Система А1—Си—Fe—Si. Металловедение: макро- и микроструктуры литейных алюминиевых сплавов

Следуя наиболее вероятному варианту равновесной диаграммы этой системы, можно увидеть, что в большинстве промышленных силуминов (5—12% Si, до 6% Си, до 1% Fe) железо входит в состав фазы Al5FeSi, которая не участвует в перитектических реакциях. Поэтому фазовый состав сплавов в твердом состоянии при наличии меди в литом состоянии соответствует равновесному (Al) + (Si) + -IA12Cu + Al5FeSi.

При меньшем содержании кремния и высокой концентрации меди возможно протекание двух перитектических превращений:

неполное завершение которых может привести к присутствию в литой структуре «лишних» фаз Al₈Fe₂Si и Al₇FeCu₂. Последовательность реакций, протекающих при равновесной и неравновесной кристаллизации сплава А1 — 2,5% Fe — 5% Си — 2,5% Si, показана на рис. 2.8.

С увеличением концентрации железа и уменьшением кремния увеличивается вероятность образования фаз Al₆ (FeCu) и Al₃Fe в результате подавления перитектических превращений:

При ускоренном затвердевании в металлических формах, так же как и в системе А1—Fe—Si, в четверных сплавах, содержащих 2—3% Fe и 2—3% Si, в результате неравновесной кристаллизации подавляется образование равновесной фазы Al₅FeSi, что приводит к неравновесному фазовому составу литых сплавов: (Al) + (Si) + Al₂Cu + Al₈Fe₂Si. Это положительным образом отражается на механических свойствах, так как морфология фазы Al₈Fe₂Si более благоприятна, чем морфология фазы Al₅FeSi.

Рис. 2.8. Реакции, протекающие при равновесной (а) и неравновесной (б, в) кристаллизации сплава AI — 2,5% Fe — 5% Си — 2,5% Si со скоростью:

б — 10-² К/с; в — 10 К/с.

Система А1—Fe—Mg—Si.

Как следует из равновесной фазовой диаграммы данной системы, в алюминиевом углу присутствуют четыре Fe-содержащие фазы: Al3Fe; Al8Fe2Si; Al5FeSi и Al8FeMg3Si6, которые могут кристаллизоваться первично или по различным эвтектическим и перитектическим реакциям. Первичные кристаллы первой фазы обычно обнаруживаются только при концентрациях кремния менее 3% и содержании железа более 2%, а последней — при концентрации Si > 7%, Mg > 1% и Fe.

Как и в тройной системе А1—Fe—Si, увеличение скорости охлаждения существенно сужает область первичной кристаллизации фазы Al₃Fe. В сплавах с повышенным содержанием магния, как это следует из равновесной фазовой диаграммы А1—Fe—Mg—Si, в присутствии железа и независимо от концентрации кремния может образовываться только одна железосодержащая фаза Al₃Fe.

Однако в промышленных сплавах А1—Mg с примесями Fe и Si, содержащих менее 6% Mg и полученных литьем в металлические формы, часто образуется фаза Al₈Fe₂Si, что, так же как и в случае тройной системы А1—Fe—Si, можно объяснить влиянием скорости кристаллизации. Чем больше V_c, тем больше вероятность образования фазы Al₈Fe₂Si, что можно проиллюстрировать на примере проекции ликвидуса четверной фазовой диаграммы (рис. 2.9), на которой штриховой линией показан сдвиг границы двойной эвтектической реакции L —> (Al) + Al₃Fe к стороне А1—Mg с ростом V_c (от линии D—N—0—P—I к линии D'—N—Г).

Рис. 2.9. Влияние скорости охлаждения на положение областей начала кристаллизации двойных эвтектик в системе AI—Fe— Mq—Si (сплошные линии — равновесный вариант, штриховая —.

для У_с = 10 К/с) Соответственно, область кристаллизации эвтектики.

должна расширяться, и в результате этого изменится влияние концентрации железа на фазовый состав литых сплавов А1—Mg (линия S₀— S₃). Таким образом, в сплавах на участке S₀ — S₂ после кристаллизации (А1) и двойных эвтектик (Al) + Mg₂Si или (Al) + Al₈Fe₂Si будет протекать четырехфазная эвтектическая реакция.

которая при большом содержании магния может перейти в нонвариантную неравновесную эвтектическую реакцию.

(точка N'). Кристаллизация двойной эвтектики (Al) + Al₃Fe возможна только на участке S₂ — S_x. Неравновесные варианты политермического разреза (А1 —6% Mg — 0,5% Si)—Fe для двух скоростей охлаждения иллюстрируют сказанное (см. рис. 2.9).

Применительно к силуминам основная сложность анализа данной системы связана с перитектической реакцией.

Поэтому ниже рассматривается кристаллизация сплавов, содержащих 10% Si, 0—2% Mg и 0—0,5% Fe, в которых влияние неполного протекания этого превращения на структуру силуминов наиболее велико. Поскольку данные составы находятся в пределах области первичной кристаллизации (А1) и двойной эвтектики L —> (Al) + (Si), анализ последующих многофазных превращений значительно облегчается.

В рассматриваемой области могут иметь место три тройные эвтектические реакции:

Солидус большинства сплавов равен 554 °C и соответствует температуре образования четверной эвтектики:

aside class="viderzhka__img" itemscope itemtype="http://schema.org/ImageObject">

Рис. 2.10. Распределение фазовых областей в литых сплавах системы AI—Fe—Мд—Si (о) и политермическое сечение (AI — 10% Si — 1% Мд)—Fe (б) для неравновесных условий кристаллизации (V_c = 10^-2 К/с) и только часть сплавов заканчивает кристаллизацию по четырехфазным тройным эвтектическим реакциям. Используя расчетное положение границ протекания пятифазных превращений, можно предложить распределение фазовых областей в сечении А1 —10% Si —Fe—Mg для литого состояния (рис. 2.10, а). На этом рисунке показана граница появления фазы Al₅FeSi, которая для большей части рассматриваемой области является «лишней». Более наглядно влияние железа на фазовый состав можно проследить по политермическому разрезу (А1) —10% Si — 1% Mg — Fe (рис. 2.10, б), из которого вытекает следующая последовательность формирования фаз (все сплавы содержат фазы (А1) и (Si)): Mg₂Si; Mg₂Si + + Al₈FeMg₃Si₆; Mg₂Si + Al₅FeSi + Al₈FeMg₃Si₆. Из этого разреза понятно, почему «лишняя» фаза Al₅FeSi появляется в структуре литых сплавов уже при малых концентрациях железа, при которых оно должно было бы полностью войти в состав четверного соединения Al₈FeMg₃Si₆