффекта являет-
ся повышение прочности (на 10—25%) в продольном направле-
нии деформации изделия по сравнению с поперечным направ-
лением, тогда как С. М. Воронов и В. И. Елагин считают, что
критерием определения пресс-эффекта является различие в зна-
чениях предела прочности прессованного прутка или профиля
(в продольном направлении) и какого-либо другого изделия,
например листовых материалов, полученных прокаткой или дру-
гим видом деформации в холодном состоянии.
Хотя в обоих определениях признаки, положенные в основу
определения пресс-эффекта, между собой тесно связаны, одна-
ко второе определение является более общим.
С. М. Воронов и В. И. Елагин [219] считают, что главными
причинами различия в свойствах прессованных и деформирован-
ных вхолодную сплавов (с одинаковым режимом термической
обработки) являются различные степень и характер распада
пересыщенного твердого раствора марганца в алюминии, кото-
рый образуется при кристаллизации расплавов, содержащих
марганец, и затем распадается в результате механических и тер-
мических обработок, претерпеваемых сплавом. Авторы устанав-
ливают связь между явлением пресс-эффекта и двойной диа-
граммой состояния сплавов, которую образует элемент (в част-
ности, титан, марганец, цирконий, железо, хром и др.), вызываю-
щий пресс-эффект. Они считают, что характер распада пересы-
щенного твердого раствора марганца в алюминии является при-
чиной получения пресс-эффекта. t
Ункель считает, что основной причиной пресс-эффекта в прес-
сованных прутках из сплавов с марганцем является образование
ярковыраженной [111] и слабовыраженной текстур [100]. Кри-
сталлографические направления [111] или [100] каждого зерна
совпадают с направлением прессования, тогда как при другом
виде деформации такого порядка текстуры не получается. Ун-
кель и некоторые другие авторы считают, поскольку в направ-
лении [111] гранецентрированная кристаллическая решетка.име-
ет более высокую прочность, чем в других направлениях, то и
структура прессованных материалов, состоящая из волокнистых
зерен, сильно вытянутых в продольном направлении, должна
иметь наиболее высокую прочность. Пониженная пластичность
этих материалов объясняется тем, что включения металлических
фаз во время прессования вытягиваются в «строчки», залегаю-
щие в основном по границам волокнистых зерен, и тем самым
ослабляют связь между ними.
Дефекты и брак термической обработки и методы их устранения
403
С. М. Воронов и В. И. Елагин считают, что повышенную проч-
ность прессованных изделий одним образованием текстуры объ-
яснить нельзя. Наряду с текстурой определенное упрочняющее
действие оказывают сами дисперсные частицы марганцовистых
(или хромистых) химических соединений. Эти частицы имеют бе-
лее мелкие размеры, чем в полуфабрикатах, полученных други-
ми видами деформации.
В-. И. Добаткин и др. отрицают упрочняющее действие дис-
персных частиц вышеуказанных фаз. По его мнению, пресс-
эффект можно объяснить образованием диспергированной струк-
туры в деформированных и перекристаллизованных изделиях.
Он считает,’что эффект пластической деформации не исчерпы-
вается созданием искажений в кристаллической решетке. Про-
исходит еще диспергирование структуры с образованием внутри
зерна слегка дезориентированных блоков. На границе этих бло-
ков возникает межфазное натяжение, так же как и на границе
зерен. По мнению В. И. Добаткина, пресс-эффект есть следствие
полигональной или диспергированной структуры прессованных
изделий. По этому поводу В. А. Ливанов и В. И. Елагин делают
замечание, что с этой точки зрения нельзя объяснять одинако-
вую макротвердость прессованного и холоднодеформированного
дуралюмина после термической обработки и отсутствие пресс-
эффекта в прутках из сплава АМц, отпрессованных из слитков,
подвергнутых длительному отжигу. Пруток АМц, отпрессован-
ный из слитка, подвергнутого длительному отжигу при 500°, в
результате которого твердый раствор марганца в алюминии пол-
ностью распался и продукты распада скоагулированы, не обна-
руживает пресс-эффекта несмотря на то, что текстура деформа-
ции в нем имеется и, следовательно, должна быть диспергиро-
ванная или полигональная структура [27].
В. А. Ливанов и В. И. Елагин установили, что сплавы с до-
бавками хрома и марганца раздельно и вместе обладают силь-
ным пресс-эффектом. Пресс-эффект сохраняется и при повышен-
ных температурах (300°) и обычно проявляется при испытаниях
на кратковременную прочность и на длительную твердость.
О. С. Бочвар [193] явление пресс-эффекта объясняет пониже-
нием температуры плавления эвтектики в присутствии марган-
цовистых и других фаз. Она считает, что марганцовистые со-
ставляющие и другие интерметаллиды в сплавах, содержащих 1%
Si, 1% Mg и 0,8—1,2% Мп (остальное алюминий), образуют
тройные и четверные легкоплавкие эвтектики, которые при тем-
пературе прессования находятся в размягченном состоянии и
потому пластически деформируются в тонкие волокна по грани-
цам зерен твердого раствора, тоже пластически деформируемых,
разобщая таким образом зерна твердого раствора и затрудняя
протекание процесса рекристаллизации.
26*
404 Дефекты, и брак термической обработки и методы их устранения
По мнению О. С. Бочвар, основными причинами появления
пресс-эффекта в алюминиевых сплавах являются и гетерогени-
зация структуры и торможение рекристаллизации в условиях
деформации при малой разности между температурой прессова-
ния и температурой солидуса сплава при условии, что большое
количество интерметаллидов по температуре возникает при тем-
пературе вблизи солидуса сплава.
Эти высказывания характеризуют отсутствие до сего времени
единой точки зрения на природу явления пресс-эффекта. Однако
обобщение теоретических и экспериментальных исследований
позволяет считать, что в основе пресс-эффекта в прессованных
полуфабрикатах является присутствие в сплавах марганца и
других аналогичных элементов, которые способны резко повы-
шать температуры рекристаллизации сплавов путем обогащения
более устойчивого твердого раствора, создания микрогетероген-
ности второго порядка [63] и устойчивых прослоек между зерна-
ми твердого раствора.
Необходимо отметить, что пресс-эффект может быть вызван
главным образом тугоплавкими элементами, в значительной ме-
ре входящими в твердый раствор при температуре кристаллиза-
ции алюминия или очень близкой к этой температуре и мало-
растворимыми при температурах отжига и прессования. Только
при этих условиях можно ожидать образования микрогетероген-
ности второго порядка в зернах твердого раствора и тонких про-
слоек вторых фаз, расположенных по границам зерен, играющих
важную роль в образовании пресс-эффекта сплавов. Из этого
можно сделать вывод, что закалка для сплавов с марганцем
(и другими аналогичными элементами) является основным усло-
вием для получения пресс-эффекта. При этом старение дает зна-
чительно меньший прирост прочности, чем процесс закалки.
ЛИТЕРАТУРА
1. П. П. Аносов, Собрание сочинений, Изд., АН СССР, 1954.
2. Д. К. Чернов, Наука о металлах, Металлурпиздат, 1950.
3. С. Н. К у р-н а к о в, Введение в физико-химический анализ, Изд. АН
СССР, 1940.
4. С. Н. К у р-на ков, Собрание избранных работ, т. 1, ОНТИ, 1938;
т. 2, ГОНТИ, 1939.
5. А. А. Б о ч в ар, Основы термической обработки сплавов, Цветмет-
издат, 1932.
6. А. А. Бочва.р, Металловедение, Металлургизгдат, 1956.
7. Г. В. Курдюмов, ЖТФ, 16, 1946, 1307; 18, 1948, 999; 9, 1949, 5;
24, 1954, 7.
8. Г. В. Курдюмов, В. А. Ильина, В. К. К<рицкая, Л. И. Л ы-
с а к, Сб. «Проблемы металловедения и физики металлов», Изд. АН СССР,
17, 1953, 297; 4, 1955, 339.
9. Г. В. Курдюмов, О. П. Максимова, Т. Г. Тагу нов а, ДАН
СССР, № 1, 1950, 73.
10. И. А. Одинг, Релаксация и ползучесть металлов, Машгиз, 1952.
11. И. А. Одинг, Теория ползучести и длительная прочность металлов,
Мета ллургиз дат, 1959.
12. И. А. Одинг, Вестник машиностроения, 1946, № 1; 5—6, 7—8, 9—
10; Металловедение и обработка металлов, № 2, 1955, 4; ДАН СССР, 103,
в. 1, 1955.
13. С. Т. К о н о б ее в с к и й, Я. С. Селисский, Phys. Z. der Sowjetu-
nion, 4, № 3, 1933, 459.
14. С. Т. К о н о б е е в с к и й, В. А. Тарасова, Phys. Z. der Sowjetu-
nion, 5, 1934, 848.
(15 . С. Т. К о н о б е е веки й, ЖЭТФ, т. 13, 1943, 185; 200; 418.
16. Н. Ф. Беджей, Термическая обработка алюминия и его сплавов, пе-
рев. с англ. ОНТИ—НКТП 1935.
17. И. И. Чуриков, Термическая обработка алюминиевых сплавов,
Оборонгиз, 1939.
-18. С. М. Воронов, П. И. Градусов, Справочник по свойствам и
применению цветных металлов и их сплавов, ОНТИ—-НКТП, 1936.
19. В. Д. Туркин, М. В. Румянцев, Структура и свойства цветных
металлов, Металлургиздат, 1947.
20. Л. П. Лужников, Энциклопедический справочник «Машинострое-
ние», т. 4, Машгиз, 1948.
21. С. Г. Глазунов, Энциклопедический справочник, «Машинострое-
ние», т. 4, Машгиз, 1948.
22. Н. К. Hardy, Light Metals, 78, 1944, 328.
.23. А. П. Гуляев, Металловедение, Оборонгиз, 1956.
24. Я. С. Уманский, Б. Н. Финкельштейн, М. Е. Б л а н т е р,
С. Т. Кишкин, С. И. Горелик, Физическое металловедение, Металлург-
издат, 1955.
25. М. С. Аронович, Ю. М. Лахти н, Основы металловедения и
термической обработки, Металлургиздат, 1952.
406
Литература
26. А. И. Самоходки й, И. Н. Л а г у и ц е в, Технология термической
обработки, Машгиз, 1950.
27. Д. А. Петро в, Вопросы теории сплавов алюминия, Металлургиз-
дат, 1951.
28. А. Н. Geisler, Phase Solids, New York, 1951, 387—555; Metals In-
terfaces, Cleveland, Amer. S jc. Metals, 1952, 269—299.
29. H. H. Буйнов, В. П. Савиных, ДАН СССР, т. 88, № 4, 1953;
Н. Н. Буйнов, Л. Н. Подрезов, ДАН СССР, т. 88, № 4, 1953.
30. Д. А. Петров, Исследование сплавов типа дуралюмин, Докторская
диссертация, ИОНХ АН СССР, 1943.
31. Д. М. X о л л о м о н, Д. Т а р н б а л л, Успехи физ-ики металлов, т. I,
Металлургиздат, 1956, 304.
32. Г. К. Харди, Т. Дж. Хилл, Успехи физики (металлов, т. II, Ме-
таллургиздат, 1958, 285.
33. A. G u i n i е г, Nature, 142 (3595), 1938, 509; Physica, 15, 1949, 148;
Acta Crystall., 5, 1952, 121; Z. f. Metallkunde, 43, 1952, 217; Z. Electroch, 56,
1952, 468.
34. G. D. Preston, Nature, 142 (3595), 1938, 570; Proc. Roy. Soc., 167,
1938, 526; Phil. Mag., 26, 1938, 855; Phys. Soc., 52, 1940, 77.
35. G. D. Preston, Proc. Roy. Soc. ,(A) 167, 1938, 526.
36. G. D. Preston, Phil. Mag., 26, 1938, 855.
37. G. D. Preston, J. Sci. Inst., 18, 1941, 154.
38. J. H. S i 1 с о о k, T. J. Heal, H. К. H a r d y, J. Inst. Met., 82, 1953—
1954, 239.
39. M. Volmer, A. Weber, Z. Phys. Chemie, 119, 1926, 277.
40. R. Becker, W. D 6 r i n g, Ann. Phys., 24, 1935, 719.
41. R. Hasiguti, Sci., Papers Phys. Chem. Res. Tokyo (Physics), 42,
1947. 115.
42. H. Ф. Лашко, Г. Я. Сергеев, В. В. Чичагов, Труды ВВИА
им. Жуковского, в. 150, 1945; в. 153, 1945; в. 222, 1947,
43. И. 3. Могилевский, Рентгено-структурные исследования сплавов
системы А1—Си—Mg, Автореферат кандидатской диссертации, МАТИ, 1946.
44. К. L. Dreyer, D. Hansen, Z. Metallkunde, № 5, 1941.
45. К. L. Dreyer, Seeman, Aluminium, 6, 1941, 437.
46. K. L. Dreyer, Seeman, Z. Metallkunde, № 1, 1944.
47. M. L. V. G а у 1 e r, G. D. Preston, J. Inst. Met., 41, 1929, 191.
48. M. L. V. Gayler, J. Inst. Met., 30, 1923, 139.
49— 50. Успехи физики металлов, т. I. Металлургиздат, 1956.
51. И. Ф. Колобнев, В. В. Крымов, А. П. Полянский, Спра-
вочник литейщика, Машгиз, 1957.
52. A. G. G w у е г Н. W. L. Р h i 11 i р s, J. Inst. Met., 36, 1926, 294.
53. M. H. Хансен. Структура бинарных сплавов, Металлургиздат, т. I,
1941, 151.
54. Е. Н. D i х, А. С. Heath, A. J. М. М. Е. Techn. Publ. № 30, 1927;
Proc. Inst. Met. Div. A. J. M. M. E, 1928, 164.
55. П. Я. Сальдау, M. В. Данилович, Изв. СФХА, 6, 1933, 81.
56. W. D. Treadwell, R. W a 11 i, Chim. Acta, 25, 161, 1942, 1154.
57. W. Klemm, G. W e s 11 i n g, Z. anorg. Chemie, 245, 1941, 365.
58. В. M. Глазов, Г. А. Корольков, Ю. Д. Чистяков Изв.
АН СССР, ОТН, 12, 1956, 131.
59. Н. Spengler, Metall, 9, 5/6, 1955, 181.
60. Н. W. L. Phillips, J. Inst. Met, 82, 1953, 9.
61. M. И. Захарова, ЖТФ, 5, 7, 1935, 1158.
62. Г. Г. Уразов, И. Р. Нижерадзе, Изв. СФХА, 8, 1936, 201.
63. W. Kawakami, К i n z о k u-n о-К е n к у и, 10, 1933. 532
64. М. И. Захарова, сб. «Рентгенография в применении к исследова-
нию металлов», ОНТИ. 139, 1936.
Литература
407
65. П. Я. С а л ь д а у, Л. Н. Сер геев, Металлург, 4, 1934, 67.
66. G. Phragmen, J. Inst. Met., 77, 6, 1950.
67. Е. W. Dix. А. С. Heath, Trans. AIMME, 1928.
68. Н. W. L. Phillips, P. C. Warley, J. Inst. Met., 69, 1938.
69. A. G. G way er, H. W. L. Phillips, 38, 1943, 291.
70. L. F. M о n d о 1 f o, Metallography of Aluminium Alloys, 1943.
71. W. J a n i c h e, Aluminium Archiv, 13, 1928; 5, 1936.
72. A. Schrader, «Xtzheft», p. 15, Berlin, 1939.
72a. H. H. Буйнов, Физика металлов и металловедение, т. I, 1955,
339; т. II, 1956, 3 .
73. О. Н. С у ди но в а. Исследование старения сплава АЛ4, Автореферат
кандидатской диссертации, МИЦМ и 3, 1956.
74. D. Hanson, М. L. V. Gayler, J. Inst. Metals, 29 1923. 491.
75. Е. Н. Dix, F. Keller, R. W. Graham. Trans. AIMME. 93, 1931, 404.
76. А. А. Б о ч в a p, К. В. Горев, А. И. Корольков, Работы лабо-
ратории металлографии МИЦМ и 3, 1931—1932.
77. Г. Г. Уразов, Т. Е. Шушпанов а. Изд. АН СССР, № 2, 1936.
78. С. М. Воронов, Докторская диссертация, МИЦМ и 3, 1945.
79. В. Г. Кузнецов, Е. С. Макаров, Изв. СФХА, т. 13, 1940, 177, 191.
80. Т. А. Бадаева, Изв. АН СССР, т. XIX, 1949, 471.
81. Н. Н. Белоусов. Современные технологические процессы изготов-
ления отливок из цветных сплавов, Лен. Дом. тех. пропаганды, 1958.
81а. Н. Н. Белоусов. Бюллетень обмена производственно-техническим
опытом, № 12, 1959.
82. А. Н. G е i s 1 e r, J. К. Н i 11, Acta Crystallographica, I, № 5, 1948, 238.
83. Ю. А. Багаряцкий. ЖТФ. 18. 1948, 827.
84. A. G u i n i e r, H. L a mb о t. Compt. Rend, 227, 1948, 74.
85. H. L a m b о t, Revue de MetaEurgie, 47, 1950 709.
86. H. Lambot Bull. Acad. Roy. Belg.. 26, 1950, 1609.
87. H. W. L. Phi bl ips, J. Inst. Met., 67, 1941 257.
88. И. И. Сидорин, H. И. Соловьева, Изотермическая обработка
литейного сплава АЛ4, Труды кафедры металловедения МВТУ, Машгиз, 1Q54.
89. Г. Г. Уразов, С. А. Погодин, Г. М. 3 а м о р у е в, Изв. СФХА,
АН СССР 5 1931 157.
90. Е. М. Савицкий, В. В. Барон, ДАН СССР, т. 64, № 5, 1949,
693; Изв. сектора физ.-хим. анализа АН СССР, 1956, стр. 27.
91. Н. С. Курна ко в, В. И. Михеева, Изв. СФХА, 10, 1938, 17; 13,
1940, 201.
92. W. L. Fink D. W. Smith. AIMME, 137, 1940, 95.
93. W. L. Fimk, L. A. Willey, D. W. Smith, Metal Handbook, Amer.
Soc. Metals Cleveland Ohio, 1948, 1159.
94. C. S. Barret, A. H. Geisler, R. F. Mehl, AIMME, 143, 1941. 134.
95. G. Grube. Z. annorg. Chem.. 45, 1905, 225.
96. .1. Halstead, D. W. Smith, Tvans. Am. Electroch. Soc., 19, 1926, 291.
97. K. Ried er er. Z. f. Metal’kunde 28, 1936, 312.
98. П. Я Сальдау, Л. H. Сергеев, Металлург, № 4, 1934, 67.
99. E. Dix, F. Keller, Trans. AIMME, Inst. Met. Div., 1929, 251. 93,
1931 440.
100. G. H. Bur schers. H. Otto, Z. Metallkunde, 34, 4, 1942. 90.
101. F. Sm.id G. S i e b e 1, Z. f. Metallkunde, 23, № 7, 1931. 202.
102. G. S i e b e 1 H. V о s k u h 1 e r, Z. f. Metallkunde, 31, № 12, 1931. 359.
103. И. Ф. Колобнев, M. Б. Альтман, Авиапромышленность, № 2,
1941.
104— 105. К. Bungard. Z. f. Metallkunde, 29 1937, 234.
106. Д. А. Петров, Изв. СФХА, АН СССР, 16, 2, 1946, 275.
107. М. В. Шаров, Энциклопедический справочник «Машиностроение»,
т 4, 1959.
108. Д. А. Петров, Металлург, № 3, 1937, 95.
408
Литература
109. И. Ф. Колобнев, О. Б. Л от а рев а, ВИНИТИ, АН СССР, 1956.
110. W. Fraenkel, Z. f. amor. Chemie 154, 1926, 386.
111. W. Rosenhain, Inst. Met., 30, 1923, 3.
112. L. L о s a n a. R. Stratte, Inst. Met., Ital., 23 1933, 375.
113. D. Hanson, M L. V. G а у 1 e r. Trans. AIMME. 122, 1936, 315.
114. Г. Г. Уразов, M. С. Миргаловская, H. Д. Нагорная, Изв.
СФХА, 8, 1949, 522
11'5 . G. V. Raynor, Inst. Met., (London), Amnotated Equilibrium Daigram
Series, № 4 1944.
116. E. H. D i x, H. H. Richardson, Trans. AIMME, 73, 1926. 560.
117. П. Я. Сальдау, H. H. Анисимов, СФХА, 3, 1926, 485; 1933, 69;
Записки Ленинградского горного института, 7, 1929, 459.
118. М. И. Захарова, ДАН СССР, 68, 1949, 69; 91, 1953, 287.
119. В. Г. Кузнецов, Л. Н. Гусева, Изв АН СССР, ОХН, №6,
1940, 905.
120. R. Н. Brown, W. L. Fink, М. S. Hunter, Trans. AIMME, 143,
1941, 115.
121. В. Я. Айзен, Сб. науч.-иссл. работ Куйбышевского индустриаль-
ного института, г. Куйбышев, № 2, 1941, 109.
122. Е. Schell, А. М a s u d a, Aluminium (Diisseldofr). 31. № 2, 1955,51.
123. А. В. Michael, М. В. В ever, J. Met.. 6 № 1, 1954, 47.
124. Н. J. Axon, W. Hume-Rothery, Proc. Roy. Soc., A193, № 1032,
1948, 1.
125. J. E. Dorn, P. P i e tr о k о w sky, T. E. Tietz, J. Met., 188, № 7,
1950 933
126. В. M. Бер ежи а ни, ДАН СССР, 98, 1954, 773.
127. К. А. Трапезников, ЖФХ, № 9, 1934, 1177.
128. А. А. Бочвар, О. С. Ж а д а е в а, Изв. АН СССР, ОТН, № 10/11,
1945, 1032.
129. A. Y. Bradley, Р. Jomes, Phil. Mag., 12. 1931, 1137.
;130 . E. H. Dix, W. L. Fink, L. A. Willey. Trans. AIMME, 104, 1933,
335.
131. W. Koster, W. Bechthold, Z. Metallkunde. 30. 1938, 294.
132. F. Fahrenhorst, W. Hofmann, Metalwjrtschaft, 19, №40,
1940, 891.
133. N. W. L. Phillips, J. Inst. Met., 69. 1943, 279.
134. E. Butchers, W. Hume-Rothery, J. Inst. Met., 71, 1945, 87.
135. A. Westgren, Metallwirtschaft, 9, 1930, 923; Z. Metallkunde, 22,
1930, 372.
136. K. Little, G. V. Raynor, W. H u m e-R о t h e r y, J. Inst. Met.,
73, № 2, 1947. 83; № 12. 747.
137. K. Little, W. H u m e-R о t h e r y, J. Inst. Met., 74, 1948, 521.
138. E. С. Шпичинецкий, И. Л. Рогельберг, В. В. Чутко,
Цветные металлы, № 3, 1949, 66; Металловедение цветных металлов, Сб. на-
учных работ, в. 2, Гипроцветметобработка, Металлургиздат, 1950, 85.
139. W. Hofmann, Aluminium, 20, 1938, 865; Abhandl. Braunschweig.
Wiss Gesellschaft, I, № 1. 1949. 83.
140. И. H. Фридляндер, ДАН СССР, 104, № 3, 1955, 429.
141. И. Н. Фридляндер, В. А. Константинов, Н. И. Зайцева,
ЖФХ, 30, № 7, 1956, 1623.
142. Н. J. Petri, Aluminium Archiv, 14, 1938.
143. Р. D. Meric a. R. G. W a 1 t e n b e r g, H. Scott, U S. Bureau of
Standarts Science Paper 347, 1919; Trans. AIMME, 1921, 41.
144. Z. J e f f г i e s, R. S. Archer, The Science of Metals, New York, 1924,
145. G. Ta mm an n, Z. Metallkunde, 22, 1930, 365.
146. W. Rosenhain. J. Inst. Met., 44, 1930, 226.
147. P. D. Merica, Trans, AIMME, 99, 1932, 13.
Литература
409*
148. М. Gayle г. J. Iinst. Met., 57, 1935, 174.
149. N. F. Mott, J. Inst. Met, 60, 1937, 267 (дискуссия).
150. С. T. Конобеевский, Изв. АН СССР, серия хим., 1937, 1210;
Z. Phys. Chem.. 171, 1934, 5; ЖЭТФ, 13, в. 6, 1943.
151. U. К- Day, Н. W. L. Phillips. J. Inst. Met., 74, 1948, 33.
152. Н. Buckle. Z. Metallkunde, 43, № 3, 1952 82.
153. G. M a s i n g, K. Lucke P. Nolting, Z. Metallkunde, 47, 1936, 64.
154. K. Little, W. Hume-Rothery, J. Inst. Met., 74, 1948, 521.
155. G. M. Sil cook, T. G. Hell, M. K. Hardy, J. Inst. Met., 82,
№ 6, 1954, 239.
156. M. L. V. Gayler, Proc. Roy. Soc:, (A) 173, 1939. 83.
157. P. Lacombe, Rev. Met., 41, 1944, 180, 217, 259.
158. E. C. W. Perryman, G. B. Brook, J. Inst. Met., 79, 1951, 19.
159. A. S а у 1 n i e r, R. S у r e, Rev. Metallkunde. 49, 1952, 1.
160. F. Schmid, G. W a s s e г m a n n, Z. f. Metallkunde, 9, 1930, 421.
161. J. H e n g s t e n b e г g, G. Wassermann, Z. f. Metallkunde, 23,
1931, 114.
162. G. Wassermann, G. Weerts, Metallwirtschaft. 14, 605.
163. R. F. M e h 1, L. K. J e 11 e r, Age Harding of Metals, ASMS, 1940, 342. *
164. H. K. Hargy, Light Metals, 1944, 328, 383.
165. Ч. С. Баррет, Структура металлов, Металлургиздат, 1948.
166. R. F. Mehl, К. J e 11 e r, Age Harding of Metals, Cleveland, Ohio.
1940, 342.
167. A. H. Geisler, J. K. Hill, Acta crystallogr., 1, 1948, 328.
168. A. H. Geisler, C. S. Barret, R. F. Mehi Trans. AIMME, 152,
1943, 182.
169. Д. А. Петров, Изв. СФХА, 16, № 2, 1946, 211.
170. Ю. А. Багаряцкий, Физика металлов и металловедения, т. I,
в. 2, 1955, 316.
171. Ю. А. Багаряцкий, Рентген ©структурные исследования процес-
сов старения сплавав, Докторская диссертация, МГУ, 1951—1953.
172. М. И. Захарова, ДАН СССР, 70, 1950, 55.
173. Н. Н. Буйлов, Р. М. Лер инман, Изв. АН СССР, сер. физ.,
№ 3, 1951, 358.
174. Н. Н. Буйнов, Р. М. Л ер инман, Труды ИФМ, УФАН СССР,
№ 14, 1954, 3.
175. С. S. Barret, А. Н. Geisler, J. Appl. Phys., 11. 1940, 733.
176. А. Н. Geisler, С. S. Barret, R. F. Mehl, Trans. AIMME, 1944,
328, 383.
177. H. H. Буйнов, Л. И. Подрезов, Физика металлов и металло-
ведения, т. I, в. 2, 1955, 349.
178. А. М. Елистратов, ДАН СССР, 101, 1955, 473.
179. Ю. А. Багаряцкий, ЖТФ, 18, 1948, 827; 20,( 1950, 424.
180. Н. И. Блок, О. А. Д у би ков а-Х р о м о в а, Н. Ф. Лашко, За-
водская лаборатория, № 8, 1955.
181. R. В. Nicholson, G. Thomas, J. N i 11 i n g, J. Inst. Met., v. 87,.
№ 12, 1959, 429.
182. H. С. Герчикова, Заводская лаборатория, № 10, 1956.
183. К. В. Горев, П. А. Пархутик, Сб. науч, трудов Физ.-Техн
инет. АН БССР, № 2, 1955, 15.
184. J. W. Н. Clare, Metallurgia, v. 57, № 344, 1958, 273.
185. Л. Д. Харитонова, Исследование диффузии металлов в алю-
минии, Автореферат кандидатской диссертации, Институт цветных метал-
лов, 1960.
186. И. Ф. Колобнев, сб. «Фасонное литье алюминиевых сплавов»,.
Машгиз, 1953, 3.
410
Литература
I86a. А. Н. Geisler, С. S. Barret, R. F. Mehl. Trans: AIMME, 152,
1943, 202.
187. A. Guinier, Metaux et Corrosion, 18, 1943, 209.
188. P. S. Rudman, P. A. Flinn, B. L. Averbach, J. Appl. Phys.,
24 1953 365.
189. ’A. M. Елистратов, ДАН СССР, т. XXXVIII, № 5, 1953.
190. 3. Г. Пинкер, Дифракция электронов, Иэд. АН СССР, 1949, 404.
191. Т. А. Бадаева, Ф. И. Ш а м р а й, ЖПХ, 16, № 5—6, 1943, 161.
192. A. Berghesan, Rev. Metallurgie, 49, № 2, 1952, 99.
193. А. А. Б оч в ар, 3. А. Свидерская, Изв. АН СССР, ОТН, № 5,
1949, 165; 9, 1945, 821; 7, 1946, 1001.
194. W. Rosenhain, S. Archbutt, D. Hanson, Elewenth Report
to Alloys Research Committees on Same Alloys of Aluminium, Inst. Met.
Eng., 1, 1921, 18.
195. Д. А. Петров, ЖФХ, 21, 1947, 12.
196. И. Л. Рогельберг, Е. С. Шпичинецкий, В. В. Чутко,
Металловедение цветных металлов и сплавов, 12, 1950.
197. И. Н. Фридляндер, Н. С. Суворова, ДАН СССР, т. 104,
№ 3, 1955.
198. G. Falkenhagen, W. Hofmann, Z. f. Metallkunde, 43, 1952, 3.
199. E. H. Dix, W. L. Fink, L. A. Willey, Trans. AIMME. 104, 1933,
335.
200. H. Unkel, Metallwirtschaft, 19, 1940, 37.
201. K. L. Dreyer, H. J. S e e m a n n, Z. f. Metallkunde, 33, 1944, 117.
202. О. С. Бочвар, Исследование сплавов методом длительной твер-
дости, Автореферат кандидатской диссертации, МИЦМиЗ, 1955.
203. С. М. Воронов и В. И. Добаткин, Труды МАТИ, в. 34, Обо-
ронгиз, 1958.
204. С. Е. Павлов, Коррозия дуралюмина, Оборонгиз, 1949.
205. М. L. V. G а у 1 е г, J. Inst. Met., 72, № 4, 1946, 243.
206. Г. Г. Уразов, Д. А. Петров, ЖФХ, 20, № 4—5, 1946, 387.
207. Г. Г. Уразов, М. С. Миргаловская, Н. Д. Нагорная,
И31В. СФХА, т. 8, 1949, 522.
208. Nishimura, Met. Coll. Eng. Kyoto, Imp. Univ., 10, 1937, 18.
209. Д. А. Петров, Г. С. Берг, ЖФХ, 20, 12, 1946, 1475;
R. H. Brown, Aluminium, Rec. Labor., Technical Papers, № 9, Alcoa,
1943.
210. R. Ca staimg, A. Guinier, Compt. Rend.. 228, 1949, 2033:
211. O. S. Nack, Iron Age, v. 60, № 26, 1947; O. S. Nack, Trans. SAE,
v. 61, 1953.
212. H. Kastner, Z. f. Metallkunde, H. 1; H. 3, 1944.
213. W. Sander, L. Meissner, Z. anorg. Chemie, 13, 1926, 154; Z. 1.
Metallkunde, 13, 1923, 15.
214. П. Я. Сальдау, M. И. За моторин, Изв. СФХА, 7, 1933, 31.
215. П. Я- Сальдау, М. И. За моторин, Изв. СФХА, т. XI, 1938.
216. П. Я. Сальдау, Изв. СФХА, т. XIX, 1949.
217. D. S t г a u b г i d s е, W. Н u m e-R о t h е г у, A. Little, J. Inst.
Met., 74, 1947.
218. В. И. Михеева, Химическая природа высокопрочных сплавов
алюминия с магнием и цинком, Изд. АН СССР, 1947.
219. П. А. Сарычев, Истечение алюминиевых сплавов при прессова-
нии, Оборонгиз, 1940.
220. С. Н. Та рантов, Влияние методов прессования на структуру и
механические свойства прутков дуралюмина, Оборонгиз, 1940.
221 М В. Мальцев, Модифицирование сплавов, Докторская диссер-
тация, МИЦМиЗ, 1956.
Литература
411
222. Р. И. Бар а бан ель, Описание печей для старения конструкции
завода «Металл», 1949.
223. Электрические промышленные печи, под общ. ред. А. Д. Свинчат-
ского, Энергоизд ат, 1948.
224. С. Р. Рустем и А. П. Гаращелко, Оборудование термиче-
ских цехов, Машгиз, 1953.
225. А. М. Печковский, Механизация и автоматизация термиче-
ских печей, Машгиз, 1951.
226. А. А. Шмыков, Справочник термиста, Машгиз, 1951.
227. Н. А. На го река я. Диссертация, ИОНХ АН СССР, 1952.
228. Г. В. К и зеле ви ч-К и ле в и ч, Диссертация, МАТИ, 1946.
229. И. Н. Фридляндер, Диссертация, МИЦМИЗ, 1957.
230. F. Keller, Iron Age, v. 156, № 14, 1945, 64.
231. E. H. D i x, Trans. Amer. Soc. Met, v. 42, 1950, 1957.
232. W. Koster, K- Kam, Z. Metallkunde, Bd. 30, № 7, 1938, 220.
233. A. Saulnier, Comptes Rendus, 226, № 2, 1948, 181.
234. H. G. Petri, G. S i b e 1, H. Vosskiihler, Aluminium, № 1, 1944..
235. W. L. Fink, I. Q. Hock, M. A. Hobbes, Iron Age, v. 156, № 18,
1945, 64.
236. E. Д. Захаров, Диссертация, MATH, 1950.
237. И. И. Фридляндер, ысокопрочные деформируемые алюминие-
вые сплавы, Оборонгиз, 1960.
238. Л. П. Лужников, Диссертация, 1958.
239. Л. П. Лужников, О. А. Романова, об. Легкие сплавы, Из-во
АН СССР, 1958.
240. В. А. Ливанов, В. М. Воздвиженский, тр. МАТИ, №31,
Оборонгиз, 1958.
241. В. А. Ливанов, Е. И. Шилова, Т. Н. Г о л о х м а но в а, О. Гх
Никитаева, сб. Легкие метасплавы, Изд. АН СССР, 1958, 88.
242. Е. И. Шилова, сб. Легкие сплавы, Из-во АН СССР, 1958, 123.
243. И. Е. Титов, Металлург, № 6, 1936, 83.
СОДЕРЖАНИЕ
Придисловме ................................................. 3
Введение .................................................... 5
Г лава I. Классификация видов и режимов термической обработки
алюминиевых сплавов...................................... 9
Характеристика видов термической обработки
алюминиевых сплавов........................ 14
Характеристика промышленных режимов термической
обработки литейных алюминиевых сплавов..... 28
Характеристика промышленных режимов термической
обработки деформируемых алюминиевых сплавов.. 31
Особенности отжига деформируемых сплавов 31
Особенности закалки деформируемых сплавов 32
Особенности режима термической обработки
на возврат............................. 34
Особенности старения деформируемых сплавов 37
Глава //. Термическая обработка литейных алюминиевых сплавов. 38
Сплавы с высоким содержанием кремния .......... 45
Сплавы системы Al —Si ................. 45
Сплавы системы А1—Si—Mg (АЛ9) ................. 55
Сплавы системы Al — Si — Mg—Мп (АЛ4).... 67
Сплавы системы А!—Si—Mg—Си (АЛЗ, АЛ5,
АЛб, АЛ 10В) .......................... 85
Сплавы с высоким содержанием магния........... 101
Сплавы системы А! — Mg (АЛ8).......... 101
Сплавы системы Al — Mg— Si — Мп (АЛ 13) и
системы Al—Mg—Si —Be—Ti (ВИ11-3) ..... 115
Литейные алюминиевые сплавы с высоким содержанием
меди...................................... 126
Сплавы системы А1 — Си (АЛ7 и АЛ 12) и
системы А1 — Си — Мп — Ti (АЛ19)... 126
Изучение фазовых превращений в сплавах
системы AI — Си методом рентгенографии 145
Сплавы алюминия с высоким содержанием цинка..... 162
Сплавы с цинком (АЛИ) ................ 162
Сплавы RR50 и RR53.................... 171
Сплавы, сложные по химическому и фазовому составам 174
Сплавы системы А1 — Си — Si—Mg — Fe
Мп—Cr—(В14А) ......................... 174
Сплавы системы А!—Си—Ni—Mg—Мп—Сг
(АЛ1, ВЗОО) .......................... 178
Влияние природы фаз на эффект термической обработ-
ки литейных алюминиевых сплавов .......... 199
Содержание
413
Г лава III. Термическая обработка деформируемых алюминиевых
сплавов...........................................216
Сплавы алюминия с марганцем и магнием (АМц и АМг) 221
Сплавы системы А1 — Мп................. 221
Сплавы систем Al — Mg — Мп, Al — Mg —
— Si — Мп, А! — Mg—Мп —V, А1 —
— Mg —Мп —Ti........................ 227
Сплавы системы А1—Си—Mg—Мп (Сплавы типа дура-
люмин) ......................................... 232
Сплав Д1............................ 233
Сплав Д6 ........................... 236
Сплав Д16........................ 237
Сплав ДЗП ........................ 253
Сплав Д18П........................ 254
Сплав В65........................... 255
Сплав ВД17........................ 256
Деформируемые сплавы систем Al — Mg — Zn,
Al — Mg — Zn — Cu, Al — Mg — Zn — Cu —Mn.... 258
Ковочные сплавы систем Al—Mg—Si. Al—Mg—Si —Cu 276
Сплав AB (AK5) ........................ 281
Сплав AK6 ............................. 285
Сплав AK8 ............................. 287
Ковочные сплавы систем Al —Cu—Mg—Ni —Fe,
Al —Си —Mg —Ni —Si —Fe ......................... 291
Сплав AK2 ............................. 292
Сплавы AK4 и AK4-1 .................... 295
Деформируемые сплавы систем Al —Cu—Mn, А1—Си —
Mn —Mg ......................................... 297
Влияние термической обработки на жаропрочность
сплавов ..................................... 302
Глава JV. Оборудование участков и цехов для обработки алюминиевых
сплавов .................................................. 314
Способы нагрева изделий и характеристика нагреватель-
ных устройств ............................... 314
Конструкции печей для термической обработки алюми-
ниевых сплавов .............................. 319
Основные конструктивные элементы термических
печей ....................................... 357
Методические указания по расчету необходимого коли-
чества тепла и времени прогрева садки, а также
нагревательных элементов .................... 361
Закалочные устройства .......................... 372
Автоматизация печей для термической обработки .... 373
Глава V. Технология термической обработки сплавов ........... 375
Подготовка и загрузка садки в нагревательные печи.. 375
Скорость закалки ............................. 382
Контроль термической обработки полуфабрикатов и де-
талей из алюминиевых сплавов ................ 385
Глава VI. Дефекты и брак термической обработки и методы их устра-
нения ...................................................... 390
Литература .................................................. 405
ТРЕБУЙТЕ В МАГАЗИНАХ КНИГОТОРГА
КНИГИ МЕТАЛЛУРГИЗДАТА
Белозерский Н. А. Карбонилы металлов. Для инженерно-
технических работников заводов, научно-исследовательских инсти-
тутов металлургической, химической и машиностроительной про-
мышленности. 1958, ц. 13 р. 05 к.
Грацерштейн И. М. Комплексное использование рудного
сырья в цветной металлургии. Для широкого круга инженерно-
технических и планово-экономических работников предприятий.
1958. ц. 1 р. 60 к.
Грацерштейн И. М. Развитие алюминиевой промышлен-
ности СССР. Для широкого круга инженеров, техников, планови-
ков и экономистов. 1959, ц. 6 р. 35 к.
Действие ядерных излучений на структуру и свойства металлов
и сплавов (переводы работ зарубежных авторов).
Для научных работников, инженеров и студентов втузов. 1957,
ц. 8 р. 65 к.
Компанией М. Ф. Кристаллооптический анализ в алюми-
ниевом производстве. Для инженерно-технических работников.
1959, ц. 5 р. 40 к.
Крейндлин Н. Н., К р у ч е р Г. Н. Производство листов и
лент из легких сплавов. Для инженерно-технических работников
и студентов втузов и техникумов. 1957, ц. 11 р. 25 к.
Кузнецов С. И. Производство глинозема (вопросы физиче-
ской химии). Для инженеров, техников и работников заводских
лабораторий глиноземной промышленности. 1956, ц. 3 р. 95 к.
Лайнер В. П., Кудрявцев Н. Т. Основы гальваносте-
гии, часть II. Для инженерно-технических работников заводов, на-
учно-исследовательских институтов, проектных организаций и сту-
дентов втузов. 1957, ц. 20 р. 75 к.
Лакерник М. М., Севрюков Н. Н. Металлургия цветных
металлов. Учебник для техникумов. 1957, ц. 12 р. 65 к.
Лахтин Ю. М. Основы металловедения. Для инженерно-
технических работников металлургических и металлообрабатываю-
щих заводов и студентов втузов и техникумов. 1957, ц. 15 р. 20 к.
Металловедение и обработка цветных металлов и сплавов.
Сборник статей. Для научных и инженерно-технических работников
и студентов втузов. 1957, ц. 8 р. 95 к.
ЗАМЕЧЕННЫЕ ОПЕЧАТКИ
Стр. Строка Напечатано Должно быть По чьей вине
27 Подпись врата: врата [2041: Авт.
166 к рис. 8, 6 св. 16 сн. до 82% до 77,7% »
169 3 св. 1169]. 1170]. »
178 180 16 сн. 19 сн. } Ц951 |194| »
196 Табл. 41а. жащие Мп и Сг жащие Мп и Сг С 41 тч
196 графа 2, 6—8 сн. То же, S (Al2CuMg); CuAls, Mg2Si П (AleSi«Mg3Fe) S (Al2CuMg); CuA12; »
209 5 сн. Табл. 46 Цифры к строке «Ар Mg2Si; 1 П (Al8Si6Mg3Fe) мко-железо» читать:
219 Табл. 49, 36,4 I 31,2 | 23,25 | 7,95 | 99,8 25,4 | 19,7 | 11,5 |36,8 99,3 Авт. ! »
219 графа 1 справа, 14 сн. То же, 0,5—0,8 Кор
220 графа 4 справа, 8 сн То же, 1,0-1,5 | 1,1 —1,6 1,1 1.6 | 1,0 1,5 Авт.
226 графа 5, 9 и 10 сн. и графа 6, 8 и 9 сн. 24 сн. [288, 289[ [238. 239] Ред.
227 12 св. [178] [240] Авт.
238 2 сн. 2% Mg; 7,2% Mg; »
252 19 сн. ]291, 292] [241, 242] Ред
275 Табл. 68, пределы прочности пределы ползучести »
362 примеча- ние, 3 сн. 6 св. а = Ки 0,78 ккал/м2 х а = Лд>0,78 ккал/м2 х
366 7 св. X °C час, ^конв = 2,2 X X сС • час, Фконв = 2.2 X Авт.
370 Табл. 86, Х j/” (*СТ. у6 ^и. к. 243,1 216,4 ('ег-'в)*Ги.к. 216,4 | 243,1 » »
404 графы 7 и 6 справа, 12 сн. 15 сн. ' [63] [202] »
Заказ 506