Федеральное агентство по образованию

Федеральное агентство по образованию

Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования «МАТИ» - Российский государственный технологический университет

им. К. Э. Циолковского

Кафедра «Наукоемкие технологии радиоэлектроники»

МИКРОСТРУКТУРА АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ.

Методические указания к лабораторной работе по курсу «Материаловедение и материалы электронных средств»

Составитель: к.т.н., доц. Глаголева Н.Н.

Москва 2005

Аннотация

В указаниях рассматриваются микроструктуры наиболее распространенных алюминиевых сплавов, их связь с диаграммой состояния, видам термической обработки и свойствами сплавов.

Для студентов кафедры «Наукоемкие технологии радиоэлектроники», обучающихся по дисциплине «Материаловедение и материалы электронных средств».

Листов - 16, рисунков - 5.

СОДЕРЖАНИЕ.

Введение.

страницы.

Цель работы…………………………………………………………………………….....5

Краткие теоретические сведения..………………………………………………………5

Порядок выполнения работы…………………………………………………………...15

Содержание отчёта……………………………………………………………………...16

Контрольные вопросы…………………………………………………………………..16

Литература……………………………………………………………………………….16

Введение.

Алюминиевые сплавы характеризуются высокой удельной проч­ностью, способностью сопротивляться инерционным и динамическим нагрузкам, хорошей технологичностью, в связи, с чем нашли широ­кое применение в технике.

Свойства алюминиевых сплавов, в том числе пластичность, литейные свойства и др. во многом зависят от структуры. Воз­можность подвергать сплавы упрочняющей термообработке определя­ется наличием переменной растворимости легирующих элементов в основном алюминиевом твёрдом растворе. В связи с этим в работе рассматриваются микроструктуры деформируемых и литейных алюми­ниевых сплавов, их связь с диаграммой состояния и видом термо­обработки.

I. Цель работы.

а) Ознакомление с микроструктурой наиболее распространенных
алюминиевых сплавов.

б)Приобретение опыта в установлении связи между микрострук­турой с одной стороны, и диаграммой состояния и видом термообработки, с другой стороны.

2.Краткие теоретические сведения.

Технические алюминиевые сплавы делятся на деформируемые и литейные. Деформируемые хорошо поддаются обработке всеми метода­ми пластической деформации. Литейные имеют крайне низкую способность к пластической деформации. Изделия из литейных сплавов обычно - изготавливают методами литья.

Деформируемые сплавы, в свою очередь, подразделяются на упрочняемые и не упрочняемые термической обработкой.

Исходя из характера изменения свойств от состава сплавов (рис 2.I) достаточной пластичностью обладают, а следователь­но, и легко поддаются обработке давлением (прокатка; ковка; волочение, штамповка и т.п.) сплавы, имеющие структуру однородного твердого раствора. Отсюда также следует, что сплавы с содержани­ем легирующего компонента до предела насыщения при комнатной тем­пературе можно подвергать обработке давлением без нагрева (так называемая холодная обработка), в то время как сплавы двухфазной области до максимальной растворимости легирующего компонента необходимо обрабатывать лишь при такой температуре, при которой будет достигаться полное растворение β-фазы с образованием однофазной структуры твердого раствора. С появлением в структу­ре сплавов эвтектики резко уменьшается их пластичность, к их обработка методами пластической деформации сильно затрудняется 'и даже становится невозможной. В то же время с увеличением содержания эвтектики улучшаются литейные свойства сплавов: сужается интервал кристаллизации, повышаются ждкотекучесть и плотность получаемых отливок.

Рис 2.1 Схема зависимости некоторых

механических и технологических свойств сплавов от состава.

Таким образом, "границей между деформируемыми и литейными спла­вами можно считать точку максимальной растворимости легирующего компонента в основном компоненте.

Способностью упрочняться при термообработке обладают только те деформируемые сплавы, в которых растворимость легирующего ком­понента в основном компоненте уменьшается с понижением темпера­туры, т.е. деформируемые сплавы двухфазной области α+β. Теоретических способность упрочняться должна проявляться у сплавов, расположенных за пределом насыщения основного компонента легирующим компонентом при комнатной температуре. Однако эффект упроч­нения таких сплавов невелик из-за малого количества фазы упрочнителя. Практически значительное упрочнение при термообработке наблюдается для сплавов этой области с содержанием легирующего компонента намного выше его предела растворимости при комнатной - температуре.

Границы между тремя рассмотренными группами сплавов условно показаны на диаграмме состояния (рис 2.2)являющейся наиболее типичной для алюминиевых сплавов.

Рис. 2.2. Типичная для алюминиевых сплавов диаграмма состоянии и области расположения основных сплавов: I –деформируемые (неупрочняемые I’ и упрочняемые II’ термической обработкой) и II – литейные.

Деформируете алюминиевые сплавы

К деформируемым алюминиевым сплавам, не упрочняемым термо­обработкой, относятся алюминиевомарганцевые и алюминиевомагниевые сплавы. Термообработка не может придать этим сплавам замет­ного упрочнения вследствие недостаточного количества фазы – упрочнителя.

В деформируемым алюминиевым сплавам, упрочняемым термообра­боткой., относятся двойные сплавы систем алюминий - медь и алю­минии - силицид магния (Al – Мg₂ Si) и тройные сплавы систем алюминий - магний - кремний и алюминий - медь - магний.

Алюминий является самым легким из технических металлов, однако сильно уступает другим конструкционным металлам по механической прочности. Высокие прочностные свойства у ряда алюминиевых сплавов наблюдаются только после специальной термической обработки, заключающейся в закалке и последующем их вылеживании при комнатной температуре или выдержке при повышенных температурах. Это явление впервые обнаруженное для сплавов алюминий - медь получило название дисперсионного упрочнения или дисперсион­ного твердения. Если дисперсионное упрочнение сплавов наблюдается при повышенных температурах (до 200 °С), то его называют искусственным старением, если при комнатной температуре – естественным старением. В результате предварительной закалки фиксируется состояние твердого раствора, который является пересыщенным по отношения к упрочняющим фазам. Распад пересыщенного твердого раствора происходит в несколько стадий. На начальной стадии естественного старения возникают обогащенные растворенным компонентом участки, называемые зонами Гинье-Престона. Распределение атомов в таких зонах статистически беспорядочно, как и в исходном твердом растворе. Зоны Гинье-Престона отличаются от основного твердого раствора только повышенным содержанием растворенного компонента. Атомы растворенного компонента концентрируются по определенным кристаллографическим плоскостям твердого раствора. Зоны

Гинье-Престона ориентированы в кристаллической решетке исходного твердого раствора таким образом, что пограничные, слои атомов принадлежат обеим решеткам в равной степени. Подобная когерентная связь кристаллических структур зон Гинье-Престока и основного твердого раствора вызывает значительные искажения кристалличес­кой структуры и затрудняет движение (скольжение) дислокаций. Это и вызывает заметное упрочнение сплавов при естественном старении.

Следующей стадией распада пересыщенного твердого раствора является перераспре-деление атомов в зонах Гинье-Престона, в ре­зультате которого расположение атомов в зоне уже не соответст­вует структуре основного твердого раствора и соответствует струк­туре новой фазы. Однако эти предзародыши новой фазы еще когерент­но связаны с исходным твердым раствором, т.е. решетка твердого раствора непрерывно переходит в решетку зоны, и не имеет четкой фазовой границы. Образование когерентных выделений еще более уп­рочняет сплав, так как из-за различая в структуре и параметрах
решетки кристаллические решетки твердого раствора и зон еще бо­лее искажены и это еще более затрудняет движение (скольжение) дислокаций.

Завершающей стадией распада является образование зародышей, новой фазы из зон Гинье-Престона или предзародышей. Этот пере­ход сопровождается непрерывные укрупнением зон. При некотором, критическом размере зон, вызываемые ими искажения кристалличес­кой решетки настолько велики, что становятся энергетически бо­лее выгодным выделением образовавшихся зон в виде более крупных самостоятельных кристаллов с разрушением их когерентной связи со структурой твердого раствора, из которого они выделялись. По мере развития этой стадии старения, прочность и твердость сплавов начинает снижаться.

При искусственном старение процесс распада пересыщенного твердого раствора также протекает в три стадии, повышение температуры лишь ускоряет выделение упрочняющей фазы.

В литых сплавах алюминия с медью и магнием при быстром охлаждении, когда кристаллизация имеет неравновесный характер, появляется некоторое количество эвтектики либо двойной (α + θ - фаза (CuAl₂), либо тройной (α+θ- фаза (CuAl₂))+s - фаза (CuMgAl₂)+ s – фаза.

Такие литые сплавы обладает повышенной хрупкостью, поэтому перед механической обработкой их подвергают длительному отжигу при тем­пературе 510 – 520 °С. В процессе отжига θ -фаза и S -фаза переходят в твердый раствор (растворяются). После деформации и рекристаллизационного отжига сплавы переходят в состояние твердого раствора к приобретают структуру полиэдрической формы. Под микроскопом в таких сплавах можно видеть кристаллы α - твер­дого раствора (белое поле), кристаллы θ-фазы (СuAl₂) (серого цвета) и кристаллы S -фазы (CuMgAl₂) (темного цвета).

Закалка таких сплавов состоит в нагреве выше линии предель­ной растворимости, выдержки при этой температуре в течение времени, достаточного для полного растворения упрочняющих фаз в твердой растворе и быстром охлаждении в воде.

Рис 2.3.Диафрагмма состояния системы алюминий - медь.

Двойные сплавы алюминия и меди (рис2.3) содержат не более 5,6 % меда и при достаточно высоких температурах могут быть пере­ведены в состояние однородного α -твердого раствора. Закалка по­зволяет предупредить распад твердого раствора и получить пересы­щенный твердый раствор при комнатной температуре. Непосредствен- но после закалки сплавы обладают высокой пластичностью, предал прочности и твердость "свежезакаленного" сплава лишь несколько выше, чем отожженного. Именно в этом состоянии и производят ме­ханическую обработку сплавов холодной деформацией - прокатку, штамповку, ковку, волочение и др. Однако пересыщенный α-твердый раствор меди э алюминии неустойчив при комнатной, температуре и в нем развиваются процессы естественного старения. У сплава с 5 % меди после закалки и естественного старения продел прочнос­ти повышается до 36 - 40 кГ/мм², тогда как в отожженном состоянии эти сплавы имеют предел прочности не выше 20 - 22 кГ/мм², а в закаленном - 24 - 26 кГ/мм². Максимальное упрочнение этих ставов достигается при искусственном старении при температуре 100 - 150 °С за 5 часов.

Естественное старение закаленных сплавов алюминия с медью заканчивается на первой стадии. При этом их прочность и твердость повышаются до некоторого максимального значения, после чего пе­рестают изменяться. Зоны Гинье-Престона обнаруживаемые рентге­нографическим методом, представляет собой пластины размером по­рядка 100 А в диаметре и параллельные плоскости {100} кристалли­ческой решетки α-твердого раствора.

Искусственное старение при температуре 100 - 150 °С приводит к еще более сильному упрочнению сплавов, так как при повышенных температурах происходит укрупнение зон Гинье-Престона и с тече­нием времени в этих зонах наблюдается выделение промежуточной метастабильной θ'-фазы, близкой по составу к соединению CuAl₂ и имеющей тот же тип кристаллической решетки с несколько отличающимися значениями параметров. Появление промежуточной θ '-фа­зы связано с тем, что решетка устойчивой в -фазы (CuAl₂) не обладает плоскостью, по которой была бы возможна когерентная связь с решеткой α -твердого раствора. Выделение мелкодисперсной θ' –фазы способствует еще некоторому упрочнению сплавов.

Третья стадия старения алюминиевомедных сплавов заключается в переходе метастабильной θ' -фазы в СuAl₂ и ее коагуляции с об­разованием более крупных самостоятельных кристаллов. Когерентная связь фаз разрывается, решетка основного твердого раствора начи­нает претерпевать значительно меньшие искажения, и поэтому на­блюдается разупрочнение сплавов.

В дюралюмины (сплавы системы алюминий - медь - магний) максимальное упрочнение достигается при естественном старении. Обыч­но дюралюмины содержат 3,8 - 4,9 % меди и 1,2 - 1,8 % магния; при меньшем содержании этих компонентов эффект упрочнения неве­лик из-за малого количества фаз-упрочнителей. В дюралюминах, кроме того, неизбежно присутствуют примеси железа (до 0,7.%) и кремния (до 0,5 %), присутствующие в техническом алюминии. Эти примеси, особенно железо, снижают способность дюралюминов к уп­рочнению термообработкой, так как связывают медь в сложные сое­динения, исключая ее участие в процессах старения. Поэтому в дюралюмины специально вводят добавку марганца (до 0,8 %), кото­рый образует с железом и кремнием нерастворимые в основном твер­дом растворе соединение AlF₂SiMn, в результате чего их вредное влияние устраняется. Кроме того, хотя марганец и не участвует в процессах старения, его введение в сплав само по себе вызывает некоторое дополнительное упрочнение, так как растворяясь в α -твердом растворе, он повышает его прочность..

Таким образом, современный дюралюмин является сплавом шес­ти компонентов. Однако вследствие того, что железо, кремний и отчасти марганец находятся в связанном состоянии в виде сложных соединений AlFeSiMn, AlFeSiCu и др., практически нерастворимы в твердом растворе и поэтому существенно не влияющих на ход фа­зовых превращении, их упрочнение при термообработке в основном определяется характером превращений в тройной системе алюминии -медь - магний.

В зависимости от соотношения меди и магния в дюралюминах фазами-упрочнителями в этих сплавах могут быть θ-фаза, S-фаза, фазы Т и β дают очень слабое упрочнение, и поэтому сплавы тако­го состава, при котором равновесными фазами являются Т и β, практически не применяются. В сплавах с содержанием 4 - 5 % ме­ди и I - 2 % магния основную роль в упрочнении играет S-фаза.

Закалка дюралюминов производится с температуры 490 - 500 С в холодной воде. Непосредственно после закалки дюралюмины обла­дают высокой - пластичностью, их упрочнение незначительно: продел прочности закаленного дюралюмина (26- 28 кГ/мм²) лишь несколько выше, чем отожженного (22 -24 кГ/мм²). Старенькие дюралюминов эффективно протекает уже при комнатной температуре; прочность (до. 48 кг/мм²) достигаетесь через 5-7 суток и в даль­нейшем остается постоянной (рис 2.4).

Рис 2.4. Изменение предела прочности (σ_2, кГ/мм²) закаленных дюралюминов в процессе старения при различных температурах -5(I); +20(2); +150(4) и +200(5) °C.

Старение дюралюминов протекает в соответствии с рассмотрен­ной схемой. Сначала в структуре образуются зоны, обогащенные медью и магнием, из которых затем при повышенных температурах формируются промежуточная S´-фаза, переходящая в стабильную S -фазу. Естественное старение дюралюминов заканчивается на стадии образования зон Гинье-Престона.

Структура дюралюминов после естественного старения не отли­чается от структуры сплава после закалки. После искусственного старения по границам и даже внутри зерен твердого раствора наблю­даются серые выделения θ-фазы (под микроскопом - серые) и выде­ления S-фазы (темные).

Литейные алюминиевые сплавы

Наиболее распространенными литейными алюминиевыми сплавами являются силумин - сплавы алюминия и кремния, диаграмма состоя­ния которых приведена на рис 2.5.

Применяются как доэвтектические, так и заэвтектические силу­мины. Однако сплавы доэвтектического и эвтектического состава сочетают

Рис 2.5. Диаграмма состояния системы алюминий - кремний.

в себе лучшие литейные и механические свойства и поэтому более распространены.

Структура доэвтектических силуминов содержит кристаллы α - твер­дого раствора и эвтектику (α +Si). Вследствие неравновесного ха­рактера кристаллизации силумины в литом виде состава, близкого к эвтектическому, могут содержать и кристаллы кремния. Структура заэвтектических силуминов состоит из первичных кристаллов кремния, имеющих правильную огранку, л эвтектики (α+Si).

В литых силуминах эвтектика является грубоигольчатой с включениями крупных вытянутых кристаллов кремния, и сплавы обладают повышенной хрупкостью.

С целью получения мелкозернистой эвтектики и повышения механических свойств силумины модифицируют. Модифицирование заключа­ется в том, что перед разливкой сплава его обрабатывают смесью фтористых и хлористых солей натрия. При взаимодействии этих солей с компонентами сплава образуется металлический натрий, кото­рый и оказывает модифицирующее действие.

Природа модифицирования силуминов очень сложна и, по-видимому, одновременно связана с явлением сильных локальных переохлаж­дений, вызываемых модификатором, образованием большого числа цент­ров кристаллизации и подавлением роста кристаллов кремния адсорб­цией на их гранях металлического натрия.

В результате модифицирования эвтектика становится мелкозер­нистой, предел прочности повышается на 40 - 50 %, а пластичность возрастает в 2 - 3 раза.

Модифицирование вызывает изменения и в положении линий фа­зового равновесия двойкой диаграммы состояния. Температура затвердевания эвтектики понижается с 574 до 564 °С, а эвтектичес­кая точка смещается в сторону большего содержания кремния. В. результате силумины эвтектического состава, у которых в немодифицированном состояния формируется неблагоприятная грубоигольчатая эвтектическая структура, после модифицирования, как пра­вило, имеют доэвтектическую структуру.

Силумины эвтектического состава (АЛ2) обладают хорошими ли­тейными свойствами и применяются для отливки деталей сложной формы для работы при средней нагруженности.

Двойные силумины доэвтектического состава обычно легируют добавками магния (АЛ4), меди (АЛ7), меди и магния (АЛЗ, АЛ5) цинка, марганца и др., для повышения их механических свойств. В результате силумины приобретают способность к упрочнёнию? термо­обработкой (закалка - старение).

В связи с неизбежным присутствием железа в силуминах наряду с обычными структурными составляющими присутствуют включения нерастворимых железосодержащих фаз, кристаллизующихся либо в, ви­де скелетообразных кристаллов α- (AlSiFe) фазы, называемых "китайский шрифт", либо в виде игл или пластин белее богатой, железом β-фазы (AlSiFe). Наличие железосодержащих фаз приводит к снижению механических свойств силуминов, особенно понижается ударная вязкость и пластичность. Для нейтрализации вредного влияния железа в силумины вводят марганец, в присутствии которого образуется соединение FeSiAlMn, кристаллизующиеся в более или менее компактном виде.

3. Порядок выполнения работы

1. Графически изобразить диаграммы состояния систем алюминий медь и алюминий - кремний.

2. Отметить на диаграммах состояния положение изучаемых спла­вов.

3. Схематически изобразить микроструктуру изучаемых сплавов. Разметить на схемах структурные составляющие и фазы. Дать характеристику состояния сплава (литой, отожженный и т.д.).

4. Описать структуры изучаемых сплавов.

5. Содержание отчета.
Отчет должен содержать:

а) диаграммы состояний алюминий - медь и алюминий - кремний с указанием на
них наложения изучаемых сплавов;

б) схематическое изображение микроструктур изучаемых сплавов с указанием
структурных составляющих и фаз;

в) описание структуры изучаемых сплавов.

6. Контрольные вопросы.

1)Как называют литейные алюминиевые сплавы типа Al-Si?

2)Каким способом упрочняют изделия из дюралюминия?

3)Как можно улучшить грубую структуру эвтектики силуминов, близких по составу к эвтектическому сплаву?

4)Какими методами изготовляют детали из дюралюминов?

5)Какими методами изготовляют детали из силуминов?

6)С какой целью силумины модифицируют солями натрия?

7)На чем основана возможность проведения упрочняющей термообработки
дюралюминов?

6. Литература.

1. Б.Н. Арзамасов, В.И. Макарова, Г.Г. Мухин и др. Материаловедение. - М: МГТУ им. Баумана. 2001 г.

2. Материаловедение. Под редакцией член. - кор. РАН Ю.М. Соломенцева. М. «Высшая школа» 2005 г.

3. А.П. Гуляев. «Металловедение». М., Металлургия, 1986 г.

4. Ю.М. Лахтин, В.П. Леонтьева. М., Машиностроение, 1990 г.

Дата добавления: 2015-08-29