обладают невысокими прочностными свойствами.

Примеси железа в сплавах Al – Si образуют сложное соединение ? (Al –

Fe – Si) в виде хрупких пластин, которые резко снижают пластичность.

Отрицательное влияние железа эффективно снижает добавка 0.2 – 0.5% Mn.

В присутствии марганца вместо ? (Al – Fe – Si) образуется фаза ? (Al – Fe

– Si – Mn) в виде компактных равноосных полиэдров, в меньшей степени

влияющих на пластичность.

Механические свойства силуминов заметно отличаются при различных способах

литья, например, при литье в песчаную форму механические свойства хуже, чем

при литье в кокиль или при литье под давлением. Объясняется это тем, что

более высокая скорость кристаллизации приводит к измельчению структурных

составляющих.

Сплав АЛ2(АК12) (11.7% Si) – единственный промышленный двойной сплав

системы Al – Si. Он характеризуется невысокими механическими свойствами,

которые в зависимости от условий литья и размеров сечения отливки сильно

колеблются.

Эвтектический состав сплава (10 – 13% Si) – обеспечивает ему отличный

комплекс литейных свойств: наиболее высокую жидкотекучесть среди всех

алюминиевых сплавов, отсутствие склонности к образованию трещин и

[pic]

Рис.9 Диаграмма состояния Al – Si

пористости. Из сплава получают плотные, герметические отливки с

концентрированной усадочной раковиной. Линейная усадка не превышает 0.8%.

Сплав широко используется для всех способов литья в различные формы,

применяется в модифицированном состоянии, без термической обработки.

АЛ2(АК12) характеризуется высокой коррозионной стойкостью. Сплав АЛ2(АК12)

применяют особенно широко для литья под давлением, а также для производства

крупногабаритных отливок.

1.4.2. Сплавы на основе системы алюминий – медь

Для анализа структурообразования в литейных сплавах Al – Cu используется

участок диаграммы состояния от Al до первого химического соединения ?

(CuAl2) (рисунок 10).Отметим ряд особенности диаграммы состояния:

1. Значительная предельная растворимость в твёрдом состоянии (Cp =

5.65% Cu) и её быстрое уменьшение с понижением температуры

определяют возможность упрочняющей термической обработки сплавов

(закалка + старение). Упрочняющей фазой являются дисперсные

вторичные выделения CuAl2. Часть меди сохраняется в твёрдом растворе

и дополнительно упрочняет сплав по растворному типу. Повышенная

прочность и жаропрочность – основные достоинства сплавов Al – Cu.

2. Эвтектическая точка сдвинута к интерметаллиду (Cэ = 33%), поэтому

эвтектика более чем на половину (по объёму) состоит из хрупкого и

твёрдого соединения CuAl2. В результате сплавы эвтектического

состава (с наилучшими литейными свойствами) совершенно не пригодны к

использованию из-за высокой хрупкости. Кроме того, значительное

содержание меди приводит к заметному увеличению плотности: от 2.7

для чистого Al до 3.3 г/см3 для сплава с 10% Cu. Указанные

обстоятельства ограничивают концентрацию добавок меди в литейных

сплавах с нижней стороны 1.0 – 1.5% (для обеспечения достаточного

растворного упрочнения), с верхней стороны 6 – 8% (во избежание

излишней хрупкости из-за образования CuAl2).

3. Невысокая температура плавления эвтектики (tэ = 548 °С) в сочетании

с большим значением Ср приводит к образованию в промышленных сплавах

широкого интервала кристаллизации (? tкр ? 100 °C).

Такие сплавы отличаются пониженной жидкотекучестью, склонностью к

пористости и образованию горячих трещин, в них сильно развита ликвация;

неравновесная эвтектика проявляется уже при 1.5 – 2.5% Cu. Таким образом,

на примере сплавов Al – Cu мы встречаемся с характерной ситуацией, когда

для получения требуемого комплекса механических свойств приходится

пожертвовать литейными технологическими свойствами.

[pic]

Рис.10 Часть диаграммы состояния Al – Cu

Сплав (АЛ7) (Cu 4.5%) упрочняется по растворному типу, а также за счёт

дисперсных выделений фазы CuAl2. Кроме того, примеси железа и кремния

образуют нерастворимые железосодержащие фазы, выделяющиеся в виде ободков

по границам дендритных ячеек. Термическая обработка заключается в закалке

от 515°С в горячей воде и искусственном старении при 150°С в течение 2 – 4

часов. Сплав АЛ7 имеет повышенную усадку (1.4%), склонен к образованию

горячих трещин и поэтому не рекомендуется для литья в кокиль. Он

применяется для литья средне нагруженных деталей, небольших по размеру.

Сплав АЛ19 (АМ5) (Cu 4.9%; Mn 0.8%; Ti 0.2%). Марганец и титан образуют

сложные интерметаллидные фазы: Ti (Al12Mn2Cu) и TiAl3 (примеси железа

жёстко ограничены). Эти фазы совместно с CuAl2 формируют твёрдый каркас по

границам дендритных ячеек и придают сплаву повышенную жаропрочность.

Термическая обработка отличается более высокими температурами (закалка от

545°С, старение при 175°С).

Сравнительно высокое содержание меди в сплаве (до 5.5%) приводит к

образованию в литом состоянии неравновесной тройной эвтектики. В связи с

этим нагрев при закалке проводят ступенчато – с выдержкой при 530°С для

рассасывания неравновесной эвтектики. Это типичный приём при термической

обработке ряда литейных сплавов, склонных к сильной дендритной ликвации.

Ниже приведены значения длительной (100ч.) прочности некоторых Al литейных

сплавов при температуре 300°С (таблица 3):

Таблица 3.

|Сплав |АЛ8 |АЛ2(АК12) |АЛ4(АК9ч) |АЛ7 |АЛ5(АК5м) |

|? 100, | | | | | |

|Мпа |15 |25 |30 |30 |65 |

По этим показателям сплавы системы Al – Cu значительно превосходят сплавы

системы Al – Si.

Все сплавы Al – Cu имеют пониженную по сравнению с другими алюминиевыми

сплавами коррозионную стойкость и нуждаются в тщательной защите от коррозии

путём нанесения лакокрасочных покрытий.

2. Сплавы системы алюминий – кремний – медь

Эта система не имеет тройных соединений, а фазы ? , CuAl2 и Si образуют

тройную эвтектику состава 63.50% Al, 31.5% Cu, 5% Si с температурой

плавления 525°С, что очень часто встречается в промышленных сплавах (АЛ6,

АЛ12). Сплавы типа силумин независимо от количества потребляемого кремния

сохраняют в ? - твёрдом растворе достаточно много меди (от 4.75 до 5.5%), в

то время как содержание кремния в тройном ? - твёрдом растворе колеблется

от 0.1% до 1.5%. Наиболее типичными представителями тройных сплавов системы

Al – Si – Cu является сплав АЛ6, который широко используется для

изготовления приборов и агрегатов. АЛ6 обладает лучшими механическими

свойствами, но худшими литейными, чем нормальный силумин. Применяется в

литом состоянии без термической обработки.

ГЛАВА 2. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

1. МЕТОДИКА ПРИГОТОВЛЕНИЯ ОПЫТНЫХ СПЛАВОВ

Для приготовления опытных сплавов использовалась электрическая печь

сопротивления шахтного типа мощностью 10 КВт с выемным графито - шамотовым

тиглем ёмкостью 10 марок. В качестве шихтовых материалов использовались:

1. Al чушковой марки А99

2. Силумин чушковой Сил 00

3. Электролитическая медь марки М 00

4. Лигатура двойная Al – Ti или соль K2TiF6

5. Лигатура двойная Al – Zr или соль K2ZrF6

Сначала в тигель загружался Al и после его расплавления, при температуре

760° С, последовательно вводились медь и силумин. В случае применения

модификаторов, в первую очередь вводились соответствующие лигатуры или

соли, при температуре 780° С. Состав полученных сплавов контролировался

химическим анализом. Температура заливки металла составляла 700° С.

Контроль температуры осуществлялся с помощью термопары хромель – алюмель

(ХА).

Металл разливался в заранее приготовленные формы специальных

технологических проб для определения горячеломкости.

2.2. ИССЛЕДОВАНИЕ ГОРЯЧЕЛОМКОСТИ СПЛАВОВ СИСТЕМ Al – Si, Al – Cu, Al – Si

– Cu ПО ПОКАЗАНИЯМ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПРОБ

Для оценки горячеломкости сплавов системы Al – Si были выбраны

концентрации 0.25, 0.5,1.0, 1.5, 2.0, 3.0, 5.0 % Si. Были выплавлены

соответствующие составы исследуемых сплавов и отлиты технологические пробы.

Общий вид отливки по кольцевой пробе показан на рисунке 11.

На рисунке 12 представлена кривая изменения горячеломкости сплавов

системы Al – Si в зависимости от содержания второго компонента. Видно, что

максимум горячеломкости соответствует сплаву, содержащему 0.25% Si. При

дальнейшем увеличении концентрации кремния горячеломкость снижается и при

содержании более 2% становится равной нулю. Снижение горячеломкости

происходит благодаря уменьшению линейной усадки в интервале кристаллизации

(вследствие увеличения количества жидкой фазы, кристаллизующейся при

постоянной температуре). Увеличение количества эвтектики в сплаве создаёт

также благоприятные условия для интердендритного питания и, следовательно,

для залечивания возникающих трещин жидкостью эвтектического состава.

Рис.11 Отливка технологической пробы на горячеломкость

[pic]

Рис.12 Изменение горячеломкости сплавов системы Al – Si

На том же рисунке (12) приведено значение горячеломкости сплава,

содержащего 0.25% Si с добавкой модификатора, в качестве которого

использовался Zr в количестве 0.1%. Видно, что введение модификатора не

оказывает влияния на снижение горячеломкости.

На рисунке 13 представлено изменение горячеломкости сплавов системы

Al – Cu в зависимости от содержания меди. Максимальной горячеломкостью

обладает сплав, содержащий 0.5% Cu.

Модифицирование сплава данного состава так же, как и в предыдущем

случае, не приводит к снижению горячеломкости.

При увеличении содержания меди в этой системе после точки максимальной

горячеломкости снижение горячеломкости протекает более умеренно, чем в

системе Al – Si. После некоторого снижения, при содержании меди, равном 4%,

вновь наблюдается увеличение горячеломкости, и лишь при концентрациях меди

выше 4% имеет место заметное снижение горячеломкости. Появление второго

максимума горячеломкости объясняется в данном случае развитием обратной

ликвации (микроструктурный анализ показал, что в кольцевых пробах

сердцевина сильно обеднена медью, а поверхностные слои обогащены ею по

сравнению с нормальной структурой сплава).

В тройной системе Al – Si – Cu (рисунок 14) при увеличении

концентрации кремния и меди существенное снижение склонности к образованию

горячих трещин после достижения максимума горячеломкости (42.5 мм)

обуславливается главным образом влиянием кремния (образованием

эвтектической составляющей). Уже при содержании обоих легирующих элементов

в количествах выше 3%, горячеломкость снижается до такого уровня (15-22.5

мм), который позволяет гарантированно получать свободные от горячих трещин

сложные по конфигурации отливки методами литья в постоянные металлические

формы.

Эффективный интервал кристаллизации при добавлении к чистому

металлу второго компонента возрастает, достигает максимума на

концентрационной границе появления эвтектики и затем постепенно уменьшается

до нуля в точке совпадения температуры начала линейной усадки с

эвтектической горизонталью. Горячеломкость тем больше, чем больше

эффективный интервал кристаллизации, и поэтому состав сплава должен

совпадать с границей появления эвтектики. Это положение сыграло важную роль

в изучении зависимости горячеломкости от состава, так как оно позволило

связать сопротивляемость сплавов образованию трещин с диаграммой состояния

и, в первом приближении, предсказать область составов наиболее горячеломких

сплавов. Появление эвтектики и распределение её по границам кристаллитов в

виде тонких прослоек существенно охрупчивает сплав, снижая его механические

свойства, и, следовательно, его способность сопротивляться возникающим

напряжениям. Кроме того, у сплавов с наибольшим эффективным интервалом

кристаллизации линейная усадка в этом интервале получает максимальное

[pic]

Рис.13 Изменение горячеломкости сплавов системы Al - Cu

[pic]

Рис.14 Изменение горячеломкости в сплавах системы Al – Si – Cu

Страницы: 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7, 8