Промышленные сплавы. 
Металловедение: макро- и микроструктуры литейных алюминиевых сплавов

В данной главе рассматриваются особенности структуры и свойства стандартных литейных алюминиевых сплавов России, которые приведены в ГОСТе 1583—93. Именно эти сплавы и их зарубежные аналоги, прежде всего американские, являются на сегодняшний день основными промышленными сплавами на алюминиевой основе для получения фасонного литья. Полные сведения об их составах представлены в приложении 1. Здесь рассмотрены фазовые составы и основные свойства всех стандартных российских сплавов. Гарантируемые значения временного сопротивления, относительного удлинения и твердости, определенные в ГОСТе 1583—93 для соответствующих состояний, приведены в приложении 3.

В России с 1989 г. действует единая система обозначений стандартных литейных сплавов, которая содержит буквы основных легирующих компонентов и их концентрации, что позволяет легко оценить средний состав сплава (см. приложение 1). Кроме того, многие марки содержат буквы «ч» и «пч», которые определяют чистоту по примесям, а некоторые — также букву «л» для отличия от деформируемых сплавов, имеющих такую же маркировку (например АМгбл). Однако при этом следует иметь в виду, что отсутствие букв «ч» и «пч» не всегда означает высокое содержание примесей. Например, сплав АК8л допускает в два раза меньшее содержание железа, чем сплав АК7ч. Старая система обозначений, использовавшаяся в СССР (АЛ), была беспорядочной (АЛ7 — система А1—Си, АЛ8 — система А1—Mg; АЛ9 — система А1—Si) и поэтому здесь не рассматривается.

Для маркировки литейных алюминиевых сплавов в США (и во многих других странах) принята трехзначная система (плюс дополнительная цифра после точки). Первая цифра определяет базовую систему легирования: 4 — двойные силумины, 3 — легированные силумины, 2 — алюминиево-медные сплавы, 5 — магналии.

Вместе с тем следует отметить, что кроме стандартных существует множество относительно новых промышленных сплавов ограниченного потребления, маркировка которых может быть весьма специфической.

Силумины

Общая характеристика силуминов

Основную группу литейных алюминиевых сплавов составляют силумины (сплавы с кремнием в количестве 4—22%), на долю которых приходится более 90% производства всех отливок, что связано с их технологичностью при использовании практически всех видов литья. Подробная информация о применении силуминов разных марок содержится в справочниках.

Важнейшими характеристиками силуминов, определяющими их технологичность, области применения, являются механические, коррозионные и литейные свойства. Все они определяются химическим составом и структурой силуминов. Структура, в свою очередь, формируется в зависимости от условий плавки, кристаллизации и последующей термической обработки. Ниже будут последовательно рассмотрены основные закономерности влияния состава и структуры на механические, коррозионные и литейные свойства стандартных силуминов, марки и состав которых приведены в приложении 1.

Силумины по своей природе являются гетерофазными сплавами, содержание кремния в алюминиевой матрице не превышает 1—1,5%, а большая его часть входит в состав фаз кристаллизационного происхождения, прежде всего кремниевого твердого раствора — (Si). Основными легирующими элементами в силуминах (после кремния) являются медь и магний, реже цинк и никель. Все эти элементы способствуют повышению прочности и твердости, но снижают в той или иной степени показатели пластичности силуминов. Кроме алюминиевой матрицы и (Si) в силуминах часто присутствуют избыточные фазы, содержащие железо, медь, магний и марганец, реже другие элементы, в частности никель и бериллий. Влияние каждого из этих элементов рассмотрено ниже.

Содержание кремния находится в пределах 4—22%, этот диапазон можно условно разделить на три части: 4—9,

10—13 и 14—22%, что согласно двойной диаграмме А1—Si соответствует доэвтектическим, эвтектическим и заэвтектическим силуминам. В соответствии с принятой в данном пособии классификацией силумины относятся к сплавам 2—4 групп. Нижний предел по кремнию (4%) обусловлен достижением необходимого уровня литейных свойств за счет достаточно узкого эффективного интервала кристаллизации. Верхний предел связан с обеспечением минимального уровня пластичности, поскольку кремниевая фаза отличается хрупкостью.

Концентрация магния, как правило, составляет 0,2—0,6% и редко превышает 1%, что вытекает из диаграммы состояния А1—Si—Mg. Нижний предел обусловлен достижением достаточного дисперсионного упрочнения за счет вторичных выделений метастабильных фаз (3' и (3″ (Mg₂Si), а верхний должен обеспечивать невысокую объемную долю образуемых магнием эвтектических фаз, в частности Mg₂Si, для достижения заданной пластичности. Среди всех легирующих элементов и примесей магний обладает наиболее сильным эффектом влияния на механические свойства состаренных силуминов, поэтому допустимый диапазон концентраций часто находится в очень узких пределах (например, для отливок силумина АК9пч он составляет всего 0,07%). Оптимальная концентрация магния зависит как от содержания других элементов, так и от режима термообработки.

Введение

меди позволяет добиться наибольшего упрочнения силуминов в литом состоянии, поэтому ее концентрация может достигать 7—8%, т. е. в сплавах типа АК5М7 меди больше, чем самого кремния. Однако вводить медь в количестве более 4—5% нецелесообразно, так как ее предельная растворимость в (А1) составляет чуть более 4%. В то же время Си-содержащие фазы эвтектического происхождения оказывают отрицательное влияние на пластичность и другие механические свойства. После старения медь, растворенная в (А1), образует вторичные выделения. При использовании режима Тб это, как правило, метастабильные фазы 0', 0″ и Q'. При совместном легировании силуминов добавками Си и Mg оптимальная концентрация меди составляет 1—3%.

При содержании цинка до 12% (что соответствует его максимальному значению в цинковых силуминах) он практически полностью растворяется в (А1) (в небольшом количестве может растворяться и в других фазах), при этом его упрочняющее влияние сравнительно слабое. Как легирующий элемент цинк мало перспективен, но в качестве допустимой примеси такое его количество позволяет существенно расширить возможности выплавки силуминов из вторичного сырья.

В силуминах железо обычно является примесью и полностью входит в состав одной из фаз эвтектического или первичного происхождения, которые, как правило, оказывают отрицательное влияние на механические свойства. Степень влияния железистых фаз существенно зависит от морфологии, размера и распределения частиц, что наряду с требованиями к свойствам определяет допустимое содержание железа в промышленных силуминах. Оно может быть как очень строгим (менее 0,1% при литье в землю ответственных отливок), так и почти свободным (при литье под давлением допускается до 2% Fe. Наиболее вредными являются иглообразные включения фазы Al₅FeSi ((3), особенно в виде первичных кристаллов. Для многих фаз эвтектического происхождения характерна более благоприятная скелетообразная морфология (при наличии добавки марганца в ряде случаев при достаточно быстрой кристаллизации тонкодифференцированная). Примером служит фаза Al₈Fe₂Si из тройной системы А1—Si—Fe, которая в результате неравновесной кристаллизации иногда может присутствовать в составе малокремнистых силуминов. Самой лучшей является глобулярная морфология, которая может быть получена при добавлении в сплавы бериллия. В силуминах, содержащих более 0,5% Mg, даже небольшое количество железа (начиная с ОД—0,15%) часто приводит к образованию четверного соединения Al₈FeMg₃Si₆.

В системе А1—Si—Fe—Мп марганец образует фазу Al₁₅(FeMn)₃Si₂, которая в составе эвтектик, так же как и фаза Al₈Fe₂Si, характеризуется скелетообразной морфологией. Наличие марганца позволяет избежать появления иглообразных включений фазы Al₅FeSi. Однако суммарное количество Мп + Fe не должно превышать 1—1,5 (в зависимости от содержания кремния), так как в противном случае резко увеличивается риск появления крупных скоплений первичных кристаллов фазы Al₁₅(FeMn)₃. Следует отметить, что в силуминах (в отличие от магналиев и сплавов А1—Си) концентрация марганца в алюминиевой матрице мала. Типичная концентрация марганца в силуминах (в качестве добавки или примеси) обычно не превышает 0,5%.

Добавка никеля связывает железо в соединение Al₉FeNi, эвтектические включения которого в зависимости от состава сплава и скорости охлаждения при затвердевании могут иметь различную морфологию: скелетную, тонкодифференцированную и компактную (обычно овальную). Первичные кристаллы этого соединения из-за грубой морфологии нежелательны. В случае приготовления сплавов из первичных материалов высокой чистоты никель образует фазу Al₃Ni, что вытекает из диаграммы состояния А1—Si—Ni. Эта фаза обычно входит в состав эвтектик, в частности (А1) + (Si) + Al₃Ni. При совместном присутствии Ni и Си возможно образование одного из двух соединений: Al₆Cu₃Ni и Al₃(Ni, Cu)₂, что приводит к обеднению алюминиевых матриц медью, даже после закалки. При концентрации никеля, как минимум до 4 включительно (если Fe < <0,1%), образование первичных кристаллов фаз А1—Ni маловероятно. Никель входит в состав многих поршневых силуминов и часто в достаточно большом количестве (до 2—3%), что объясняется его положительным влиянием на характеристики жаропрочности и коэффициент термического расширения.

Единственная добавка, которая позволяет стабильно получать глобулярные включения Fe-содержащей фазы, — бериллий. Такая морфология является наилучшей для механических свойств и характерна для фазы Al₄Be₅Fe₂, которая во многих системах образуется при соотношении Be: Fe = 0,5 -ь 0,6. Это накладывает ограничение по концентрации железа (не более 1%), так как использование бериллия в количестве более 0,5% практически нереально. В системе А1—Si—Be—Fe кроме этой фазы образуется также четверное соединение Al₈Fe₂BeSi, для которого характерна скелетная морфология, примерно такая же, как и у фаз Al₈Fe₂Si и Al₁₅(FeMn)₃Si₂. Поскольку полное связывание железа в фазу Al₈Fe₂BeSi достигается при соотношении Be: Fe = 0,15 -ь 0,2, предотвратить появление иглообразных включений фазы Al₅FeSi даже при 1,5—2% Fe возможно сравнительно малым количеством бериллия (0,2—0,3%). Поскольку бериллий образует фазы не только с железом, но и с никелем и марганцем, анализ фазового состава сплава при совместном присутствии этих элементов может сильно усложниться. Бериллий в количестве до 0,4% входит в состав некоторых промышленных сплавов (например, АК8л и АК8МЗч), предназначенных для получения фасонных отливок ответственного назначения.

Часто используют малые добавки: стронция и натрия — для модифицирования эвтектики А1—Si, титана с бором — для измельчения зерна первичных кристаллов (А1) в доэвтектических силуминах, фосфора — для измельчения первичных кристаллов кремния в заэвтектических силуминах. Эти малые добавки практически не оказывают влияния на фазовый состав силуминов, поскольку объемная доля образуемых ими фаз очень мала.

Среди примесей, помимо железа, следует также отметить легкоплавкие металлы — свинец и олово, предельные концентрации которых ограничены, как правило, сотыми долями процента. Слабо влияя на механические свойства при комнатной температуре, они вызывают горячеломкость при литье и снижают характеристики жаропрочности.

В качестве шихтовой основы для приготовления первичных многокомпонентных силуминов обычно используют алюминий технической чистоты или двойные эвтектические силумины, марки которых различаются по содержанию примесей, в том числе железа, что определяет чистоту многокомпонентных сплавов и гарантируемый уровень механических свойств. Использование силуминов в качестве кремниевой шихты существенно облегчает приготовление сплава, так как первичный кремний растворяется в жидком алюминии в течение достаточно большого времени. Однако даже в самой чистой марке АК12оч ограничение примеси железа составляет 0,2%, что для ответственных изделий может являться недопустимо большим.

Для массового производства, когда не требуются высокие свойства, часто используют силумины, приготовленные из вторичного сырья. Такие силумины (так называемые вторичные) существенно дешевле первичных вследствие более низкой стоимости шихты, а также меньших энергозатрат при выплавке.

Важнейшими для промышленных силуминов (как и для большинства других литейных сплавов) являются следующие механические свойства: временное сопротивление (о_Б), относительное удлинение (S) и твердость по Бринеллю (НВ) при комнатной температуре.

Именно по этим характеристикам, согласно ГОСТ 1583–93, должно оцениваться качество отливок на заводах-производителях. Отливки в зависимости от технических требований могут подвергаться и другим механическим испытаниям. Наиболее распространенными из них являются усталостные, испытания на жаропрочность, а также на ударную вязкость и трещиностойкость. Следует подчеркнуть, что, поскольку силумины используются в основном как конструкционные материалы, именно механические свойства являются для них основными показателями качества.

В приложении 3 приведены минимальные гарантируемые механические свойства, которые должны иметь отливки из стандартных силуминов, получаемые разными методами литья. Типичные механические свойства, приведенные далее в этом разделе, обычно несколько выше минимальных значений.

Анализ механических свойств силуминов позволяет установить несколько основных закономерностей влияния легирующих элементов, примесей, способа литья и вида термической обработки на твердость, прочность и пластичность отливок. В частности, упрочнение и охрупчивание при увеличении концентрации основных легирующих элементов обусловлено повышением их концентрации в (А1) и, главное, увеличением объемной доли избыточных фаз кристаллизационного происхождения.

Повышенное содержание примесей — главное отличие вторичных силуминов от первичных. Выплавляемые из лома и отходов сплавы АК9, АК5М2, АК5М7, АК5М4, АК8МЗ, АК9М2 и др. в большей степени загрязнены примесями, чем силумины, выплавляемые в основном из первичных шихтовых материалов (сравните, например, аналоги: АК9 и АК9пч, АК7 и АК7пч, АК5М и АК5Мч). В результате гарантируемый уровень показателей пластичности вторичных силуминов оказывается заметно ниже, чем первичных.

Влияние состава силуминов на их механические свойства определяется прежде всего изменением фазового состава. Изменение свойств сплава одной марки в зависимости от способа литья и режима термической обработки связано в большей степени с изменением морфологических характеристик структуры, хотя, конечно, изменение фазового состава при термообработке тоже вносит заметный вклад в формирование свойств отливок.

Влияние способа литья на уровень свойств определяется главным образом скоростью кристаллизации и функционально связанной с ней дисперсностью микроструктуры. При литье в песчаные формы и по выплавляемым моделям отливки охлаждаются и кристаллизуются медленнее, чем при литье в кокиль и под давлением. В результате дендритные ячейки (А1) и кристаллы избыточных фаз в отливках, закристаллизованные в металлических формах, оказываются заметно меньше и более разветвленными (дисперсными в сечении микрошлифа), чем кристаллы кремния и других фаз в составе эвтектических колоний. Такая тонкодифференцированная микроструктура предопределяет более высокий уровень большинства механических свойств, в частности прочности и пластичности при комнатной температуре у отливок, получаемых методами литья в кокиль, под давлением, жидкой штамповкой, чем при литье в песчаные и оболочковые формы.

К аналогичным результатам приводит модифицирование структуры алюминиево-кремниевой эвтектики в высококремнистых, особенно безмедистых, силуминах. Увеличение разветвленности кремниевых кристаллов внутри эвтектических колоний способствует заметному повышению свойств при растяжении.

Еще более широкий диапазон механических свойств отливок из сплава одной марки обеспечивает использование термической обработки. В приложении 2 приведены рекомендуемые ГОСТом 1583—93 режимы термической обработки отливок из стандартных силуминов. Применительно к силуминам используют старение сразу после литья (без закалки), старение после закалки, а также закалку без последующего искусственного старения.

При старении после литья (режимы Т1 и Т2) количество и морфология фаз кристаллизационного происхождения изменяются слабо. Происходит снятие литейных напряжений и распад алюминиевого твердого раствора в тех микрообъемах, которые пересыщены в результате неравновесной кристаллизации относительно предельной растворимости при температуре старения. При этом можно получить заметное упрочнение по сравнению с исходным литым состоянием, тем более существенное, чем быстрее идет кристаллизация и, следовательно, больше пересыщенность твердого раствора. Поэтому режим Т1 наиболее эффективен и чаще всего используется после литья под давлением, а также после других видов тонкостенного литья в металлические формы.

Режим Т2 является по существу высокотемпературным старением. Он сопровождается существенной коагуляцией вторичных выделений. Поэтому прочностные характеристики в этом случае могут снижаться по сравнению с характеристиками в литом состоянии, а пластические, наоборот, растут. Для анализа фазового состава продуктов распада в состояниях Т1 и, особенно, Т2 целесообразно использовать фазовую диаграмму системы А1—Si—Си—Mg. При этом надо рассматривать не состав сплава, а состав (А1), сформировавшийся в данных условиях кристаллизации.

Закалка (режим Т4) силуминов приводит к существенным изменениям исходной литой структуры. В процессе высокотемпературной выдержки перед закалкой растворяется неравновесный избыток фаз эвтектического происхождения (в частности, А1₂Си и Mg₂Si), соответственно увеличивается легированность алюминиевого твердого раствора. В большей или меньшей степени изменяется и морфология фаз кристаллизационного происхождения. Особенно важно принципиальное изменение структуры колонии алюминиево-кремниевой эвтектики. В процессе изотермической выдержки происходят фрагментация и сфероидизация монокристаллов кремния, внутри каждой колонии последующая их коагуляция. В результате после закалки на месте бывших эвтектических колоний возникают скопления множества компактных кристаллов кремния.

Такое изменение структуры, как и уменьшение объемной доли хрупких избыточных фаз в результате их растворения, вызывает заметное повышение показателей пластичности закаленных отливок по сравнению с литым состоянием. Фазовый состав силуминов в состоянии Т4 в наибольшей степени соответствует равновесным диаграммам состояния. Учитывая многокомпонентность подавляющего большинства промышленных сплавов, полезно использовать пятикомпонентные диаграммы состояния в области сплавов А1—Si. Однако необходимо иметь в виду, что железистые фазы обычно не претерпевают никаких изменений при нагреве под закалку, даже если они являются неравновесными для данного состава.

Высокая исходная легированность алюминиевого твердого раствора позволяет, варьируя температуру и время старения после закалки (режимы Т5 — Т8), получать широкий диапазон механических свойств. Режимы Т5 и Тб используются для получения высокой прочности за счет пониженной пластичности. Режимы перестаривания Т7 и Т8 обеспечивают повышенную пластичность, а также размерную стабильность отливок из силуминов, но при этом характеристики прочности оказываются невысокими. Такие различия в свойствах определяются морфологией продуктов старения, которые огрубляются с повышением температуры и увеличением длительности старения.

Кроме трех механических свойств, регламентируемых ГОСТом 1583—93 при комнатной температуре, важными для практического использования силуминов являются характеристики вязкости, выносливости и жаропрочности.

Характеристики трещиностойкости и, особенно, ударной вязкости силуминов невысоки по сравнению с аналогичными характеристиками деформируемых и литейных сплавов со структурой типа твердых растворов, т. е. с небольшой объемной долей относительно грубых частиц фаз кристаллизационного происхождения. Именно поэтому снижение концентрации малорастворимых примесей в силуминах приводит к некоторому повышению скорости распространения усталостной трещины К_1с и ударной вязкости KCU. Таким образом, можно констатировать корреляцию этих свойств с относительным удлинением при растяжении.

Уровень предела выносливости в силуминах также относительно невысок и не очень сильно различается в сплавах разных марок. Предел выносливости должен быть связан и с прочностью, и с пластичностью. При этом его зависимость от структурных характеристик в ряде случаев существенно отличается от соответствующих зависимостей для свойств при растяжении. Например, если в модифицированном силумине с эвтектикой (Al) + (Si) механические свойства при растяжении заметно выше, чем в немодифицированном, то предел выносливости изменяется прямо противоположным образом: он тем выше, чем грубее внутренняя структура эвтектических колоний.

Огрубление микроструктуры может положительно влиять и на характеристики жаропрочности. Их уровень в зависимости от состава силуминов колеблется в гораздо более широком интервале, чем другие свойства.

Пределы ползучести и длительной прочности в первую очередь связаны с концентрацией меди: с ее увеличением они заметно растут. Положительно влияют на жаропрочность добавки никеля, а также магния при концентрациях выше 1,3%. Причины этого связаны с образованием дополнительного количества разветвленных кристаллов интерметаллических фаз, а при добавлении меди — еще с образованием вторичных выделений.

Коррозионная стойкость — второй по важности после механических свойств параметр эксплуатационной надежности конструкционных силуминов. В целом их уровень коррозионной стойкости можно назвать средним: они могут эксплуатироваться в промышленной атмосфере без защиты либо с защитой поверхности отливок, которая обычно осуществляется окраской. Силумины не склонны к коррозии под напряжением, скорость их коррозии на воздухе и в воде существенно зависит от состава.

Наибольшей стойкостью против общей коррозии на воздухе и в воде обладают безмедистые силумины с минимальной концентрацией примесей (АК7пч, АК9пч). Худшая коррозионная стойкость характерна для вторичных медистых силуминов. Существенно снижают сопротивление коррозии железо, а также неметаллические включения и усадочные поры в отливках. Диспергирование микроструктуры должно уменьшать скорость коррозии за счет меньших размеров частиц избыточных фаз и пор.

Важнейшие технологические свойства силуминов — литейные. Их высокий уровень по сравнению со свойствами других литейных алюминиевых сплавов уже многие десятилетия сохраняет роль силуминов в промышленности как основных материалов для фасонного литья на алюминиевой основе. Все другие стандартные сплавы, как уже отмечалось, существенно уступают силуминам по технологичности при литье и именно поэтому используются весьма ограниченно, несмотря на преимущества по другим свойствам. Наилучшими литейными свойствами обладают безмедистые силумины с очень узким эффективным интервалом кристаллизации. При этом уровень литейных свойств тем выше, чем ближе состав сплава к эвтектическому (силумин АК12).

Добавка меди расширяет эффективный интервал кристаллизации за счет снижения солидуса, и это вызывает некоторое ухудшение показателей горячеломкости, жидкотекучести и герметичности (из-за увеличения пористости). Наихудшими литейными свойствами среди силуминов обладают сплавы типа АК5М, содержащие 4—5% Si, а также добавки меди и магния в таком количестве, когда легкоплавкая эвтектика L + (Al) + (Si) + +A1₂Cu + Al₅Cu₂Mg₈Si₆ (505—507 °С) образуется, но ее доля мала.