Сплавы системы Al-Mg (AMгl; АМг2; АМг3; АМг4; АМг5; АМг6)
К сплавам системы Al-Mg относится большая группа широко используемых в промышленности сплавов: АМг0,5; AMгl; АМг2; АМг3; АМг4; АМг5; АМг6. Из них изготавливают почти все виды полуфабрикатов: листы, плиты, поковки, штамповки, прессованные изделия (прутки, профили, панели, трубы) и проволоку. Все сплавы рассматриваемой группы хорошо свариваются всеми видами сварки.
Полуфабрикаты из этих сплавов имеют относительно высокий уровень прочностных характеристик по сравнению с другими термически неупрочняемыми сплавами. Так, минимальные значения предела текучести для листового материала (толщина ~2 мм) в отожженном состоянии для указанного ряда сплавов соответственно равны 30, 40, 80, 100, 120,150 и 160 МПа. Временное сопротивление, как правило, в два раза выше предела текучести, что свидетельствует об относительно высокой пластичности этих сплавов. Однако они довольно быстро нагартовываются, что отрицательно влияет на их технологическую пластичность. Последняя значительно понижается с увеличением концентрации магния. Поэтому сплавы с содержанием магния более 4,5 % можно отнести к «полутвердым» и даже «твердым» сплавам.
Отрицательная роль повышенного содержания магния в большей степени проявляется при изготовлении прессованных изделий. Сплавы с высоким содержанием магния прессуются с низкими скоростями (в десятки раз меньшими, чем, например, некоторые сплавы системы Al-Zn-Mg или Al-Mg-Si), что существенно понижает производительность прессовых цехов. Производство катаных полуфабрикатов из сплава АМг6 - процесс трудоемкий. Поэтому в последнее время высоколегированные магналии стали заменять более технологичными сплавами, например, сплавами на основе системы Al-Zn-Mg (1935, 1915, 1911), которые значительно превосходят сплав АМг6 по прочностным свойствам (особенно по пределу текучести) и не уступают ему по многим коррозионным характеристикам.
Низколегированные магналии с содержанием магния до 3 % найдут еще более широкое применение вследствие их высокой коррозионой стойкости и пластичности. Согласно диаграмме состояния сплавов Al-Mg, при температуре эвтектики в алюминии растворяется 17,4 % Mg. При понижении температуры эта растворимость резко снижается и в области комнатных температур составляет примерно 1,4 %.
Таким образом, сплавы с большим содержанием магния в обычных условиях имеют пересыщение по этому элементу (зависящее от марки сплава), и, следовательно, в них должен проявляться эффект старения. Однако структурные изменения, протекающие в этих сплавах в процессе распада твердого раствора, практически не оказывают никакого влияния на уровень прочностных характеристик и в то же время резко изменяют коррозионную стойкость полуфабрикатов. Причина такого аномального поведения заключается в характере распада твердого раствора и фазовом составе выделений. Поскольку для сплавов Al-Mg верхняя температурная граница образования зон ГП (или критическая температура растворимости зон ГП - tK) значительно ниже комнатной температуры, то распад твердого раствора происходит по гетерогенному механизму с образованием переходной (В`) и равновесной (В-Mg2Al3) фаз. Эти выделения зарождаются гетерогенно на границах раздела (зерна, интерметаллидные частицы и т. п.), а также дислокациях и поэтому их вклад в процесс упрочнения невелик и полностью компенсируется степенью разупрочнения, обусловленного снижением концентрации магния в твердом растворе. По этой причине на практике и не наблюдается эффекта упрочнения сплавов этой группы при распаде твердого раствора в процессе естественного или искусственного старения пли при различных режимах отжига.
Фаза В в нейтральном водном растворе хлоридов (3 % NaCl) имеет отрицательный потенциал коррозии, равный - 0,930 В. В этом же растворе, но при меньших значениях рН, т. е. в кислой среде, разница потенциалов между фазой и твердым раствором хотя и уменьшается, но остается достаточно большой: (-0,864 В) - - (-0,526 В) =0,338 В. И, наоборот, в щелочной среде (3% NaCl+1% NaOH) алюминий и сплавы алюминия, содержащие 1- 9 % Mg, становятся отрицательнее В-фазы, и разница потенциалов для крайних значений указанной области концентрации магния соответственно составляет +0,24 и +0,18 В. Рассмотренные особенности изменения электрохимических характеристик отдельных структурных составляющих сплавов А1-Mg в зависимости от внешней среды в основном и определяют сопротивление этих сплавов МКК, РСК и КР.
Из изложенного следует, что сплавы с содержанием магния более 1,4% потенциально могут быть чувствительны к одному, двум или всем указанным ранее видам коррозии. Однако большой опыт эксплуатации конструкций и многочисленные эксперименты показывают, что практически сплавы с концентрацией магния, не превышающей 3,5% (AMrl, АМг2 и частично АМг3), не проявляют чувствительности к КР и РСК (рис. 56).
Электронно-микроскопические исследования показывают, что это связано с дискретным распределением частиц В-фазы по границам зерен в связи с малым пересыщением твердого раствора. Поэтому процесс коррозии в нейтральных и кислых средах ограничивается лишь только электрохимическим растворением тех частиц, которые выходят на поверхность сплава, непосредственно контактирующего с электролитом.
Такие сплавы коррозионно устойчивы и в нагартованном состоянии, т. е. хотя нагартовка и ускоряет распад твердого раствора, однако она не изменяет характера распределения выделений на границах зерен. В то же время за счет благоприятного в этом случае влияния структурной анизотропии сопротивление коррозионному питтингу существенно возрастает. Сплавы с содержанием магния более 3,5 % (АМг3, АМг4) и особенно более 5 % (АМг5, АМг6) в определенном структурном состоянии и при определенных условиях внешней среды могут быть чувствительны к МКК и РСК, а также и к КР.
Для сплавов системы Al-Mg электрохимические факторы в коррозионном растрескивании играют значительно большую роль, чем для сплавов других систем. Поэтому предотвращение образования пленки В-фазы по границам зерен целесообразно и для повышения сопротивления КР. В производственных условиях именно такой способ повышения сопротивления КР среднелегированных магналиев нашел широкое распространение.
Для малолегированных сплавов с содержанием магния более 1,4 % использование методов термической и термомеханической обработки, способствующих равномерному распределению В-фазы играет меньшую роль, чем для средне- и высоколегированных. Однако в полунагартованном состоянии, полученном с использованием эффекта НТМО, кроме появления структурной анизотропии, тормозящей распространение коррозии вглубь, положительное влияние оказывает, по-видимому, также более равномерное распределение В-фазы. Например, глубина коррозии на листах из сплава АМг2, подвергнутых ТМО, значительно уменьшается по сравнению с глубиной коррозии на обычных нагартованных листах.
Рост глубины локальных поражений у сплава АМг2 в отожженном состоянии в условиях морской атмосферы можно также частично связать с неоднородностью выделений В-фазы. Таким образом, для сплава АМг2 целесообразно использовать технологию, позволяющую получать равномерное распределение избыточной фазы. Однако и при использовании обычной технологии малое содержание легирующих элементов оказывается решающим фактором в определении коррозионной стойкости этого сплава. Подтверждением этому служит достаточно высокая коррозионная стойкость сплава АМг2 в разных средах.
Характерным примером является поведение магналиев в морской воде. Сплав типа АМг2 после 10 лет испытаний имел коррозионную стойкость, весьма близкую к той, которую он имеет в морской атмосфере (табл. 30).
Сплав типа АМг4 имеет значительно большую глубину коррозионного питтинга в морской воде, чем сплав типа АМг2. Для сплава типа АМг5 максимальная глубина питтинга возрастает еще более резко.
Таким образом, в морской воде существует четкая корреляция между чувствительностью к структурной коррозии (т. е. коррозионному растрескиванию и расслаивающей коррозии) и обычным питтингом. С ростом степени легированности возрастает пересыщение твердого раствора и соответственно чувствительность к структурной коррозии, связанная с тенденцией к избирательному выделению В-фазы. В этой связи для сплавов АМг4, АМг5 и особенно АМг6 возрастает роль технологических факторов, обусловливающих равномерное распределение В-фазы в сплаве.
Одним из эффективных способов повышения коррозионной стойкости среднелегированных магналиев является ТМО. В соответствии с этим максимальное сопротивление РСК и КР может быть достигнуто лишь при формировании в полуфабрикатах полигонизованной структуры в сочетании с равномерным распределением второй фазы. Положительных результатов можно добиться, используя также на окончательной стадии обработки режимы отжигов с температурой ниже линии растворимости магния в алюминии. При этом следует учитывать, что полуфабрикаты с разной степенью рекристаллизации ведут себя по-разному. В настоящее время конструкции изготавливают из отожженных полуфабрикатов с частично (прессованные и горячекатаные полуфабрикаты) и полностью рекристаллизованной (холоднокатаные листы и трубы) структурой. Поскольку в зависимости от характера структуры изменяются корреляционные связи между технологическими параметрами и коррозионными свойствами, рассмотрим влияние отжига раздельно для холодно- и горячедеформированных полуфабрикатов.
Влияние режимов отжига на свойства холоднокатаных листов из сплава АМг6 изучали в интервале температур 250-500 °С. Наиболее высоким сопротивлением КР обладают листы, отожженные при температуре ниже температуры рекристаллизации (примерно 265°С), при которой формируется полигональная структура и вследствие этого проявляется эффект ТМО. При температуре рекристаллизации структуры, но ниже температуры растворения (285-290 °С) сопротивление коррозионному растрескиванию достаточно высоко, хотя отмечается некоторое снижение среднего времени до разрушения (с 90 до 70 сут). В указанной области температур без дополнительной холодной деформации удается сохранить предел текучести на уровне 160 МПа при высокой пластичности. При отжиге в области температур 300-350 °С сопротивление КР резко снижается. При этом расположение минимума зависит от ряда случайных факторов. При испытании образцов типа «петля» минимум наблюдается при 300-325 °С, а при испытании в «скобе» - при 330-350 °С. В этой же области температур (300- 350 °С), т. е. после перехода в область твердого раствора, резко возрастает чувствительность к МКК и в определенной степени к РСК. |
НОВЫЕ ОБЪЯВЛЕНИЯ
НОВОСТИ
НОВЫЕ СТАТЬИ