Диаграмма Al — Mg — Si

Эта простая по строению диаграмма состояния тщательно изучена. Хо­роший обзор по системе А1—Mg—Si выполнен авторами работ. В рав­новесии с алюминиевым твердым раствором находится соединение Mg₂Si. Оно лежит на квазибинарном разрезе Аl—Mg₂Si, отвечающем отношению концентраций Mg: Si=l,73. В табл. 10 приведены двойные и тройные нонвариантные реакции в области, богатой алюминием.

Таблица 2.10

НОНВАРИАНТНЫЕ РЕАКЦИИ В АЛЮМИНИЕВОМ УГЛУ ДИАГРАММЫ Al-Mg-Si

Химический состав фаз Si, Мg₅Аl₈ и Mg₂Si, участвующих в реакциях по-видимому, незначительно отличается от стехиометрического. Атомы магния и кремния в алюминиевом твер­дом растворе стремятся к образованию «молекул» Mg₂Si. Раствори­мость Mg₂Si в твердом алюминии в твердом состоянии несколько уменьшается, если содержание кремния превышает отношение концентраций Mg : Si=l,73

Алюминиевый угол диаграммы Аl—Mg—Si:

а — проекция поверхности ликвидус; б — распределение фазовых областей в твердом состоянии. Концентрации, отвечающие точкам А, В, С, D и Е, приведены в табл. 11— линия квази-бинарного разреза

Соединение Mg₂Si (63,2% Mg и 36,8% Si) обладает кубической решет­кой (12 атомов в элементарной ячейке) с параметром а = 6,35н-6,40 А. Оно изоморфно фазам Mg_sGe, Mg₂Pb, MgsSri, но имеет очень узкую область существования. Его температура плавления составляет 1087°С, плотность - 1,88 г/см³.

Таблица 2.11

ИЗМЕНЕНИЕ КОНЦЕНТРАЦИИ АЛЮМИНИЕВОГО ТВЕРДОГО РАСТВОРА, В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ 

В неравновесных условиях (после кристаллизации с большой скоростью охлаждения) появляется тенденция к локальной ликвации. При этом кри­сталлы кремния могут появляться в сплавах, где кремний должен входить в соединение Mg₂Si. Благода­ря ликвации соединение Mg₂Si или Mg₅Al₈ может присутствовать в спла­вах, которые в равновесном состоя­нии являются однофазными. Однако при получении материалов в пол­ностью неравновесных условиях зна­чительное различие в структуре от­сутствует.

Поверхностное натяжение трой­ных сплавов уменьшается при введе­нии магния и кремния. Магний увеличивает, а кремний уменьшает па­раметр решетки алюминия. Значение параметра решетки твердого раствора магния и кремния в алюминии меньше расчетного значения, полученного сум­мированием эффектов от раздельного введения магния и кремния. По данным работы, параметр решетки уменьшается впроцессе старения. Однако это противоречит общепризнанным сведениям. Изучено изменение параметра решетки при деформации. Термический коэффициент линейного расширения сплавов, близких по составу к разрезу Al—Mg₂Si, практически не отличается от алюминия. При большем содержании магния коэффициент несколько возрастает, при увеличении концентрации кремния снижается, но эти колебания незначительны.  При отношении концентраций Mg: Si = 1,73 обнаруживается аномалия электросопротивления. Электросопротивление сплавов, содержащих l%Mg+Si, при 447°С составляет порядка 8,6—8,8 x 10^-8 Ом-м, а в сплавах с отношением Mg:Si=l,73 оно падает ниже 8,5 x 10^-10Ом-м. При комнатной температуре электросопротивление сравнительно невелико: 3—3,2-10^-8 Ом-м у сплавов с 1—1,5% Mg₂Si вполностью состаренном состоянии и 2,8—2,9x10^-8 Ом-м — после отжига. Избыток кремния увели­чивает, а избыток магния уменьшает электросопротивление;

Температурный коэффициент электросопротивления составляет 3,6—3,8- 10^-12 Ом-м/°С . Сплавы переходят в сверхпроводящее состояние при

-271,9°С (1,3 К), но после старения до максималь­ной прочности температура перехода снижается до -272,5°С (0,7 К) .

Увеличение количества фазы Mg₂Si незначительно влияет на модуль упругости алюминия; при избытке кремния он повышается, а при избытке магния— несколько снижается. Скорость распространения ультразвука в алюминии слегка возрастает при увеличении концентраций силицида магния ; этот эффект более ощутим в присутствии избытка кремния. Электродный потенциал (относительно каломельного электрода) фазы Mg₂Si меняется в зависимости от поляризации в интервале 0,7—1,5 В, а потенциал алюминиевого твердого раствора мало меняется при растворе­нии или выделении фазы Mg₂Si. Поэтому при правильном соотношении концентраций магния и кремния сплавы системы Al—Mg—Si обладают очень хорошей коррозионной стойкостью: в термически обрабо­танном состоянии сплавы не чувствительны к межкристаллитной коррозии; к коррозии под напряжением. Межкристаллитная коррозия может воз­никнуть, если на границах зерен образуется сплошная прослойка выделений Mg₂Si . Избыток магния мало влияет на коррозионную стойкость. При избытке кремния формируется обедненная приграничная зона с электроот­рицательным потенциалом по отношению к остальному материалу. Это может вызвать определенную склонность к межкристаллитной коррозии. Сплавы сбольшим избытком магния имеют несколько более низкую коррозионную стойкость, чем соответствующие композиции системы Al—Mg . Основным фактором, определяющим коррозионное поведение сплавов, богатых кремнием, является пара : алюминиевый твердый раствор — кремний, а малые добавки Mg₂Si обычно оказывают очень слабое влияние.

Скорость диффузии магния и кремния из сплавов, содержащих Mg₂Si (с избытком или без избытка кремния), в алюминий уменьшается при сов­местном присутствии этих двух элементов, оставаясь пропорцио­нальной градиенту концентрации. В случае направленной кристаллизации квазибинарной эвтектики фаза Mg₂Si имеет такие же ориентационные соотношения с матрицей , как и при выделении из твердого раствора. Процесс выделения при старении начинается с образования сферических зон. На очень ранней стадии старения они удлиняются в на­правлении матрицы и приобретают иглообразную форму. Диаметр частиц                                     на этой стадии составляет 15—60 А, длина 160—2000 А, а плотность рас­пределения 2-10¹² мм-³ или 3-10¹⁵ мм-³. Образование частиц приводит к возникновению в матрице сжимающих напряжений, ве­личина которых может достигать предела текучести.

Игольчатые выделения растут, приобретая сначала стержневидную, а затем пластинчатую форму фазы MgsSi (рис. приведён ниже). Максимум твердости отвечает моменту старения, предшествующему образованию пластинчатых частиц. Наибольший размер выделений перед началом разупрочнения составляет 0,03 мкм, что в 10 раз меньше, чем в других сплавах, упрочняемых при старении. Промежуточная фаза обладает частичной когерентностью с матрицей.

Рис. 110. Микроструктура сплава  Аl — 0,9% Mg – 0.6% Si:

а — медленное охлаждение при закалке истарение при 177°С, 5 ч; грубые частицы (5-фазы, образовавшиеся в про­цессе охлаждения, мелкие выделения В-фазы, возникшие при старении, и зона, свободная от выделений вокруг частиц В’-фазы, х8000; б — закалка в воде и старение при 177°С, 5 ч; присут­ствует только В’-фаза, х40000 (данные Research Laboratory, Granges, Essem. Швеция): в — закалка в воде и старе­ние при 302°С. 1 ч, крупные квадратные пластинки В-фазы, х25000 (данные-Bnnbury Research Center, Alcan Int. Ltd.)

 Избыток кремния, увеличивая пересыщение матрицы, приводит к повышению плотности распределения зон. При этом эффект упрочнения при старении возрастает. Скорость старения в условиях приложения высокого давления уменьшается .

Влияние факторов, определяющих процесс старения носит обычный характер. Наибольшие скорость старения и максимум упрочнения отвечают содержанию Mg₂Si, несколько превышающему предельную растворимость в твердом состоянии. Холодная деформация ускоряет старение и уменьшает эффект упрочнения, но при достаточно большой степени деформации упрочнение превышает снижение эффекта дисперсионного отвердения. Холодная деформация после старения может привести к уменьшению прочности. На механические свойства состаренного материала существенно влияет также текстура. Закалка с очень высокой скоростью охлаждения способствует образованию весьма дисперсных выделений, поэтому для получения максимальных прочностных свойств требуется возможно большая скорость закалки. Закалка на воздухе уменьшает упрочнение при старении. Особенно это относится к сплавам с содержанием Mg₂Si, отвечающим предельной растворимости. Сплавы с меньшей концентрацией можно закаливать на воздухе, особенно в случае применения последующего искусственного старения для повышения прочностных свойств. Закалка в среде с температурой старения может улучшить или ухудшить механические свойства в зависимости от температуры старения. Большое влияние на свойства оказывает перерыв между закалкой и искусственным старением. Если низкотемпературное старение происходит до образования зон определенного размера, то при последующем искусственном старении зоны растворяются не полностью, а максимум на изотермах прочностных свойств уменьшается и носит размытый характер. Эффект тем

 значительнее, чем ниже температура старения и выше содержание Mg₂Si. Это явление возникает уже через 1 ч старения при комнатной температуре. Нагрев до 227—277°С приводит лишь к частичному возврату в сплавах, состаренных при 127—177°С. Но путем использования специальной обработки возможно многократное получение эффекта возврата. Кратковременное предварительное старение (в течение нескольких минут при температуре выше комнатной) сразу после закалки подавляет старение при комнатной температуре. Небольшое повышение прочностных свойств, обусловленное интенсификацией процесса образования зародышей, возможно в результате кратковременной низкотемпературной (—33°С) обработки; при проведении всех этих обработок требуется очень точное соблюдение режима. Добавки меди, хрома, марганца и золота также влияют на эффект перерыва между закалкой и старением. Термомеханическая обработка с низко-, а затем высокотемпературным старением и пластической деформацией между этими ступенями старения улучшает свойства, но если содержание Mg₂Si превышает 1% (ат.), кратковременное предварительное старение приводит к ухудшению механических свойств . Циклическое нагружение вызывает растворение и повторное образование зон ГП в течение каждого цикла