Система Mg—Al

24.01.2017

Диаграмма состояния Mg—Al построена главным образом на основе данных работы с необходимыми дополнениями по результатам последующих исследований (рис. 39). Влияние добавок алюминия на механические свойства магниевых сплавов было изучено в работах.
Данные, полученные Фоксом по влиянию алюминия и термической обработки на свойства Mg—Al сплавов в литом состоянии, приведены на рис. 40. Образцы, изготовленные механической обработкой из литых заготовок, выдерживали 30 ч при температуре на 15° С ниже температуры солидуса, искусственное старение проводили в течение 16 ч при температуре 200° С. Необходимо отметить, что приведенные результаты относятся только к указанным выше конкретным условиям получения и обработки образцов.
Система Mg—Al

Изменение механических свойств сплавов системы Mg—Al легко может быть понято при исследовании характера изменения микроструктуры в зависимости от содержания в сплавах алюминия, Фишер, Фокс и Ларднер, Булиан и Фаренхорст и другие исследователи изучали микроструктуру двойных Mg—Al сплавов. При содержании в сплаве более 2% алюминия в зависимости от скорости охлаждения в литой структуре появляются частицы β-фазы (Mg17 Al12), в то время как в сплавах с 8% алюминия по границам зерен уже присутствует незамкнутая сетка β-фазы в виде выродившейся эвтектики. Кроме того, если только сплав не является мелкозернистым, часто встречаются междендритные пустоты, которые вместе с областями, обогащенными алюминием, распространяются от периферии к центру зерна (рис. 41).
Медленно охлажденные сплавы, например слитки большого диаметра, отлитые в изложницы, характеризуются образованием перлитных выделений около стыков некоторых зерен. Наличие подобных выделений является результатом распада твердого раствора алюминия в магнии (рис. 42).
Система Mg—Al

При нагреве сплава Mg—8% Al до температуры 350° С крупные перлитные образования начинают распадаться и превращаются в течение нескольких часов в пластинки, а затем в мелкие пластинчатые и точечные выделения. Однако для полного растворения при этой температуре крупных выделений требуется выдержка в течение нескольких суток. При повышении температуры термической обработки растворение идет более интенсивно: так, при температуре 410—430° С для полного окончания процесса требуется 24 ч. Закаленный на однородный твердый раствор сплав магния с алюминием имеет равноосную структуру с гладкими границами зерен, но при охлаждении образцов на воздухе границы зерен значительно изгибаются и утолщаются в результате образования перлитных выделений (рис. 43).
Механизм распада пересыщенного твердого раствора алюминия в магнии заключается в следующем:
а) прерывистое выделение характеризуется образованием частиц на границах и распределением их в глубь зерен, причем образующиеся выделения имеют резко очерченную границу. Выделения в зависимости от состояния сплава имеют форму троостита, сорбита или перлита (рис. 43, 44). Увеличение продолжительности выдержки, повышение температуры и низкое содержание алюминия в сплаве благоприятствуют образованию грубой перлитной структуры
Система Mg—Al

При содержании в сплаве менее 8% алюминия и термообработке при температурах ниже 200° С наблюдается только этот тип распада пересыщенного твердого раствора (не считая некоторого мозаичного распада внутри зерен);
б) непрерывное выделение наблюдается в магниевых сплавах, содержащих более 8% алюминия, и начинается через некоторое время после образования перлита. Выделение перлита при этом прекращается. Частицы, образовавшиеся при непрерывном выделении, первоначально появляются в виде осмондита, имеющего определенную кристаллографическую ориентировку, который затем коагулирует в гранулированный осмондит и сфероиды (при температурах выше 200° С) или равномерно распределяется по зерну (при температурах ниже 200° С) (рис. 45, 46).
Система Mg—Al

Данные, приведенные на рис. 40, свидетельствуют о том, что механические свойства магниевых сплавов в литом состоянии повышаются с увеличением содержания алюминия до 6%. Увеличение же содержания алюминия в сплавах более 6% приводит к монотонному уменьшению предела прочности, относительное удлинение при этом резко падает. Указанный характер изменения механических свойств соответствует увеличению на границах зерен количества относительно хрупкой β-фазы (рис. 47).
Система Mg—Al

Термическая обработка на твердый раствор сплавов системы Mg—Al по режиму, предложенному Фоксом и Ларднером, приводит к тому, что все частицы β-фазы в сплаве, содержащем 8% алюминия, растворяются, в то время как в сплаве, легированном 10% алюминия, растворяется только половина этих выделений. Следовательно, в сплавах, содержащих более 10% алюминия, в состоянии закалки предел прочности и относительное удлинение уменьшаются, причем наиболее резкое падение свойств происходит при легировании магния алюминием в количестве свыше 12%. Приведенные данные свидетельствуют о том, что появление в сплавах сетки β-фазы вызывает их охрупчивание, особенно интенсивно уменьшаются предел прочности и относительное удлинение, в то время как предел текучести имеет тенденцию к монотонному повышению.
На рис. 48 приведены кривые зависимости механических свойств от температуры старения закаленного сплава AZ91 (Mg— 9,5% Al—1% Zn—0,25% Mn), выделяющиеся фазы которого соответствуют фазам двойного Mg—Al сплава. Из рис. 48 следует, что предел прочности и относительное удлинение заметно растут в результате увеличения продолжительности термической обработки на твердый раствор. Отсюда ясно преимущество повышения содержания алюминия в твердом растворе, которое происходит за счет снижения в структуре сплава количества частиц β-фазы. Некоторое падение предела текучести, без сомнения, является результатом исчезновения сетки β-фазы, присутствие которой, как было отмечено выше, прежде всего повышает предел текучести. При увеличении содержания алюминия в твердом растворе вследствие растворения частиц β-фазы (при повышении продолжительности обработки на твердый раствор) и в результате последующего старения при 130° С образуются троостит и очень мелкий осмондит. Дальнейший рост температуры старения приводит к тому, что троостит превращается в перлит, а осмондит из мелкодисперсного становится гранулированным. Наряду с монотонным уменьшением прочностных характеристик сплавов при увеличении температуры старения в интервале температур 150—200° С заметно некоторое повышение прочности, что вызвано особенностями изменения микроструктуры в этом интервале температур.
Результаты исследований Фокса и Ларднера показали, что ни одному из описанных выше механизмов распада пересыщенного твердого раствора нельзя отдать полное предпочтение при создании высокопрочных сплавов, за исключением механизма измельчения структуры. Однако Баск и Андерсон обнаружили повышение механических свойств в сплавах, которые после термической обработки на твердый раствор были охлаждены в горячей воде и состарены, для этих сплавов была характерна меньшая склонность к прерывистому выделению.
Система Mg—Al

В соответствии с соотношением, найденным Дженкинсом и Бакнолем для дисперсионно твердеющих систем, t=Cem/T, где t — время, необходимое для получения максимальной прочности, T — абсолютная температура, С и m — постоянные, Фокс и Ларднер получили для сплава AZ91 прямую зависимость log t от 1/Т. На основании этой зависимости было показано, что время, необходимое для достижения максимальной прочности, при 100°С равно 40 дням. Такое длительное старение может обеспечить более высокие значения механических свойств для сплава AZ91, чем это было достигнуто в результате термообработки по режимам, указанным на рис. 48.
Это относится и к сплавам на основе систем Mg—Zn—Zr и Mg—Zn—РЗМ—Mn. Электронномикроскопические исследования, вероятно, показали бы в этом случае мелкодисперсное непрерывное выделение.
Сплавы на основе системы Mg—Al в литом состоянии имеют два основных недостатка: некоторую тенденцию к микропористости в толстых сечениях и относительно низкую пластичность после термической обработки сплава на максимальный предел текучести.