Алюминий литейный

Литейные алюминиевые сплавы - общая характеристика: для изготовления фасонных деталей применяют литейные алюминиевые сплавы, которые имеют низкую плотность и высокую удельную прочность.

По назначению конструкционные литейные алюминиевые сплавы можно условно разбить на следующие группы:

1) сплавы, отличающиеся высокой герметичностью [АЛ2, АЛ4, АЛ9, ВАЛ8, АЛ9-1, АЛ34 (ВАЛ5), АЛ4М, АЛ32 ];

2) высокопрочные жаропрочные сплавы [АЛ 19, АЛЗ, АЛ5, АЛ5-1, АЛ33 (ВАЛ 1)];

3) коррозионно-стойкие сплавы (АЛ8, АЛ22, АЛ24, АЛ27, АЛ27-1).

3) коррозионно-стойкие сплавы (АЛ8, АЛ22, АЛ24, АЛ27, АЛ27-1).

цирования, вызывающий повышение прочностных и особенно пластических свойств сплавов.

Качество литейных алюминиевых сплавов определяется не только механическими свойствами, но и технологическими характеристиками: жидкотекучестью, степенью изменения механических свойств в зависимости от сечения отливки, герметичностью, склонностью к горячим трещинам и др.

Способы литья и виды термической обработки обозначаются следующим образом:

3 - В песчаную форму

В - По выплавляемым моделям

О - В оболочковые формы

К - В кокиль

Д - Под давлением

М - Сплав при литье подвергался модифицированию

Т1 - Старение

Т2 - Отжиг

Т4 - Закалка

Т5 - То же и частичное старение

Т6 - и полное старение

Т7 - и стабилизирующий отпуск

Т8 - и смягчающий отпуск

При определении механических свойств на образцах, вырезанных из отливок, допускается снижение временного сопротивления на 25 % и относительного удлинения до 50 %.

Стабильность размеров литейных алюминиевых сплавов (и сравнение с некоторыми магниевыми сплавами): были исследованы наиболее распространенные в приборостроении и машиностроении алюминиевые и магниевые сплавы систем Аl—Si (АЛ2 и АЛ9), Аl—Сu—Мn-(АЛ19 и АЛ321), Аl—Zn—Mg (АЛ24), Al—Mg (АЛ8), Mg—Аl (МЛ5), Mg—Zn (MЛ12), Mg—Nd (МЛ10). Режимы термической обработки сплавов указаны в таблице ниже.

Марка сплава	Режим термической обработки
АЛ9 (Al-Si-Mg)	Т2 - отжиг при 280 °С 3ч. Т5 - закалка с 535 °С 4 ч, старение при 150 °С 2 ч. Т7 - закалка с 535 °С 3 ч, старение при 220-230 °С 4 ч
АЛ24 (Al-Zn-Mg)	Т5 - закалка с 540 °С 4ч, охлаждение на воздухе, старение при 160 °С 24 ч
АЛ8 (Al-Mg)	Т4 - закалка с 435 °С 20 ч, охлаждение в горячей воде (70-90 °С)
АЛ19 (Al-Cu-Mn)	Т5 - нагрев под закалку с 530 °С 7 ч + 545 °С 7ч, охлаждение в горячей воде (70-90 °С), старение при 175 °С 3 ч
АЛ321 (Al-Cu-Mn-Cr-Cd)	Т6 - нагрев под закалку с 535 °С 8 ч + 540 °С 8ч, охлаждение в горячей воде (70-90 °С), старение при 175 °С 8 ч + 190 °С 4 ч
МЛ5 (Mg-Al)	Т6 - закалка с 415 °С 12 ч, охлаждение на воздухе, старение при 200 °С 16 ч
МЛ6 (Mg-Al)	Т6 - закалка с 400 °С 18 ч, охлаждение на воздухе, старение при 200 °С 16 ч
МЛ10Ц (Mg-Nd)	Т2 - отжиг при 300 °С 6 ч. Т6 - закалка  с 530 °С 15 ч, охлаждение на воздухе, старение при 200 °С 10 ч
МЛ12Т6 (Mg-Zn)	Т6 - закалка с 330 °С 12 ч, старение при 180 °С 24 ч

Наиболее активным изменением размеров характеризуется применяемый в закаленном состоянии алюминиевый сплав АЛ8, структура которого состоит из твердого раствора Al—Mg. Изменение размеров этого сплава продолжается с мало изменяющейся интенсивностью на протяжении всего периода испытаний, что свидетельствует о неравновесном состоянии структуры твердого раствора. Искусственное старение сплава АЛ8 нецелесообразно вследствие его малой эффективности, а также отрицательного влияния на коррозионную стойкость.

Процессы распада пересыщенного магнием и цинком твердого раствора алюминиевого сплава АЛ24 протекают уже при комнатной температуре, вследствие чего этот сплав склонен к естественному старению.

Объемные изменения в процессе искусственного старения при 160- 200° С прекращаются после 24 ч выдержки. Однако и после такого старения сплав АЛ24Т5 характеризуется значительными объемными изменениями при 100° С.

Старение закаленного силумина АЛ9 при 150° С (режим Т5) не обеспечивает стабильности структуры, достаточной для подавления объемных изменений при 100°С. После отжига при 280-300° С (режим Т2), а также старения закаленного сплава при 220-230° С (режим Т7) изменений размеров ненагруженных образцов при 100°С не обнаружено.

Не обнаружено изменений размеров при 100° С в образцах из сплавов системы Аl-Сu АЛ19Т5 и АЛ321 и магниевом сплаве МЛ10Ц (Mg-Nd), что свидетельствует о стабильности структуры этих сплавов. Объемные изменения в закаленном сплаве МЛ5 (Mg-Аl) при 100° С отсутствуют после 20-часового старения при 190-200° С, которое протекает с интенсивным увеличением размеров.

Среди алюминиевых сплавов наиболее высокой релаксационной стойкостью характеризуются высокопрочные сплавы системы Аl-Сu АЛ321 и АЛ19. Более низкой релаксационной стойкостью обладают сплавы систем Al-Zn (АЛ24) и Al-Si (АЛ9). Очень низкая релаксационная стойкость у алюминий-магниевых сплавов, как это видно на примере высокопрочного сплава АЛ8.

Среди магниевых сплавов высокой размерной стабильностью характеризуются сплавы системы Mg-Nd (МЛ 10). Сплавы систем Mg-Аl (МЛ5, МЛ6) и Mg-Zn (МЛ12) обладают сравнительно низкой релаксационной стойкостью при 100° С.

Как отмечалось ранее, сопротивление микропластическим деформациям в условиях длительного нагружения определяется природой твердого раствора и упрочняющих фаз. Сравнение релаксационной стойкости сплавов с диаграммами состояний соответствующих систем показывает, что высокой релаксационной стойкостью обладают только те из них, в которых концентрация твердого раствора не изменяется в интервале температур от комнатной примерно до 200° С. Примером могут служить сплавы систем Al-С и Mg-Nd. Чем больше изменяется концентрация твердого раствора в указанном интервале температур, тем ниже релаксационная стойкость, что хорошо видно на примере сплавов систем Al-Mg, Mg- Al и Mg-Zn.

Относительно прочный в закаленном состоянии (Т4) сплав АЛ8 отличается наиболее низкой релаксационной стойкостью вследствие большой пересыщенности магнием твердого раствора и резкого изменения с температурой концентрации твердого раствора. Коэффициент диффузии магния в алюминии весьма высок. При нагревании до 100° С в сплаве интенсивно проходят диффузионные процессы с образованием и выделением фаз Al₃Mg₂ или Al₈Mg₅ по границам зерен. С повышением температуры эти фазы выделяются по всему зерну. Выделяющиеся фазы имеют гексагональную решетку а = 11,38; с = 17,8. Кристаллографическое несоответствие дополнительно понижает устойчивость структуры.

Алюминиево-кремнистые сплавы АЛ2, AЛ9 и др., хотя и характеризуются малым изменением концентрации твердого раствора, однако обладают низкой релаксационной стойкостью вследствие нестабильной дислокационной структуры из-за наличия фаз с резко различающимися коэффициентами линейного расширения, а также низкой легированности твердого раствора, поскольку растворимость кремния в алюминиевой фазе чрезвычайно мала (0,05% при 25° С).

После закалки сплава МЛ5 образуется сильно пересыщенный твердый раствор. Старение Mg-Al сплавов происходит без образования переходных структур и очень часто по двухфазному прерывистому механизму. В процессе старения по границам зерен выделяются крупные пластинки Mg₄Al₃ в виде псевдоэвтектики, что создает большую микронеоднородность сплава и ослабляет приграничную зону. Большая нестабильность и неоднородность структуры обусловливает низкую релаксационную стойкость сплава MЛ5T6 при 100° С.

Сплав МЛ10, легированный неодимом, после закалки и искусственного старения отличается относительно высокими напряжением течения и стабильностью структуры и поэтому имеет хорошие показатели сопротивления микропластическим деформациям. Растворимость неодима в магнии практически не изменяется в интервале температур 200-300° С, что обусловливает большую устойчивость структуры в условиях испытаний. Легирующий элемент Nd после закалки и старения присутствует в виде большого количества мелкодисперсной фазы (Mg₉Nd), равномерно распределенной по всему объему зерна и у границ, что также способствует повышению показателей сопротивления микропластическим деформациям.

Высокой релаксационной стойкостью характеризуются сплавы системы Аl-Сu-Мn. Относительно высоколегированные сплавы этой системы АЛ321, АЛ19 отличаются большой структурной стабильностью и, следовательно, высокой релаксационной стойкостью при 20 и 100° С. Эти сплавы отличаются также высокими прочностными свойствами при комнатной и повышенных температурах. Растворимость марганца и меди в алюминии незначительно изменяется в интервале температур 20-200° С. Коэффициенты диффузии марганца и меди в алюминии сравнительно низкие. Марганец понижает скорость распада твердого раствора, участвует в образовании устойчивой сложной фазы Т (Al₁₂Mn₂Cu), распределяющейся равномерно по зерну и по границам в виде мелкодисперсных частиц.

Наиболее высокой размерной стабильностью среди литейных алюминиевых сплавов обладает высокопрочный сплав АЛ321, который дополнительно легирован хромом и кадмием. Эти элементы повышают устойчивость твердого раствора и способствуют более равномерному распределению мелкодисперсных выделений. Повышение содержания меди в сплаве АЛ321 до 5,5-6,0% позволило значительно улучшить его литейные свойства в сравнении со сплавом АЛ19. Высокая релаксационная стойкость в сочетании с высокими механическими и удовлетворительными литейными свойствами позволили широко внедрить сплав АЛ321 для получения сложных литых деталей с повышенными требованиями к размерной стабильности.

На примере сплава AJ1321 можно дополнительно проследить влияние старения на механические свойства и релаксационную стойкость дисперсионно-твердеющих сплавов.

В закаленном состоянии указанный сплав обладает низким сопротивлением микропластическим деформациям, что связано с большой скоростью диффузионных процессов в пересыщенном твердом растворе, находящемся под влиянием напряжения при повышенной температуре. С повышением температуры старения релаксационная стойкость резко возрастает вследствие изменения степени пересыщенности твердого раствора. Максимальной релаксационной стойкостью обладают несколько перестаренные сплавы, когда процессы распада в значительной степени проходят без заметной коагуляции выделений (упрочняющих фаз). При этом прочностные свойства несколько снижаются. Так, максимальные прочностные свойства в сплаве AЛ321 достигаются после старения при 175° С, в то время как максимальная размерная стабильность - после старения при 200 С.

Таким образом, для получения максимальной размерной стабильности стареющих сплавов температура старения должна быть несколько выше в сравнении с обработкой на максимальную прочность.

Сплавы в упрочненном по оптимальным режимам состоянии, характеризуются более высокой размерной стабильностью, чем в неупрочненном виде.