Класификация на алуминиеви сплави. Анализ на получените резултати Държавна диаграма алуминий магнезий

07.01.2024 -

Всички промишлени състави на алуминиеви и магнезиеви сплави по съдържание на магнезий са в областта на диаграмата на състоянието на системата Al-Mg, съответстваща на α твърдия разтвор. Концентрацията на твърдия разтвор се увеличава с повишаване на температурата, което по принцип прави възможно значително укрепване на Al-Mg сплави чрез прилагане на топлинна обработка (закаляване) към тях.
В отлято състояние алуминиевите сплави, съдържащи над 9% Mg, имат α+β структура; β фазата, която е крехко интерметално съединение, съдържа около 35-38% Mg.
Съгласно равновесната фазова диаграма в сплави с 10% Mg, β-фазата се освобождава от твърдия разтвор поради намаляване на разтворимостта на магнезий в алуминий с намаляване на температурата (фиг. 22). При реални условия на втвърдяване, поради интензивни процеси на микроликвация и недостатъчна скорост на процесите на дифузия, β-фазата се освобождава от матерната луга при 450 ° C под формата на дегенерирана евтектика. Това беше доказано чрез експерименти (втвърдяващата се сплав беше закалена при различни температури). Количеството β-фаза, образувана в резултат на утаяването на α от твърдия разтвор, зависи от съдържанието на магнезий в сплавта. Според наличните данни при леене в пясъчна форма в твърд разтвор се задържат до 7%.

Механизмът на освобождаване на β-фаза в зависимост от продължителността на стареенето не е добре разбран. Допуска се следната последователност на процеса на стареене: "зони", обогатени с магнезий, неравновесна β" - равновесна β.
Наличието на зони се потвърждава само чрез измерване на електрическото съпротивление на сплавите. Структурата на β" и β фазите, които се утаяват под формата на малки пластини, е много сложна. Тези фази са изследвани чрез рентгенов дифракционен анализ.
В тази работа е изследвано влиянието на времето за хомогенизиране H на охлаждащата среда върху процеса на стареене. Колкото по-дълго е времето за хомогенизиране, толкова по-равномерно се разпределя магнезият в напречното сечение на зърното. При хомогенизиране за 16 часа, последващото стареене води до образуване на утайки само в зони, обогатени с магнезий, т.е. близо до границите на зърната, и дендритната структура на сплавта е ясно разкрита. С постепенно увеличаване на времето за хомогенизиране, разпределението на утаяването върху напречното сечение на зърната след стареене се изравнява. Въпреки това, дори след нагряване в продължение на 160 часа, с равномерно разпределение на секретите се откриват отделни зони с очертания на дендрити. В последния случай, за разлика от картината, наблюдавана след хомогенизиране в продължение на 16 часа, областите в близост до границите на зърната са обеднени на утайки. Във всички случаи отделянето е под формата на игли.

В допълнение към времето за хомогенизиране, образуването на утайки се влияе от условията на охлаждане. Когато се охлади в студена вода, β-фазата се освобождава по протежение на границите на зърната в непрекъсната форма по време на последващото стареене. Охлаждането във вряща вода или горещо масло води след стареене до утаяване на β-фазата по границите на зърната под формата на изолирани включвания.
При обсъждането и анализа на резултатите се признава, че остатъчната дендритна сегрегация и изчерпването на свободните места в зоните, съседни на границите на зърната, оказват важно влияние върху условията и природата на утаяването на β-фазата. Свободните места ускоряват процеса на разделяне на β-фазата, тъй като образуването му е придружено от увеличаване на обема.
Въз основа на метастабилната диаграма на сплави от системата Al-Mg (фиг. 23) е предложена диаграма на последователността на образуване на β-фазата по време на стареене на сплави с 10% Mg (фиг. 24). По протежение на границите на зърната процесите на разделяне и последователна трансформация протичат един етап по-бързо, тъй като тук възможността за образуване на ядра е по-голяма.

Зоните без утайка по границите на зърната са слабото място на отливките и следователно се получава разрушаване по границите на зърната, особено във втория етап, по време на охлаждане в студена вода, когато β-фазата образува непрекъснати вериги. Якостните свойства на отливките са намалени. Корозионната устойчивост се влошава най-силно по време на трансформацията β"→β (фиг. 25). Може да се приеме, че корозионната устойчивост на сплавите зависи от характера на утаяването на β-фазата, което е ясно видимо на фиг. 25. Това е в съответствие с факта, че сплавите, закалени в студена вода, имат намалена устойчивост на корозия.
В табл 12-14 показват съставите и свойствата на индустриалните сплави от системата Al-Mg.
Сплавите на алуминиево-магнезиевата система, съдържащи до 6% Mg, не се укрепват чрез термична обработка. Закаляването с разтвор значително подобрява механичните свойства на сплавите, съдържащи повече от 9% Mg.

Сред двойните алуминиево-магнезиеви сплави сплавите с 10-12% Mg имат най-голяма якост с висока пластичност в закалено състояние. С по-нататъшно увеличаване на съдържанието на магнезий, механичните свойства на сплавите намаляват, тъй като не е възможно да се превърне излишната β-фаза, която причинява крехкостта на сплавта, в твърд разтвор по време на топлинна обработка. Следователно всички индустриални сплави от системата Al-Mg принадлежат към типа твърди разтвори със съдържание на магнезий не повече от 13%.
Освен магнезий, сплавта AL13 съдържа силиций и манган. Силициевите добавки помагат за подобряване на леярските свойства на сплавта поради увеличаване на количеството двойна евтектика α+Mg2Si. Механичните свойства на сплавта AL13 с въвеждането на 1% Si се променят леко: якостта леко се увеличава, а пластичността леко намалява.
Манганът се добавя към сплавта AL13 главно за намаляване на вредното въздействие на желязото, което се утаява по време на кристализацията под формата на игловидни и плочести кристали и значително намалява пластичността на сплавта. Когато манганът се въведе в сплавта, се образува съединението MnAl6, в което се разтваря желязото. Тази връзка има компактна скелетна или дори равноосна форма.
Примесите от желязо, мед, цинк и никел влияят отрицателно върху устойчивостта на корозия на сплавта AL13. При съдържание на силиций над 0,8% корозионната устойчивост на сплавта също намалява, а при добавяне на манган се увеличава.
Сплавта от клас AL13 не е подсилена чрез топлинна обработка и има ниски механични свойства. Предимството му е неговата относително висока устойчивост на корозия в сравнение например със силумините, добра заваряемост и (поради наличието на съединението Mg2Si в структурата) повишена устойчивост на топлина.
Сплавта клас AL13 се използва за производство на части, които понасят средни натоварвания и работят в условия на морска вода и леко алкални течности. Сплавта се използва за производство на части за морското корабостроене, както и за части, работещи при повишени температури (до 180-200° C).
Сплавите (AL8, AL8M, AL27-1) с високо съдържание на магнезий (9-11%) в закалено състояние имат много високи механични свойства. Въпреки това, механичните свойства на сплавите в проби, изрязани директно от отлети части, са много неравномерни; Основната причина за неравномерните свойства е хетерогенността на отливката, открита под формата на хлабавост и порьозност при свиване, както и оксидни включвания в масивните части на отливката.
Много основен недостатък на тези сплави е тяхната повишена чувствителност към естествено стареене. Установено е, че съдържанието на Mg над 10% в алуминиево-магнезиевите сплави води до крехкост на закалените отливки след продължително съхранение и по време на работа.
В табл Фигура 15 показва промяната в механичните свойства на сплави с различно съдържание на магнезий при продължително естествено стареене. Представените данни сочат, че с увеличаване на съдържанието на магнезий се увеличава склонността към естествено стареене. Това води до повишаване на границата на провлачване, крайната якост и рязко намаляване на пластичността.
При тестване на проби от сплави, остарели единадесет години за междукристална корозия, беше установено, че сплавите, съдържащи по-малко от 8,8% Mg, не са чувствителни към този тип корозия, а с по-високо съдържание на магнезий всички изследвани сплави придобиват по-висока степен на корозия под влияние на естественото стареене.податливи на междукристална корозия.
Средната дълбочина на фокални корозионни лезии на повърхността на проби, тествани по стандартния метод чрез потапяне за един ден в 3% разтвор на NaCl с добавяне на 1% HCl, е: 0,11 mm - със съдържание 8,8% Mg в сплав, 0. 22 mm - при 11,5% Mg и 0,26 mm - при 13,5% Mg.
Алуминиево-магнезиевите сплави AL27 и AL27-1 имат еднакво съдържание на основни легиращи компоненти (магнезий, берилий, титан, цирконий); съдържанието на примеси от желязо и силиций в сплавта AL27-1 не трябва да надвишава 0,05% всяка.

В табл 16 показва механичните свойства на алуминиево-магнезиева сплав, съдържаща примеси от желязо, силиций и магнезий.
Горните данни на първо място показват, че сплав, съдържаща по-малко от 9% магнезий (по 0,1% желязо и силиций), има относително ниски механични свойства (σв = 28,5 kgf/mm2; δ5 = 12,5%). От изследваните сплави най-високи механични свойства има сплавта, съдържаща 10,5% Mg (σв = 38 kgf/mm2; δ5 = 26,5%). При съдържание на магнезий от 12,2%, якостта на опън също е на високо ниво (38,3 kgf/mm2), но удължението е малко по-ниско (21%).
Когато съдържанието на желязо в сплавта AL8 се увеличи до 0,38% при същото съдържание на силиций (0,07%), не се наблюдава промяна в якостта на опън и удължението леко намалява. С увеличаване на съдържанието на силиций в тази сплав до 0,22%, както якостта на опън (до 33,7 kgf/mm2), така и удължението (17,5%) намалява значително. Увеличаването на съдържанието на силиций до 0,34%), дори при ниско съдържание на желязо (0,10%), значително намалява механичните свойства: якостта на опън намалява до 29,5 kgf/mm2, а удължението до 13%. Ако освен това увеличим съдържанието на желязо в тази сплав до 0,37%, тогава механичните свойства ще се понижат допълнително, но в по-малка степен, отколкото при увеличаване на съдържанието на силиций: якостта на опън ще стане 27,6 kgf/mm2, а удължението ще да бъде 10,5%.
Причината за неблагоприятното въздействие дори на малки количества силиций очевидно може да се счита за образуването на съединението Mg2Si поради високия афинитет на силиция към магнезия. Колкото повече силиций има в сплавта, толкова повече ще присъства това съединение. Съединението Mg2Si кристализира под формата на така наречения „китайски шрифт“ и, разположено по границите на зърната, нарушава свързването на зърната на твърдия разтвор и освен това свързва известно количество магнезий.

На фиг. 26, a, b са показани за сравняване на микроструктурата на алуминиеви сплави с 10% Mg в лято състояние, приготвени от материали с различна чистота. Структурата на сплавта, излята от материали с висока чистота, се състои от зърна от твърд разтвор на магнезий в алуминий, по границите на които е разположена фазата Al3Mg2. В структурата на сплавта, приготвена върху материали с ниска чистота, освен фазата Al3Mg3, може да се види съединението Mg3Si под формата на „китайски шрифт“ и съединението FeAl3 под формата на два вида плочи - плоски и звездовидна (това очевидно са различни секции с еднаква форма). Съединението Mg2Si е разположено по протежение на границите на зърната, а пластините FeAl3 са разположени вътре в зърната или пресичат техните граници. В някои случаи плочите FeAl3 пресичат кристали Mg2Si, което показва тяхната първична кристализация от стопилката. След топлинна обработка фазата на Mg2Si преминава в твърд разтвор, а микроструктурата на сплавта, получена от материали с висока чистота, представлява зърна от твърд разтвор (фиг. 26в).
Рязкото ограничаване на вредните примеси от желязо и силиций, както и въвеждането на добавки от берилий, титан и цирконий в алуминиево-магнезиеви сплави (AL27 и AL27-1) допринася за значително повишаване на устойчивостта на корозия и механичните свойства на тези сплави в сравнение с CO сплав AL8.
Ефектът от допълнителното легиране на Al-Mg сплави с висока чистота с добавки от различни елементи може да се проследи на примера на сплавта AL8M. Един от недостатъците на Al-Mg сплавите (AL8, AL27) с високо (до 11,5%) съдържание на магнезий е тяхната склонност към естествено стареене, намаляване на пластичните свойства и възможността за пукнатини в отливките. Въпреки това може да се предположи, че могат да бъдат намерени начини за стабилизиране на свойствата на сплавта AL8. Една от тях е да се намали степента на магнезиево пренасищане на α твърдия разтвор, т.е. да се намали съдържанието на магнезий в сплавта. В същото време скоростта на процеса на стареене рязко ще намалее. Трябва да се отбележи обаче, че с намаляване на съдържанието на магнезий в сплавта, механичните свойства на сплавта се влошават. За подобряване на механичните свойства на сплавите в този случай е необходимо да се приложи легиране и модификация.

В табл Фигура 17 представя резултатите от влиянието на молибдена и обработката с калиева флуороцирконатна сол върху свойствата и размера на зърната на сплавта Al-Mg (10,5% Mg) според работата.
Ако стопилката се третира с калиев флуороцирконат, въвеждането на молибден в десети от процента допринася за много силно усъвършенстване на кристалното зърно на сплавта; най-големият ефект на смилане се получава чрез въвеждане на 0,1% Mo в сплавта AL8.
По-силното усъвършенстване на зърното при комбинирано добавяне на цирконий и молибден, отколкото при добавянето на всеки от тези елементи поотделно, очевидно се обяснява с факта, че разтворимостта на всяка добавка в присъствието на другата намалява. Това трябва да доведе до образуването на значително по-голям брой интерметални частици, т.е. центрове за нуклеация. Кристализацията от много центрове осигурява по-фина зърнеста структура.
В пълно съответствие с ефекта на рафинирането на зърното има промяна в механичните свойства. Представените резултати от механични тестове показват, че обработката на стопилката с калиев флуороцирконат и въвеждането на 0,1% Mo позволява да се повишат якостните свойства на сплавта от 29,9 до 43-44 kgf / mm2, границата на провлачване от 18 до 22 kgf / mm2 и относителното удължение от 14 до 23%. Когато съдържанието на молибден надвишава 0,1%, механичните свойства се влошават.
В табл Фигура 18 показва сравнителните свойства на сплавите AL8, AL8M и AL27-1.

Както беше отбелязано по-рано, намаляването на съдържанието на магнезий в Al-Mg сплавите, както и легирането с различни добавки, може значително да намали скоростта на разлагане на свръхнаситен твърд разтвор, както и да промени скоростта на общата корозия и чувствителността на сплавите към междукристална корозия.
За да се изясни този ефект, в работата са представени резултатите от изпитвания във влажна камера на сплави с различно съдържание на магнезий и легиращи добавки (Таблица 19).
Проучванията показват също, че промяната в относителното наддаване на тегло с течение на времето се подчинява на параболичен закон. Това предполага, че на повърхността на пробите от всички сплави се образува плътен оксиден филм с добри защитни свойства. Най-интензивният растеж на оксидния филм се наблюдава през първите 500 дни. Впоследствие степента на окисление се стабилизира. Трябва да се отбележи, че филмът от модифицирани сплави очевидно има по-добри защитни свойства.

Изследване на микроструктурата показа, че процесът на междукристална корозия в сплави, съдържащи през целия период на корозионни тестове, не е получил забележимо развитие.
Сплавите, съдържащи 11,5% Mg, се държат по различен начин. Характерът на промяната в относителното увеличение на теглото на пробите от модифицирани сплави също се подчинява на параболичния закон. Въпреки това, скоростта на окисление се увеличава значително в сравнение със скоростта на окисляване на сплави, съдържащи 8,5% Mg, и оксидният филм придобива защитни свойства при значително по-голяма дебелина.
В оригиналната сплав естеството на промяната в относителното наддаване на тегло също се подчинява на параболичния закон. Но в интервала от 300 до 500 дни се наблюдава рязко увеличение на скоростта на растеж на оксидния филм. Това явление, очевидно, може да се обясни с напукването на оксидния филм през този период от време поради появата на значителни вътрешни напрежения в него.
След като новообразуваните оксиди заздравят пукнатините в оксидния филм, скоростта на окисление ще намалее и ще остане практически непроменена в бъдеще.
Изследване на микроструктурата на сплави, съдържащи 11,5% Mg, показа, че в оригиналната сплав, след 300 дни тестове за корозия, границите на зърната стават силно удебелени поради утаяването на β-фазата и сплавта става склонна към междукристална корозия. Очевидно през този период от време започва образуването на корозионни пукнатини, тъй като до 500-ия ден от тестването корозионните пукнатини проникват много дълбоко в метала, улавяйки доста граници на зърната.
За разлика от немодифицираната сплав, при модифицираните сплави процесът на междукристална корозия е ограничен до повърхностния слой на метала и не се развива силно дори след 1000 дни тестове за корозия. Трябва да се отбележи, че процесът на междукристална корозия е най-слабо развит в сплавта, модифицирана с цирконий и молибден.
В пълно съответствие със структурните промени са промените в механичните свойства на сплавите.
Както показват данните в табл. 19, якостта на опън на модифицираните сплави непрекъснато се увеличава, което се обяснява с естествения процес на стареене. В оригиналната сплав протичат паралелно два процеса: естествено стареене, което укрепва сплавта, и процесът на междукристална корозия, който я омекотява. В резултат на това якостта на опън на оригиналната сплав дори намалява донякъде след 1000 дни тестове за корозия.
Още по-показателна е промяната в относителното удължение на сплавите: за оригиналната сплав рязък спад на пластичните свойства започва след 100 дни корозионни тестове, докато за модифицираните сплави едва след 500 дни. Трябва да се отбележи, че намаляването на пластичността на модифицираните сплави след 500 дни тестове за корозия може да се обясни по-вероятно с процеса на крехкост на сплавта в резултат на естествено стареене, отколкото с процеса на междукристална корозия.

Недостатъците на Al-Mg сплави с високо съдържание на магнезий (AL8, AL8M, AL27-1, AL27) също включват чувствителност към междукристална корозия и корозия под напрежение, която се появява в резултат на продължително нагряване при температури над 80 ° C (Таблица 20) . Поради това тези сплави се препоръчват за производство на силови части, които работят за кратко време при температури от -60 до +60 ° C, а в някои случаи могат успешно да се използват вместо дефицитни бронз и месинг, неръждаема стомана и деформируем алуминий сплави при работа с компоненти и части с големи приложения (включително ударни и променливи натоварвания) при различни условия (включително морска вода и мъгла).
За да се намали тенденцията за образуване на пукнатини в отливките, направени от тези сплави по време на продължителна експлоатация, е необходимо да се ограничи съдържанието на магнезий в сплавите до 10% и да се охладят частите в масло, загрято до 50-60 ° C.
Сплавите AL23 и AL23-1 в закалено състояние не са склонни към междукристална корозия. В лятото състояние на тези сплави, когато се изпитват за междукристална корозия, се наблюдава развитие на корозия по границите на зърната, което се дължи на наличието в лятата структура на тази сплав на излишък от β-фаза по границите на зърната, освободен по време на процеса на кристализация.
Типичните свойства на сплавите AL23-1 и AL23 са дадени в таблица. 21.

Сплавите AL23-1 и AL23 могат да бъдат заварени задоволително чрез заваряване с аргонова дъга. Якостта на заварените съединения е 80-90% от якостта на основния материал. Добри резултати са получени при заваряване на отлети части от сплав AL23-1 с части от деформирана сплав AMg6.
Сплавите от степени AL23-1 и AL23 могат да се използват както в лято, така и в закалено състояние. В отлято състояние сплавите AL23 и AL23-1 са предназначени за производство на детайли, носещи средни статични и относително малки ударни натоварвания. В закалено състояние сплавта AL23-1 е предназначена за производство на детайли, работещи при средни статични и ударни натоварвания. Сплавта от клас AL29 е проектирана да работи при различни климатични условия. Отливките от сплав AL29 се използват без специална термична обработка. Сплавта AL29 в лято състояние има задоволителна устойчивост на корозия. За да се повиши допълнително устойчивостта на корозия, частите от сплав AL29 са анодизирани в хромна киселина. Сплавта AL29, предназначена за леене под налягане, се различава по химичен състав от сплавта AL13 по по-високото съдържание на магнезий, както и по-ниското допустимо съдържание на примеси. Сплавта се използва в излято състояние. По отношение на механичните и леярските свойства сплавта AL29 превъзхожда сплавта AL13, а във всички други характеристики е подобна на нея и се използва за производство на части, работещи при средни статични и ударни натоварвания, както и в устройства, работещи в субтропични условия. климати. Частите от сплав AL29 могат да работят дълго време при температури до 150°C.
Разработена е сплав AL22 за леене под налягане, която е намерила приложение за производство на части, работещи в инсталации и възли при повишени температури за няколко минути, а понякога и няколко десетки минути. Сплавта AL22 съдържа голямо количество магнезий (10,5-13%), което позволява използването на отливки от нея в закалено състояние. Легирането на сплавта с малки добавки от титан и берилий спомага за подобряване на нейните леярски и якостни свойства. Сплав AL22 превъзхожда сплав AL13 както по технологични свойства, така и по якостни характеристики и устойчивост на топлина. За най-голяма здравина на сплавта тя трябва да съдържа съдържание на магнезий в горната граница (до 13%) и силиций в долната граница; за отливки със сложни конфигурации съдържанието на магнезий трябва да бъде на долната граница, а на силиций на горната граница.
Недостатъкът на сплавта е намалената пластичност. Сплавта AL22 се използва за леене на детайли със сложни конфигурации, които работят при средни статични натоварвания (части от агрегатен и инструментален тип) при корозивни условия на атмосферата и морската вода. Сплавта се използва най-широко за леене под налягане на детайли. В този случай отливките се използват в лято състояние. Частите от сплав AL22 могат да работят дълго време при температури до 200°C.
Новата леярска сплав клас AL28 се използва в излято състояние (без термична обработка) за производство на фитинги за тръбопроводи за прясна вода, маслени и горивни системи, както и за части от корабни механизми и оборудване, чиято работна температура не надвишават 100° С. При по-високи температури настъпва интензивно разлагане на твърдия разтвор и утаяване на β-фазата по границите на зърната, което предизвиква крехкост на сплавта.
В табл 22 показва механичните свойства на сплавта AL28 в зависимост от съдържанието на основните легиращи елементи в състава на марката.
Въвеждането на 0,1-0,2% Zr в сплавта AL28 повишава якостните свойства с 2-3 kgf / mm2 и плътността на отливките поради образуването на сплав от циркониев хидрид, която е стабилна при температурата на топене. При използване на изходни материали с висока чистота като заряд се наблюдава значително повишаване на якостта и пластичността на сплавта.

Сплавта LL28 има висока устойчивост на корозия в прясна и морска вода, както и в морска атмосфера. Корозионната устойчивост на сплавта при тези условия се доближава до тази на чистия алуминий.
На фиг. Фигура 27 показва резултатите от изпитването на устойчивостта на корозия на сплавта AL28 в 3% разтвор на NaCl, подкислен с 0,1% H2O2. Продължителността на теста беше 1000 ч. За сравнение сплавите AL8, AL13 и AL4 бяха тествани при същите условия.

В табл Фигура 23 показва резултатите от изпитването на опън на проби от сплави AL28, AL4 и AL13 преди и след излагане на воден разтвор от 3% NaCl + 0,1% H2O2, които потвърждават, че устойчивостта на корозия на сплавта AL28 е по-добра от тази на други изследвани алуминиеви сплави.
Механичните свойства на сплавта AL28 остават непроменени след излагане на корозивна среда в продължение на 10 000 часа, докато сплавта AL4 показва известно влошаване на якостните свойства и значително (повече от 50%) намаление на удължението.

Повишената устойчивост на корозия на сплав AL28 се обяснява с наличието на манганова добавка, която има благоприятен ефект върху корозионните свойства на чистия алуминий и някои алуминиеви сплави. Сплавта AL28 не показва склонност към корозия при стрес при нормални температури, както и при нагряване до 100 ° C и задържане за дълго време (до 1000 часа). Въпреки това, дори относително краткотрайни експозиции при температури над 100° C рязко намаляват производителността на тази сплав в корозивна среда, което прави практически невъзможно използването й при повишени температури.
Тестовете за корозия на експериментални отливки в естествени условия (в Черно море) в продължение на 2-3 години показаха, че сплавта AL28 не е склонна към точкова корозия. Сплавта AL28 се е доказала като една от най-устойчивите алуминиеви сплави при тестване в морска вода, движеща се със скорост от 10 m/s. Експлоатацията на картери на херметизирани фреонови компресори на корабни климатици в продължение на няколко години потвърди осъществимостта и надеждността на производството им от сплав AL28 като материал, устойчив на действието на фреон-22.
Трябва да се каже, че напоследък се отдава голямо значение на корозията под напрежение, тъй като се поставят повишени изисквания към здравината и експлоатационните характеристики на материалите в съвременното машиностроене и особено в корабостроенето при условия на тропически температури, висока влажност и морска вода. Интерес представлява работата, която описва изследването на чувствителността на лятите алуминиеви сплави към корозионно напукване под напрежение.
Силата на опън е създадена с помощта на предварително калибрирана спирална пружина. Натоварването се прехвърля върху образец с диаметър 5 mm. Формата на пробата позволява да се прикрепят към нея вани с корозивна среда. За да се избегне контактна корозия, ръкохватките на инсталацията се отстраняват от ваната. Като корозивна среда се използва воден разтвор от 3% NaCl + 0,1% H2O2.
За да се определи времето до разрушаване в зависимост от големината на напрежението, пробите се поставят в инсталация, в която се създава сила, съответстваща на 1,2-0,4 от конвенционалната граница на провлачване. Получените резултати са показани на фиг. 28, 29, 30.

По този начин, за всички изследвани сплави, зависимостта от времето на "живота" на пробите от напрежението във въздуха (т.е. дълготрайна якост при стайна температура) в координатите напрежение - логаритъм от времето до разрушаване се изразява с права линия, което е характерно за повечето метални материали: с увеличаване на натоварването времето преди разрушаването на пробите намалява. Въпреки това, връзката напрежение-време до счупване за магналии (AL28, AL8 и AL27-1) се изразява чрез начупена крива, състояща се от два почти прави клона. Левият клон на кривата показва, че устойчивостта на корозия на тези сплави при напрежение зависи до голяма степен от нивото на напрежение; увеличаването на натоварването води до рязко намаляване на "живота" на пробата. При по-ниски натоварвания зависимостта на времето до повреда от напрежението изчезва, т.е. при тези напрежения „животът“ на пробите не зависи от нивото на напрежение - десният клон е права линия, почти успоредна на времевата ос . За тези сплави изглежда има граница или "праг" за устойчивост на корозия под напрежение.
Трябва да се отбележи, че границата на устойчивост на корозия на сплавта AL28 под напрежение е значителна стойност, приблизително равна на условната граница на провлачване. Както е известно, нивото на структурните напрежения обикновено не надвишава границата на провлачване, т.е. можем да приемем, че корозионното напукване на отливките, направени от тази сплав, е практически изключено.
За сплав AL8 границата на устойчивост на корозия при напрежение не надвишава 8 kgf/mm2, което е приблизително 2 пъти по-малко от границата на провлачване на тази сплав и показва нейната ниска устойчивост на корозия при напрежение.
Границата на устойчивост на корозия под напрежение на сплавта AL27-1 може да се счита за равна на нейната условна граница на провлачване. Сплавта AL27-1, подобно на сплавта AL8, съдържа около 10% Mg, но допълнителното й легиране с малки количества (0,05-0,15%) берилий, титан и цирконий води до намаляване на чувствителността й към корозионно напукване.
Проучването на чувствителността към корозионно напукване под въздействието на топлина беше проведено, за да се определят температурите, при които алуминиево-магнезиевите сплави от класове AL8, AL27-1 и AL28 могат да поддържат устойчивост на корозия под напрежение за дълго време , както и да се установи допустимостта на краткотрайно нагряване на части от тези сплави по време на процеса на тяхното производство (например по време на импрегниране, нанасяне на защитни покрития и др.). Пробите от тези сплави бяха подложени на стареене при 70, 100, 125 и 150 ° C от 1 до 1000 часа в зависимост от температурата на нагряване и след това тествани при напрежения, равни на 0,9-0,8 от нивото на напрежение, при което не настъпва корозионно напукване, определени за първоначалното състояние.
Показано на фиг. Данните от 31 показват, че устойчивостта на корозия под напрежение на сплавта AL28 не намалява при нагряване до 100°C за дълъг период от време и е разрешено краткотрайно нагряване до 150°C без загуба на производителност в корозивна среда.

Резултатите от изпитването на устойчивост на корозия под напрежение на сплави AL8 и AL27-1, подложени на предварително нагряване, показаха, че използването на части от тези сплави при повишени температури в условия на корозия е практически неприемливо. Получените резултати от изследване на чувствителността на алуминиево-магнезиеви сплави AL8, AL27-1 към корозионно напукване както в състояние на получаване, така и след изкуствено стареене ни позволяват да заключим, че тяхното корозионно поведение при стрес се определя главно от стабилността на твърдото вещество структура на разтвора.
Сравнението на устойчивостта на корозия при напрежение на сплави AL8 и AL27-1, съдържащи същото количество магнезий, показва, че сплавта AL27-1, чиято структура е стабилизирана чрез допълнително легиране, има по-висока устойчивост на корозия под напрежение. Сплавта AL28, съдържаща 4,8-6,3% твърд разтвор, чиято стабилност е по-висока от сплавите с 10% Mg, е по-устойчива на корозионно напукване.

Въпрос 1. Начертайте фазова диаграма на системата алуминий-мед. Опишете взаимодействието на компонентите в течно и твърдо състояние, посочете структурните компоненти във всички области на фазовата диаграма и обяснете естеството на промяната в свойствата на сплавите в дадена система, като използвате правилата на Курнаков.

Най-важният примес в дуралуминия е медта.

Фазовата диаграма на сплавите A1-Cu (фиг. 1.) се отнася до фазовите диаграми от тип III, когато компонентите образуват твърд разтвор с

ограничена разтворимост, намаляваща с понижаване на температурата. В сплави, имащи фазова диаграма от този тип, вторична

кристализация, свързана с частично разлагане на твърд разтвор. Такива сплави могат да бъдат подложени на термична обработка от групи III и IV, т.е. закаляване

Диаграма на състоянието на алуминиево-медни сплави.

и стареене От фазовата диаграма A1 - Cu следва, че най-високата разтворимост на медта в алуминия се наблюдава при 548°, когато е

5,7%; С понижаване на температурата разтворимостта на медта в алуминий намалява и при стайна температура е 0,5%. Ако сплави със съдържание на мед от 0,5 до 5,7% се подлагат на закаляване с нагряване над температурите на фазовите трансформации (например над точка 5 на фазовата диаграма на сплавите A1 - Cu), тогава сплавта ще се превърне в хомогенно твърдо вещество решение а. След закаляването твърдият разтвор ще се разложи в сплавта, придружен от освобождаване на излишна фаза с висока степен на дисперсност. Такава фаза в Al-Cu сплавите е твърдото и крехко химично съединение CuAl 2 .

Разлагането на пренаситен твърд разтвор може да се случи дълго време, когато сплавта се държи при стайна температура (естествено стареене) и по-бързо при повишени температури (изкуствено стареене). В резултат на стареенето твърдостта и здравината на сплавта се увеличават, докато пластичността и якостта намаляват.

Според теорията на стареенето, най-пълно развита с помощта на правилата на Курнаков, процесът на стареене в сплавите протича на няколко етапа. Втвърдяването на сплавите, наблюдавано в резултат на стареене, съответства на периода на утаяване на излишните фази в силно диспергирано състояние. Промените, настъпващи в структурата, могат да се наблюдават само с помощта на електронен микроскоп. Обикновено този етап от процеса се случва в закалени сплави по време на естествено стареене. В същото време твърдостта и здравината на сплавта се увеличават.

Когато втвърдените сплави се нагряват до относително ниски температури, различни за различните сплави (изкуствено стареене), настъпва вторият етап, състоящ се в уголемяване на частиците от утаените фази. Този процес може да се наблюдава с помощта на оптичен микроскоп. Появата на увеличени утайки от укрепващи фази в микроструктурата съвпада с нова промяна в свойствата - намаляване на якостта и твърдостта на сплавта и повишаване на нейната пластичност и якост. Стареене се наблюдава само при сплави, които имат фазова диаграма с ограничена разтворимост, която намалява с понижаване на температурата. Тъй като голям брой сплави имат този тип диаграма, явлението стареене е много често. Термичната обработка на много цветни сплави - алуминий, мед и др. се основава на явлението стареене.

В разгледаните по-горе сплави A1 - Cu този процес протича по следния начин. По време на естественото стареене в закалена сплав се образуват зони (дискове) с повишено съдържание на мед. Дебелината на тези зони, наречени зони на Гиние-Престън, е равна на два до три атомни слоя. При нагряване до 100 ° и повече тези зони се превръщат в така наречената Ө фаза, която е нестабилна алотропна модификация на химичното съединение CuA1 2. При температури над 250 ° фазата 9" се превръща във фаза Ө (CuA1 2). Освен това се получава утаяване на фазата Ө (CuA1 2). Сплавта има най-голяма твърдост и якост в първия етап на стареене.

В дуралуминия от клас D1 фазата Ө също се отделя по време на разлагането на твърдия разтвор, а в дуралуминия от клас D16 има няколко такива фази.

Технологията на топлинна обработка на части от дуралуминий се състои от втвърдяване, проведено за получаване на пренаситен твърд разтвор и естествено или изкуствено стареене. За втвърдяване частите се нагряват до 495° и се охлаждат в студена вода.

Втвърдените части претърпяват естествено стареене, като се държат на стайна температура. След 4-7 дни стареене детайлите придобиват най-висока здравина и твърдост. По този начин якостта на опън на дуралуминия от клас D1 в отгрято състояние е 25 kg/mm 2 , и твърдостта му е еднаква н IN = 45; след втвърдяване и естествено стареене якостта на опън е 40 kg/mm 2 , и твърдостта нараства до н V = 100.

Времето, необходимо за разлагане на твърд разтвор, може да бъде намалено до няколко часа чрез нагряване на закален дуралуминий до 100 - 150 ◦ (изкуствено стареене), но стойностите на твърдостта и якостта при изкуствено стареене са малко по-ниски, отколкото при естественото стареене. Устойчивостта на корозия също намалява донякъде. Най-висока твърдост и якост след закаляване и стареене имат дуралуминиевите марки D16 и D6.Дуралуминиевите марки DZP и D18 са сплави с повишена пластичност.

Дуралуминиите се използват широко в различни индустрии, особено в самолетостроенето, поради ниското си специфично тегло и високите механични свойства след топлинна обработка.

При маркиране на дуралумини буквата D означава „дуралуминий“, а числото е конвенционалното число на сплавта.

2. ДИАГРАМА НА СЪСТОЯНИЕТО НА ЖЕЛЯЗО-ВЪГЛЕРОДНИ СПЛАВИ

Сплавите от желязо и въглерод обикновено се класифицират като двукомпонентни сплави. Техният състав, освен основните компоненти - желязо и въглерод, съдържа малки количества обикновени примеси - манган, силиций, сяра, фосфор, както и газове - азот, кислород, водород и понякога следи от някои други елементи. Желязото и въглеродът образуват стабилно химично съединение Fe 3 C (93,33% Fe и 6,67% C), наречено железен карбид или цементит. В използваните желязо-въглеродни сплави (стомани, чугуни) съдържанието на въглерод не надвишава 6,67% и следователно железните сплави с железен карбид (система Fe-Fe 3 C), в които вторият компонент е цементит, са практични важност.

Когато съдържанието на въглерод е над 6,67%, няма да има свободно желязо в сплавите, тъй като всичко ще влезе в химическа комбинация с въглерода. В този случай компонентите на сплавите ще бъдат железен карбид и въглерод; сплавите ще принадлежат към втората система Fe 3 C -C, която не е достатъчно проучена. В допълнение, желязо-въглеродните сплави със съдържание на въглерод над 6,67% са много крехки и практически не се използват.

Сплави Fe -Fe 3 C (със съдържание на C до 6,67%), напротив, са от голямо практическо значение. На фиг. Фигура 2 показва структурна диаграма на състоянието на Fe-Fe 3 C сплави, нанесена в координати температура - концентрация. По ординатната ос са показани температурите на нагряване на сплавите, а по абсцисната ос е концентрацията на въглерод като процент. Лявата ордината съответства на 100% съдържание на желязо, а дясната ордината съответства на 6,67% съдържание на въглерод (или 100% концентрация на Fe 3 C).

На дясната ордината е точката на топене на Fe 3 C, съответстваща на 1550° (точка д на диаграмата).

Поради факта, че желязото има модификации, на лявата ордината, в допълнение към точката на топене на желязото, 1535° (точка Ана диаграмата), температурите на алотропните трансформации на желязото също са нанесени: 1390° (точка н ) и 910° (точка G).

По този начин ординатите на диаграмата съответстват на чистите компоненти на сплавта (желязо и цементит), а между тях има точки, съответстващи на сплави с различни концентрации от 0 до 6,67% C

Ориз. 2. Структурна схема на състоянието на сплавитеFe - Fe 3 ° С .

При определени условия може да не се образува химично съединение (цементит), което зависи от съдържанието на силиций, манган и други елементи, както и от скоростта на охлаждане на блокове или отливки. В този случай въглеродът се отделя в сплавите в свободно състояние под формата на графит. В този случай няма да има две сплавни системи (Fe -Fe 3 C и Fe 3 C -C). Те са заменени от една система от Fe-C сплав, която не съдържа химически съединения.

2.1 Структурни компоненти на желязо-въглеродни сплави.

Микроскопският анализ показва, че в желязо-въглеродните сплави се образуват шест структурни компонента, а именно: ферит, цементит, аустенит и графит, както и перлит и ледебурит.

Феритсе нарича твърд разтвор на въглеродна интеркалация в Fe a. Тъй като разтворимостта на въглерода в Fe е незначителна, феритът може да се счита за почти чист Fe a. Феритът има центрирана кубична решетка (BC). Под микроскоп този структурен компонент има вид на леки зърна с различни размери. Свойствата на ферита са същите като тези на желязото: той е мек и пластичен, с якост на опън 25 kg/mm 2 , твърдост н IN = 80, относително удължение 50%. Пластичността на ферита зависи от размера на зърното му: колкото по-фино е зърното, толкова по-висока е неговата пластичност. До 768° (точка на Кюри) е феримагнитен, а над него е парамагнитен.

циментитнаречен железен карбид Fe 3 C. Цементитът има сложна ромбична решетка. Под микроскоп този структурен компонент изглежда като плочи или зърна с различни размери. Циментитът е твърд (Н IN > 800 единици) и е крехък, а относителното му удължение е близо до нула. Прави се разлика между цементит, освободен по време на първична кристализация от течна сплав (първичен цементит или C 1) и цементит, освободен от твърд разтвор на Y-аустенит (вторичен цементит или C 2). В допълнение, по време на разлагането на твърдия разтвор a (област G.P.Q. на диаграмата на състоянието), цементитът се откроява, наречен, за разлика от предишните, третичен цементит или С 3. Всички форми на цементит имат еднаква кристална структура и свойства, но различни размери на частиците - пластини или зърна. Най-големи са частиците първичен цементит, а най-малки са частиците първичен цементит. До 210° (точка на Кюри) цементитът е феримагнитен, а над нея е парамагнитен.

Аустенит се нарича твърд разтвор на въглеродна интеркалация в Fe Y. Аустенитът има лицево-центрирана кубична решетка (K12). Под микроскоп този структурен компонент има вид на светли зърна с характерни двойни линии (близнаци). Твърдостта на аустенита е н IN = 220. Аустенитът е парамагнитен.

Графитима хлабаво пакетирана шестоъгълна решетка със слоесто подреждане на атоми. Под микроскоп този структурен компонент има формата на плочи с различни форми и размери в сив чугун, люспеста форма в ковък чугун и сферична форма в чугун с висока якост. Механичните свойства на графита са изключително ниски.

И четирите изброени структурни компонента са същевременно и фази от системата желязо-въглеродни сплави, тъй като са хомогенни - твърди разтвори (ферит и аустенит), химично съединение (цементит) или елементарно вещество (графит).

Структурните компоненти на ледебурита и перлита не са хомогенни. Те са механични смеси със специални свойства (евтектични и евтектоидни).

Перлитнаречена евтектоидна смес от ферит и цементит. Образува се от аустенит по време на вторична кристализация и съдържа 0,8% С. Температурата на образуване на перлита е 723 °. Тази критична температура, наблюдавана само в стоманата, се нарича точка A±.Перлитът може да има ламеларна структура, когато циментитът има формата на плочи, или зърнеста структура, когато циментитът има формата на зърна. Механичните свойства на ламеларния и гранулирания перлит са малко по-различни. Ламеларният перлит има якост на опън 82 kg/mm 2 , относително удължение 15%, твърдост н V = 190-^-230. Якостта на опън на гранулирания перлит е 63 kg/mm 2 , относително удължение 20% и твърдост R = 1,60-g-190.

Ледебуритнаречена евтектична смес от аустенит и цементит. Образува се в процеса на първична кристализация при 1130°. Това е най-ниската температура на кристализация в системата от желязо-въглеродни сплави. Аустенитът, който е част от ледебурита, се превръща в перлит при 723 °. Следователно, под 723° и до стайна температура ледебуритът се състои от смес от перлит и цементит. Той е много твърд (Н V ^700) и крехък. Наличието на ледебурит е структурна характеристика на белите чугуни. Механичните свойства на сплавите желязо-въглерод варират в зависимост от броя на структурните компоненти, тяхната форма, размер и местоположение.

Структурната диаграма на състоянието на Fe -Fe 3 C е сложна диаграма, тъй като в желязо-въглеродните сплави се случват не само трансформации, свързани с кристализация, но и трансформации в твърдо състояние.

Границата между стоманата и белия чугун е концентрация на въглерод от 2%, а структурната характеристика е наличието или отсъствието на ледебурит. Сплави със съдържание на въглерод под 2% (които нямат ледебурит) се наричат стомани, а сплави със съдържание на въглерод над 2% (които имат ледебурит в структурата си) се наричат бял чугун.

В зависимост от съдържанието на въглерод и структурата на стоманата, чугуните обикновено се разделят на следните структурни групи: хипоевтектоидни стомани (до 0,8% С); структура - ферит и перлит; евтектоидна стомана (0,8% C); структура - перлит;

заевтектоидни стомани (над 0,8 до 2% С); структура - перлит във вторичен цементит;

хипоевтектичен бял чугун (над 2 до 4,3% C); структура - ледебурит (дезинтегриран), перлит и вторичен цементит;

евтектичен бял чугун (4,3% C); структура - ледебурит;

хиперевтектичен бял чугун (над 4,3 до 6,67% C); структура - ледебурит (дезинтегриран) и първичен цементит.

Това разделение, както може да се види от фазовата диаграма Fe-Fe 3 C, съответства на структурното състояние на тези сплави, наблюдавано при стайна температура.

Въпрос 3.

Изберете инструментална твърдосплавна сплав за фино фрезоване на повърхността на детайл от стомана 30KhGSA. Дайте характеристики, дешифрирайте избраната марка сплав, опишете структурните характеристики и свойствата на сплавта.

Инструментите се разделят на три групи: режещи (фрези, свредла, фрези и др.), измервателни (мерки, пръстени, плочки и др.) и инструменти за горещо и студено формоване на метал (щампи, чертожни дъски и др.). В зависимост от вида на инструментите изискванията към стоманите за производството им са различни.

Основното изискване към стоманите за режещи инструменти е наличието на висока твърдост, която не намалява при високи температури, възникващи по време на обработката на метали чрез рязане (червена устойчивост). Твърдостта на металорежещите инструменти трябва да бъде R c = 60÷65. Освен това стоманите за режещи инструменти трябва да имат висока устойчивост на износване, здравина и задоволителна якост.

Бързорежещите стомани се използват най-широко за производството на режещи инструменти. Бързорежещата стомана е многокомпонентна сплав и принадлежи към класа на карбидни (ледебуритни) стомани. В допълнение към желязото и въглерода, съставът му включва хром, волфрам и ванадий. Основният легиращ елемент във бързорежещата стомана е волфрамът. Най-широко използваните (Таблица 3) са бързорежещи стомани марки P18 (18% W) и P9 (9% W).

Бързорежещата стомана придобива висока твърдост R C = 62 и червена устойчивост след термична обработка, състояща се от закаляване и многократно темпериране.

маса 1

Химичен състав на бързорежеща стомана

(съгласно GOST 5952-51)

марка стомана
	° С	У	Кр	V	мо
R 18	0,70 – 0,80	17,5 – 19,0	3,8 – 4,4	1,04 – 1,4	≤0,3
R 9	0,85 – 0,95	8,5 – 10,0	3,8 – 4,4	2,0 – 2,6	≤0,3

Фигура 3 показва графика на топлинна обработка на бързорежеща стомана R18.

Ние го избираме като инструмент за чисто фрезоване, защото... Тази марка стомана ни подхожда по отношение на нейните характеристики.

Термичната обработка на бързорежещата стомана има редица характеристики, които се определят от нейния химичен състав. Нагряването на бързорежеща стомана по време на закаляване се извършва до висока температура (1260-1280 °), необходима за разтваряне на хромови, волфрамови и ванадиеви карбиди в аустенит. Нагряването до 800-850° се извършва бавно, за да се избегнат големи вътрешни напрежения в стоманата поради ниската й топлопроводимост и крехкост, след което се извършва бързо нагряване до 1260-1280°, за да се избегне растежа на аустенитните зърна и обезвъглеродяването . Охлаждането на бързорежещата стомана се извършва в масло. Широко се използва и стъпаловидно закаляване на бързорежеща стомана в соли при температура 500-550°.

Структурата на бързорежещата стомана след закаляване се състои от мартензит (54%), карбиди (16%) и задържан аустенит (30%). След закаляване бързорежещата стомана се подлага на повторно темпериране при 560°. Обикновено закаляването се извършва три пъти с време на задържане от 1 час, за да се намали количеството на задържания аустенит и да се увеличи твърдостта на стоманата. По време на експозиция при температура на темпериране от аустенита се отделят карбиди, а при охлаждане аустенитът се превръща в мартензит. Сякаш се получава вторично втвърдяване. Структурата на бързорежещата стомана след темперирането е закален мартензит, силно диспергирани карбиди и малко количество задържан аустенит. За по-нататъшно намаляване на количеството задържан аустенит, бързорежещите стомани се подлагат на студена обработка, която се извършва преди темпериране. Използването на нискотемпературно цианиране е много ефективно за увеличаване на твърдостта и устойчивостта на износване.

Бързорежещите стомани се използват широко за производството на различни режещи инструменти; Инструментите, изработени от тези стомани, работят при скорости на рязане, които са 3-4 пъти по-високи от скоростите на рязане на инструменти, изработени от въглеродни стомани, и запазват режещите свойства при нагряване по време на процеса на рязане до 600º - 620º.

Въпрос. 4Изберете най-рационалната и икономична марка стомана за производството на пружина, която след топлинна обработка трябва да получи висока еластичност и твърдост най-малко 44 ... 45 HRC E. Дайте характеристика, посочете състава на стоманата, изберете и обосновете режима на топлинна обработка. Опишете и скицирайте микроструктурата и свойствата на стоманата след топлинна обработка.

Пружините се използват за съхраняване на енергия (пружинни двигатели), за абсорбиране и абсорбиране на удари, за компенсиране на топлинното разширение в разпределителните механизми на клапаните и т.н. Деформацията на пружина може да се прояви под формата на нейното разтягане, компресия, огъване или усукване.

Връзката между силата P и деформацията на пружината F се нарича пружинна характеристика.

По наръчника на конструктора – машиностроене, авт. Ануриев. V.I., ние избираме най-рационалния и икономичен клас стомана:

Стомана – 65G(манганова стомана), имаща еластичност и твърдост, равна на 42...48 HRC Е. според Requel. Термична обработка на стомана: температура на закаляване - 830 º C, (маслена среда), темпериране - 480 º C. Якост на опън (δ B) - 100 kg/mm 2, граница на провлачване (δ t) - 85 kg/mm 2, относително удължение (δ 5) – 7%, относително стесняване (ψ) – 25%.

Характеристики – висококачествена пружинна стомана със съдържание на P – S не повече от 0,025%. Разделени на 2 категории: 1 – декарбонизиран слой, 2 – с нормализиран декарбонизиран слой

Въпрос 5.Сплав AK4-1 е използвана за производството на компресорни дискове на самолетни двигатели. Дайте описание, посочете състава и характеристиките на механичните свойства на сплавта, метода и характера на втвърдяване на сплавта, методите за защита срещу корозия.

AK4-1 е сплав на алуминиева основа, преработена в продукт чрез деформация, подсилена чрез термична обработка и устойчива на топлина.

Състав на сплавта: Mg – 1,4…1,8%. Cu – 1,9…2,5%. Fe – 0,8…1,3%. Ni – 0,8…1,3%. Ti – 0,02…0,1%, примеси до 0,83%. Якостта на опън на сплавта е 430 MPa, границата на провлачване е 0,2 - 280 MPa.

Легирани с желязо, никел, мед и други елементи, образуващи укрепващи фази

Въпрос 6.Икономически предпоставки за използването на неметалните материали в промишлеността. Опишете групите и свойствата на газовите пластмаси, дайте примери от всяка група, техните свойства и обхват на приложение в конструкциите на самолетите.

Напоследък неметалните полимерни материали все повече се използват като структурни материали. Основната характеристика на полимерите е, че те имат редица свойства, които не са присъщи на металите и могат да служат като добро допълнение към метални конструкционни материали или да бъдат техен заместител, както и разнообразието от физикохимични и механични свойства, присъщи на различни видове пластмаси и лекотата на преработка в продукти определя Широко използвани във всички отрасли на машиностроенето, инструментостроенето, апаратостроенето и ежедневието. Пластмасовите маси се характеризират с ниско специфично тегло (от 0,05 до 2,0 g/cm 3 ), имат високи изолационни свойства, издържат добре на корозия, имат широк диапазон от коефициенти на триене и висока устойчивост на абразия.

Ако е необходимо да се получат продукти, които имат антикорозионна устойчивост, киселинна устойчивост, безшумност при работа, като същевременно осигуряват лекота на конструкцията, пластмасовите маси могат да служат като заместители на черните метали. Поради прозрачността и високите пластични свойства на някои видове пластмаси, те се използват широко за производството на безопасно стъкло за автомобилната индустрия. При производството на продукти с високи електроизолационни свойства пластмасите заместват и изместват високоволтовия порцелан, слюда, ебонит и други материали. И накрая, пропускливостта на пара, бензин и газ, както и високата устойчивост на вода и светлина с добър външен вид, осигуряват широкото използване на пластмасите в редица индустрии.

От пластмаси се изработват лагерни вложки, сепаратори, безшумни зъбни колела, лопатки на вентилатори, лопатки за перални и миксери, радиоапаратура, кутии за радиоапарати и часовници, електрическо оборудване, разпределители, шлифовъчни дискове, водоустойчиви и декоративни тъкани и различни фигурни потребителски стоки.

ПенопластмасиТе са леки, пълни с газ пластмаси на базата на синтетични смоли. Пенопластовете се разделят на две групи: 1 - материали с взаимосвързани пори - гъби (плътност под 300 kg / m3), 2 - материали с изолирани пори - пяни (плътност над 300 kg / m3).

Свойствата на пенопластовете са много разнообразни: някои имат твърдост, като стъкло, други имат еластичност, като гума. Всички пенопластове се поддават добре на механична обработка с дърводелски инструменти, лесно се пресоват в нагрято състояние в продукти със сложни форми и се залепват заедно. В самолетостроенето пенопластовете се използват като пълнител между две обшивки, за да се увеличи твърдостта и здравината на конструкцията, както и като топло- и звукоизолиращ материал.

Цел на работата:изследване на диаграми на фазово равновесие и фазови преобразувания в бинарни сплави на алуминий с други елементи.

Необходими съоръжения, уреди, инструменти, материали:муфелни пещи, твърдомер ТК-2М, проби от дуралуминий, стенд “Микроструктури на цветни сплави”, металографски микроскоп.

Теоретична информация

Алуминият е основен метал, широко използван в производството на различни алуминиеви сплави.

Цветът на алуминия е сребристо-бял с особен матов оттенък. Алуминият кристализира в пространствената решетка на лицево-центриран куб; в него не са открити алотропични трансформации.

Алуминият има ниска плътност (2,7 g/cm3), висока електропроводимост (около 60% от електропроводимостта на чистата мед) и значителна топлопроводимост.

В резултат на окисляването на алуминия от атмосферния кислород върху повърхността му се образува защитен оксиден филм. Наличието на този филм обяснява високата устойчивост на корозия на алуминия и много алуминиеви сплави.

Алуминият е доста устойчив при нормални атмосферни условия и срещу действието на концентрирана (90-98%) азотна киселина, но лесно се разрушава от действието на повечето други минерални киселини (сярна, солна), както и основи. Има висока пластичност както в студено, така и в горещо състояние, добре се заварява чрез газово и съпротивително заваряване, но е слабо обработено чрез рязане и има ниски леярски свойства.

Следните механични свойства са характерни за валцувания и отгрят алуминий:  V= 80-100 MPa,  = 35-40%, NV = 250...300 MPa.

При студена обработка здравината на алуминия се увеличава и пластичността намалява. Съответно, според степента на деформация, се разграничават отгрят (AD-M), полустудено обработен (AD-P) и студено обработен (AD-N) алуминий. Отгряването на алуминия за отстраняване на втвърдяването се извършва при 350…410 С.

Чистият алуминий има различни приложения. Полуфабрикатите се произвеждат от технически алуминий AD1 и AD, съдържащи съответно най-малко 99,3 и 98,8% Al - листове, тръби, профили, тел за нитове.

В електротехниката алуминият служи за заместване на по-скъпата и по-тежка мед при производството на проводници, кабели, кондензатори, токоизправители и др.

Най-важните елементи, въведени в алуминиевите сплави, са мед, силиций, магнезий и цинк.

Алуминият и медта образуват твърди разтвори с различна концентрация. При температура 0°C разтворимостта на медта в алуминия е 0,3%, а при евтектична температура 548°C се повишава до 5,6%. Алуминият и медта в съотношение 46:54 образуват стабилно химично съединение CuAl 2.

Нека разгледаме състоянието на алуминиево-медните сплави в зависимост от техния състав и температура (фиг. 1). Линията CDE в диаграмата е линията на ликвидус, а линията CNDF е линията на солидус. Хоризонталната секция на солидусната линия на NDF се нарича още евтектична линия.

Линията MN показва температурно-променливата разтворимост на медта в алуминия. Следователно линията MN е границата между ненаситени твърди разтвори и наситени разтвори. Следователно тази линия често се нарича също линия на гранична разтворимост.

В област I всяка сплав ще бъде хомогенен течен разтвор на алуминий и мед, т.е. AlCu.

Р
е. 1. Диаграма на състоянието на системата Al–CuAl 2

В региони II и III сплавите ще бъдат частично в течно и частично в твърдо състояние.

В област II твърдата фаза ще бъде твърд разтвор на мед в алуминий, а течната фаза ще бъде течен разтвор на алуминий и мед, т.е. Al(Cu) + (Al Cu), ако се съгласим да обозначим твърд разтвор с ограничена разтворимост на мед в алуминий като Al(Cu).

В област III течната фаза също ще бъде течен разтвор на алуминий и мед, а твърдата фаза ще бъде металното съединение CuAl 2, т.е.
+ (Ал Cu). Индексът "I" (основен) показва, че CuAl 2 се е образувал по време на кристализация от течно състояние.

В други области напълно втвърдените сплави ще имат следната структура:

В област IV има хомогенен твърд разтвор на мед в алуминий, т.е. Al(Cu);

В област V – твърд разтвор на мед в алуминий и вторичен
;

В област VI - твърд разтвор на мед в алуминий, вторичен CuAl 2 и евтектика, т.е. Al(Cu) +
+Al(Cu) + CuAl 2 ;

В район VII - първичен CuAl 2 и евтектика, т.е.
+Al(Cu) + CuAl 2 .

Евтектиката на тези сплави е специална механична смес от редуващи се миниатюрни кристали от твърд разтвор на мед в алуминий и металното съединение CuAl 2, т.е. Al(Cu) + CuAl 2 .

Всички сплави от системата Al – CuAl 2 могат да бъдат разделени на четири групи според структурата и концентрацията:

Група 1 съдържа мед от 0 до 0,3%;

Група 2 съдържа мед от 0,3 до 5,6%;

Група 3 съдържа мед от 5,6 до 33,8%;

Група 4 съдържа мед от 33,8 до 54%.

Нека разгледаме структурата на сплавите от системата Al – CuAl 2.

На фиг. 2, Апоказва структурата на сплавта от първата група, състояща се от зърна от твърд разтвор на мед в алуминий. Структурата на сплавта от втората група е показана на фиг. 2, b: видими са зърна от твърд разтвор на мед в алуминий и кристали от вторичен CuAl 2,

Структурата на хипоевтектична сплав (твърд разтвор на мед в алуминий, кристали от вторичен CuAl 2 и евтектика) е показана на фиг. 2, V. Структурата на евтектична сплав - евтектика, състояща се от малки кристали от твърд разтвор на мед в алуминий и CuAl 2 е показана на фиг. 2, Ж. На фиг. 2, дПоказана е структурата на свръхевтектична сплав, състояща се от първични кристали на CuAl 2 и евтектика.

В сплави, съдържащи евтектика, съдържанието на мед може да се определи от тяхната структура. В този случай обаче е необходимо да се вземе предвид количеството мед, присъстващо в евтектиката и в твърдия разтвор. Например, в хипоевтектична сплав, съдържаща 30% евтектика и 70% твърд разтвор, количеството мед в евтектиката

и в твърд разтвор

Следователно, изследваната сплав съдържа k x + k y = 14,06% мед, което съответства на точка А, която лежи на абсцисната ос на диаграмата на състоянието на системата Al – CuAl 2 (фиг. 1).

При определяне на състава на свръхевтектични сплави се изчислява количеството на медта в евтектиката и в химичното съединение
. Сумата от тези количества ще съответства на съдържанието на мед в хиперевтектичната сплав. Химическото съединение CuAl 2 е много твърдо и крехко.

Дуралуминиите се използват за производството на части и конструктивни елементи със средна и висока якост (  V= 420...520 MPa), изискващи издръжливост при променливи натоварвания в строителните конструкции.

Дуралуминият се използва за направата на обшивки, рами, стрингери и рангоути на самолети, носещи рами и каросерии на камиони и др.

Сплавите на Al и Si се наричат силумини. Имат добри леярски свойства и съдържат 4...13% Si. От фазовата диаграма на тези сплави (фиг. 3) следва, че силумините са хипоевтектични или евтектични сплави, съдържащи значителни количества евтектика в структурата.

Въпреки това, когато се леят при нормални условия, тези сплави придобиват незадоволителна структура, тъй като евтектиката се оказва грубо ламеларна, с големи включвания на крехък силиций, което придава на сплавите ниски механични свойства.

На фиг. 4, АПредставена е структурата на силумин клас AL2, съдържащ 11...13% Si. В съответствие с диаграмата на състоянието алуминиево-силициевата сплав от този състав има евтектична структура. Евтектиката се състои от  -твърд разтвор на силиций в алуминий (светъл фон) и игловидни големи и крехки силициеви кристали. Игловидните отделяния на силициеви частици създават вътрешни остри срезове в пластичен алуминий и водят до преждевременна повреда при натоварване.

Ориз. 3. Диаграма на състоянието на системата Al–Si

Ориз. 4. Силумин: А– преди модификация, грубоиглена евтектика (Al-Si) и първично утаяване на силиций; b– след модификация фина евтектика

(Al-Si) и дендрити на твърд разтвор на силиций и други елементи в алуминий

Въвеждането на модификатор променя характера на кристализацията. Линиите на фазовата диаграма се изместват така, че сплавта с 11...13% силиций става хипоевтектична.

В структурата се появяват прекомерни светли зърна  -твърд разтвор (фиг. 4, b).

Модификаторът променя формата на силициевите частици: вместо игловидни, изпадат малки равноосни, които не създават опасни концентрации на напрежение по време на натоварване.

В резултат на модификацията якостта на опън на тези сплави се увеличава от 130 до 160 MPa, а относителното удължение от 2 до 4%.

Обработените под налягане сплави съдържат по-малко от 1% силиций. В алуминиеви сплави, съдържащи магнезий, силицият се свързва с него в стабилно метално съединение Mg 2 Si; с алуминий образува фазова диаграма от евтектичен тип с ограничени твърди разтвори (фиг. 5).

Съединението Mg 2 Si се характеризира с висока твърдост, неговата променлива разтворимост в алуминий му позволява да постигне значително втвърдяване по време на топлинна обработка.

В електротехниката се използват алуминиеви сплави като Aldrey, легирани с магнезий и силиций. Когато закалените сплави стареят, Mg 2 Si изпада от твърдия разтвор и го укрепва. В резултат на тази обработка е възможно да се получи якост на опън до 350 MPa с относително удължение от 10-15%. Важно е, че електрическата проводимост на такава сплав е 85% от електрическата проводимост на проводимия алуминий. Това се дължи на факта, че Mg 2 Si е почти напълно отстранен от твърдия разтвор по време на стареене и сплавта се състои от чист алуминий и укрепваща фаза (Mg 2 Si).

Р
е. 6. Диаграма на състоянието на системата Al–Mg

Магнезият образува твърди разтвори с алуминия, както и  -фаза на базата на съединението Mg 2 Al 3. Повечето алуминиеви сплави съдържат не повече от 3% магнезий, но в някои лети сплави като магнезия съдържанието му достига до 12%.

Както се вижда от фиг. 6, евтектиката се образува в алуминиеви сплави с магнезий. Разтворимостта на магнезия в алуминия варира значително в зависимост от температурата.

Пример за това е сплавта AL8. В отлято състояние има структура, състояща се от зърна от твърд разтвор на магнезий в алуминий и включвания на крехкото съединение Al 3 Mg 2.

След отливането се извършва хомогенизиране при температура 430 °C за 15...20 часа, последвано от закаляване в масло.

По време на процеса на хомогенизиране включванията Al 3 Mg 2 напълно преминават в твърд разтвор. Втвърдената сплав придобива достатъчна якост (  V= 300 MPa) и по-голяма пластичност. В същото време сплавта придобива висока устойчивост на корозия. Стареенето на сплавта AL8 е вредно: пластичността рязко намалява и устойчивостта на корозия се влошава.

Цинкът се въвежда в някои високоякостни алуминиеви сплави в количества до 9%. В бинарни сплави с алуминий при температури над 250 °C цинкът (в тези граници) е в твърд разтвор (фиг. 7).

Ориз. 7. Диаграма на състоянието на системата Al–Zn

Всички високоякостни сплави имат сложен химичен състав. Така сплав B95 съдържа 6% Zn, 2,3% Mg, 1,7% Cu, 0,4% Mn и 0,15% Cr. Цинкът, магнезият и медта образуват твърди разтвори и метални съединения с алуминия MgZn 2, Al 2 CuMg - S-фаза, Mg 4 Zn 3 Al 3 - T-фаза. При нагряване тези метални съединения се разтварят в алуминий.

Например, при температура 475 ºС, разтворимостта на MgZn 2 в алуминия се увеличава до 18% (фиг. 8).

След закаляване и изкуствено стареене, сплав B95 има  V= 600 MPa,  = 12%. Манганът и хромът засилват ефекта на стареене и повишават корозионната устойчивост на сплавта.

(тегл.)

Ориз. 8. Диаграма на състоянието на системата Al–MgZn 2

Правила за безопасност

1. Спазвайте всички предпазни мерки и правила за безопасност при подготовката на микросрезове.

2. Когато смилате микросрез, трябва да охлаждате пробата по-често, за да предотвратите изгаряния на пръстите си.

3. Когато ецвате тънки участъци, използвайте гумени ръкавици.

4. Когато изучавате структурата на сплавта на микроскоп, трябва да се уверите, че тя е надеждно заземена.

5. Трябва да използвате само изправни инструменти и оборудване.

Работен ред

1. Проучете диаграмата на състоянието на алуминиевите сплави.

2. Дайте характеристики на дадена сплав (структура, фазови превръщания, състав, свойства, обхват на приложение).

3. Начертайте структурата на изследваната сплав.

Скици на микроструктури на изследваните сплави, показващи фази и структурни компоненти.

Копиране на диаграмата на фазовото равновесие, зададена от учителя.

За сплав с даден състав, описание на всички фазови трансформации при нагряване или охлаждане и определяне на химичния състав на фазите.

Контролни въпроси

Защо устойчивостта на корозия на много алуминиеви сплави е по-ниска от тази на чистия алуминий?

Може ли да се определи вида на сплавта по микроструктурата на сплавта - лята или кована?

Каква е структурата на кованите алуминиеви сплави, които не могат да бъдат укрепени чрез топлинна обработка?

Как се постига укрепване на еднофазни алуминиеви сплави?

Каква е укрепващата топлинна обработка на двуфазни алуминиеви сплави?

Каква е целта на втвърдяването на дуралуминий?

Какви са основните механични свойства на дуралуминия?

Какви сплави се наричат силумини?

Каква е специфичната якост на алуминиевите сплави?

Основни легиращи елементи в алуминиевите сплави.

Кратка теоретична информация

Алуминият е основен метал, широко използван в производството на различни алуминиеви сплави.

Следните механични свойства са характерни за валцувания и отгрят алуминий:  V= 80-100 MPa,  = 35-40 %, NV= 250...300 MPa.

При студена обработка здравината на алуминия се увеличава и пластичността намалява. Според степента на деформация се разграничават откален (AD-M), полустудено обработен (AD-P) и студено обработен (AD-N) алуминий. Отгряването на алуминия за отстраняване на втвърдяването се извършва при 350…410 С.

Най-важните елементи, въведени в алуминиевите сплави, са мед, силиций, магнезий и цинк.

В област I всяка сплав ще бъде хомогенен течен разтвор на алуминий и мед, т.е. AlCu.

Ориз. 1. Диаграма на състоянието на системата Al–CuAl 2

В региони II и III сплавите ще бъдат частично в течно и частично в твърдо състояние.

В други области напълно втвърдените сплави ще имат следната структура:

В област IV има хомогенен твърд разтвор на мед в алуминий, т.е. Al(Cu);

В област V – твърд разтвор на мед в алуминий и вторичен
;

В област VI - твърд разтвор на мед в алуминий, вторичен CuAl 2 и евтектика, т.е. Al(Cu) +
+Al(Cu) + CuAl 2 ;

В район VII - първичен CuAl 2 и евтектика, т.е.
+Al(Cu) + CuAl 2 .

Група 1 съдържа мед от 0 до 0,3%;

Група 2 съдържа мед от 0,3 до 5,6%;

Група 3 съдържа мед от 5,6 до 33,8%;

Група 4 съдържа мед от 33,8 до 54%.

Нека разгледаме структурата на сплавите от системата Al – CuAl 2. На фиг. 2, Апоказва структурата на сплавта от първата група, състояща се от зърна от твърд разтвор на мед в алуминий. Структурата на сплавта от втората група е показана на фиг. 2, b: видими са зърна от твърд разтвор на мед в алуминий и кристали от вторичен CuAl 2,

и в твърд разтвор

Следователно, изследваната сплав съдържа

k x + k y = 14,06% мед,

което съответства на точка А, която лежи на абсцисната ос на диаграмата на състоянието на системата Al – CuAl 2 (фиг. 1).

В технологията се използват предимно алуминиеви сплави, съдържащи 2...5% мед, наречени дуралуминий. Те се обработват добре под налягане и имат високи механични свойства след термична обработка и студено закаляване. Дуралуминиите се използват за производството на части и конструктивни елементи със средна и висока якост (  V= 420...520 MPa), изискващи издръжливост при променливи натоварвания в строителните конструкции. Дуралуминият се използва за направата на обшивки, рами, стрингери и рангоути на самолети, носещи рами и каросерии на камиони и др.

Ориз. 3. Диаграма на състоянието на системата Al–Si

(Al-Si) и дендрити на твърд разтвор на силиций и други елементи в алуминий

Въвеждането на модификатор променя характера на кристализацията. Линиите на фазовата диаграма се изместват така, че сплавта с 11...13% силиций става хипоевтектична. В структурата се появяват прекомерни светли зърна  -твърд разтвор (фиг. 4, b). Модификаторът променя формата на силициевите частици: вместо игловидни, изпадат малки равноосни, които не създават опасни концентрации на напрежение по време на натоварване.

Обработените под налягане сплави съдържат по-малко от 1% силиций. В алуминиеви сплави, съдържащи магнезий, силицият се свързва с него в стабилно метално съединение Mg 2 Si; той образува с алуминия фазова диаграма от евтектичен тип с ограничени твърди разтвори ( ориз. 5).

Р
е. 6. Диаграма на състоянието на системата Al–Mg

Както се вижда от фиг. 6, евтектиката се образува в алуминиеви сплави с магнезий. Разтворимостта на магнезий в алуминий варира значително в зависимост от температурата. Пример за това е сплавта AL8. В отлято състояние има структура, състояща се от зърна от твърд разтвор на магнезий в алуминий и включвания на крехкото съединение Al 3 Mg 2. След отливането се извършва хомогенизиране при температура 430 °C за 15...20 часа, последвано от закаляване в масло.

Ориз. 7. Диаграма на състоянието на системата Al–Zn

Например, при температура 475 ºС, разтворимостта на MgZn 2 в алуминия се увеличава до 18% (фиг. 8).

(тегл.)

Ориз. 8. Диаграма на състоянието на системата Al–MgZn 2

Правила за безопасност

Работен ред

Скици на микроструктури на изследваните сплави, показващи фази и структурни компоненти.

Копиране на диаграмата на фазовото равновесие, зададена от учителя.

Контролни въпроси

Защо устойчивостта на корозия на много алуминиеви сплави е по-ниска от тази на чистия алуминий?

Може ли да се определи вида на сплавта по микроструктурата на сплавта - лята или кована?

Каква е структурата на кованите алуминиеви сплави, които не могат да бъдат укрепени чрез топлинна обработка?

Как се постига укрепване на еднофазни алуминиеви сплави?

Каква е укрепващата топлинна обработка на двуфазни алуминиеви сплави?

Каква е целта на втвърдяването на дуралуминий?

Какви са основните механични свойства на дуралуминия?

Какви сплави се наричат силумини?

Каква е специфичната якост на алуминиевите сплави?

Основни легиращи елементи в алуминиевите сплави.

Сплавите на системата Al-Mg включват голяма група сплави, широко използвани в индустрията: AMg0,5; ; ; ; ; ; . От тях се произвеждат почти всички видове полуфабрикати: листове, плочи, изковки, щамповки, пресовани продукти (пръчки, профили, панели, тръби) и тел. Всички сплави от разглежданата група са добре заварени чрез всички видове заваряване.

Полуфабрикатите от тези сплави имат относително високо ниво на якостни характеристики в сравнение с други термично невтвърдяващи се сплави. Така минималните стойности на границата на провлачване за листов материал (дебелина ~2 mm) в отгрято състояние за посочените серии сплави са съответно 30, 40, 80, 100, 120,150 и 160 MPa. Якостта на опън обикновено е два пъти по-голяма от границата на провлачване, което показва относително високата пластичност на тези сплави. Те обаче се втвърдяват доста бързо, което се отразява негативно на тяхната технологична пластичност. Последният намалява значително с увеличаване на концентрацията на магнезий. Следователно сплавите със съдържание на магнезий над 4,5% могат да бъдат класифицирани като „полутвърди“ и дори „твърди“ сплави.

Отрицателната роля на повишеното съдържание на магнезий е по-силно изразена при производството на пресовани продукти. Сплавите с високо съдържание на магнезий се пресоват при ниски скорости (десетки пъти по-ниски от например някои сплави от системата Al-Zn-Mg или Al-Mg-Si), което значително намалява производителността на цеховете за пресоване. Производството на валцувани полуфабрикати от сплав AMg6 е трудоемък процес. Ето защо наскоро силно легираният магнезий започна да се заменя с по-технологично напреднали сплави, например сплави на базата на системата Al-Zn-Mg (1935, 1915, 1911), които значително надвишават сплавта AMg6 по якостни свойства (особено в граница на провлачване) и не са по-ниски от него в много корозионни характеристики.

Нисколегираният магнезий със съдържание на магнезий до 3% ще намери още по-широко приложение поради високата си устойчивост на корозия и пластичност. Според фазовата диаграма на Al-Mg сплавите, при евтектична температура 17,4% Mg се разтварят в алуминий. С понижаване на температурата тази разтворимост рязко намалява и при стайна температура е приблизително 1,4%.

По този начин сплавите с високо съдържание на магнезий при нормални условия имат свръхнасищане на този елемент (в зависимост от степента на сплавта) и следователно трябва да проявяват ефект на стареене. Въпреки това, структурните промени, които настъпват в тези сплави по време на разлагането на твърдия разтвор, практически нямат ефект върху нивото на якостните характеристики и в същото време рязко променят устойчивостта на корозия на полуфабрикатите. Причината за това аномално поведение се крие в естеството на разлагането на твърдия разтвор и фазовия състав на утайките. Тъй като за Al-Mg сплави горната температурна граница за образуване на GP зони (или критичната температура на разтворимост на GP зони - t K) е значително по-ниска от стайната температура, разлагането на твърдия разтвор протича по хетерогенен механизъм с образуване на преходни (B') и равновесни (B-Mg 2 Al3) фази. Тези утайки нуклеират хетерогенно на интерфейсите (зърна, интерметални частици и др.), както и дислокации, и следователно техният принос към процеса на втвърдяване е малък и е напълно компенсиран от степента на омекване, причинена от намаляване на концентрацията на магнезий в твърдият разтвор. Поради тази причина на практика ефектът на укрепване на сплавите от тази група не се наблюдава при разлагането на твърдия разтвор по време на естествено или изкуствено стареене или при различни условия на отгряване.

Фаза B в неутрален воден разтвор на хлориди (3% NaCl) има отрицателен корозионен потенциал, равен на - 0,930 V. В същия разтвор, но при по-ниски стойности на pH, т.е. в кисела среда, потенциалната разлика между фазата и твърд разтвор, въпреки че намалява, но остава доста голям: (-0,864 V) - - (-0,526 V) = 0,338 V. И обратно, в алкална среда (3% NaCl + 1% NaOH) алуминий и алуминиеви сплави, съдържащи 1 -9% Mg , стават по-отрицателни от В-фазата, а потенциалната разлика за екстремните стойности на посочената област на концентрация на магнезий е съответно +0,24 и +0,18 V. Разгледаните особености на промените в електрохимичните характеристиките на отделните структурни компоненти на сплавите A1-Mg в зависимост от външната среда са главно и определят устойчивостта на тези сплави MKK, RSK и KR.

От горното следва, че сплави със съдържание на магнезий над 1,4% потенциално могат да бъдат чувствителни към един, два или всички от споменатите по-горе видове корозия. Въпреки това, обширният опит в експлоатационните структури и многобройните експерименти показват, че практически сплави с концентрация на магнезий, която не надвишава 3,5% (AMrl, AMg2 и частично AMg3), не показват чувствителност към RS и RSC (фиг. 56).

Електронномикроскопските изследвания показват, че това се дължи на дискретното разпределение на частиците от B-фаза по границите на зърната поради ниското свръхнасищане на твърдия разтвор. Следователно процесът на корозия в неутрална и кисела среда е ограничен само от електрохимичното разтваряне на онези частици, които излизат на повърхността на сплавта в пряк контакт с електролита.

Такива сплави са устойчиви на корозия дори в състояние на студена обработка, т.е. въпреки че студената обработка ускорява разлагането на твърдия разтвор, тя не променя характера на разпределението на утайките по границите на зърната. В същото време, поради благоприятното влияние на структурната анизотропия в този случай, устойчивостта на корозия се увеличава значително. Сплави със съдържание на магнезий над 3,5% (AMg3, AMg4) и особено над 5% (AMg5, AMg6) в определено структурно състояние и при определени условия на околната среда могат да бъдат чувствителни към MCC и RSC, както и към CR.

За сплавите от системата Al-Mg електрохимичните фактори при корозионното напукване играят много по-голяма роля, отколкото за сплавите от други системи. Следователно, предотвратяването на образуването на B-фазов филм по протежение на границите на зърната също е препоръчително за увеличаване на съпротивлението на Raman. В производствените условия именно този метод за увеличаване на устойчивостта на Раман на средно легиран магналий намери широко приложение.

За нисколегирани сплави със съдържание на магнезий над 1,4%, използването на термични и термомеханични методи за обработка, които насърчават равномерното разпределение на B-фазата, играе по-малка роля, отколкото за средно- и високолегираните сплави. Въпреки това, в полувтвърденото състояние, получено с помощта на LTMT ефекта, в допълнение към появата на структурна анизотропия, която инхибира разпространението на корозията по-дълбоко, по-равномерното разпределение на B-фазата също изглежда има положителен ефект. Например, дълбочината на корозията върху листове от сплав AMg2, подложени на TMT, е значително намалена в сравнение с дълбочината на корозия върху конвенционалните студено обработени листове.

Увеличаването на дълбочината на локалните лезии в сплавта AMg2 в загрято състояние при условия на морска атмосфера може също да бъде частично свързано с хетерогенността на утайките от B-фаза. По този начин за сплавта AMg2 е препоръчително да се използва технология, която позволява да се получи равномерно разпределение на излишната фаза. Въпреки това, дори при използване на конвенционална технология, ниското съдържание на легиращи елементи се оказва решаващ фактор за определяне на устойчивостта на корозия на тази сплав. Това се потвърждава от доста високата устойчивост на корозия на сплавта AMg2 в различни среди.

Типичен пример е поведението на Magnalia в морска вода. След 10 години тестване, сплавта тип AMg2 имаше устойчивост на корозия, много близка до тази, която има в морската атмосфера (Таблица 30).

Сплавта от типа AMg4 има значително по-голяма дълбочина на корозионно проникване в морската вода от сплавта от типа AMg2. За сплав от типа AMg5 максималната дълбочина на питинг нараства още по-рязко.

По този начин в морската вода има ясна връзка между чувствителността към структурна корозия (т.е. корозионно напукване при напрежение и ексфолираща корозия) и нормалната питингова структура. С увеличаване на степента на легиране се увеличава пренасищането на твърдия разтвор и съответно чувствителността към структурна корозия, свързана с тенденцията към селективно утаяване на B-фазата. В тази връзка за сплавите AMg4, AMg5 и особено AMg6 нараства ролята на технологичните фактори, които определят равномерното разпределение на В-фазата в сплавта.

Един от ефективните начини за повишаване на устойчивостта на корозия на среднолегиран магналий е TMT. В съответствие с това максималната устойчивост на RSC и CR може да бъде постигната само когато се формира полигонизирана структура в полуфабрикатите в комбинация с равномерно разпределение на втората фаза. Положителни резултати могат да бъдат постигнати и чрез използване на режими на отгряване при температура под линията на разтворимост на магнезий в алуминий в крайния етап на обработка. Трябва да се има предвид, че полуфабрикатите с различна степен на рекристализация се държат различно. Понастоящем конструкциите се изработват от закалени полуготови продукти с частично (пресовани и горещо валцувани полуфабрикати) и напълно рекристализирана (студено валцувани листове и тръби) структура. Тъй като корелациите между технологичните параметри и корозионните свойства се променят в зависимост от естеството на конструкцията, ще разгледаме ефекта от отгряването отделно за студено- и горещо деформирани полуфабрикати.

Класификация на алуминиеви сплави. Анализ на получените резултати Държавна диаграма алуминий магнезий

Последни записи