Фазовый состав алюминиевых сплавов

Глава 1. Общая характеристика структуры и фазового состава алюминиевых сплавов
1.4. Влияние термообработки и деформации на структуру
Глава 2. Нелегированный алюминий и низколегированные де¬ формируемые сплавы системы А1—Fe—Si — Mn
2.3. Нелегированный алюминий и сплавы типа АА% 11
4.3. Доэвтектические силумины типа АК.5М и АК9М2
4.4. Эвтектические и заэвтектические силумины типа АК12М2и/Ы390
5.3. Эвтектические Ni-содсржашие силумины
Глава 6. Литейные и деформируемые сплавы с медью
6.3. Литейные сплавы типа АМ5 и деформируемые сплавы типа 1201
6.5. Деформируемые сплавы типа АК.8 и АК4-1
Глава 7. Литейные п деформируемые магналии
Глава 8. Низколегированные деформируемые сплавы с Mg2Si
Глава 9. Деформируемые сплавы с цинком и магнием
Приложение 1. Составы промышленных литейных алюминиевых сплавов по стандартам РФ и США
Приложение 4. Особенности изображения и анализа пятикомпонентных диаграмм состояния
Автор: Белов Н.А.
Теги: химия металлы сплавы монография металловедение металлы и сплавы
Похожие
Гранулируемые алюминиевые сплавы
Структура и свойства алюминиевых сплавов
Жаропрочность никелевых сплавов
Воспоминания о создании авиакосмической и атомной техники из алюминиевых сплавов
Текст
                    Н.А. Белов
ФАЗОВЫЙ СОСТАВ
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Н.А. Белов
ФАЗОВЫЙ СОСТАВ
АЛЮМИНИЕВЫХ
СПЛАВОВ
В монографии обобщены результаты многолетних исследований
ангора в области алюминиевых сплавов (прежде всего, их фазового со-
става). выполненных на кафедре металловедения цветных металлов
Ml IC11C. Основное внимание уделено марочным сплавам, как россий-
ским, так и американским. Количественный анализ фазового состава
последних выполнялся с использованием современной программы
«Thermo-Calc». Для графическою изображения фаговых равновесий в
пятикомпонентных системах использован оригинальный авторский
подход.
Книга рассчитана на широкий круг специалистов, которые работа-
ют с алюминиевыми сплавами. Среди них - научные работники отрас-
левых и академических институтов, профессорско-преподавательский
состав вузов, работники заводских лабораторий, ответственные за каче-
ство продукции. Она также может быть полезной аспирантам и студен-
там старших курсов при выполнении курсовых и дипломных работ, свя-
занных с алюминиевыми сплавами.
Рис. 135. Табл. 158. Библиогр. список: 124назв.
ВВЕДЕНИЕ
Сплавы на основе легких металлов (алюминия, магния и титана)
занимают особое положение среди конструкционных материалов.
С одной стороны, это связано с возможностью достижения уникаль-
ного сочетания основных эксплуатационных свойств (прочности,
пластичности, коррозионной стойкости и т. д.) с низкой плотностью
(в частности, сравнительно со сталью и медными сплавами). С другой
стороны, алюминий, магний и титан относятся к наиболее распрост-
раненным в природе элементам (занимая третье, шестое и девятое ме-
ста соответственно). Все это свидетельствует о хороших перспективах
увеличения их производства и потребления. У тяжелых металлов та-
ких перспектив гораздо меньше, поскольку они сильно проигрывают
по удельной прочности и наличию запасов в земной коре (например,
содержание меди в 800, 270 и 90 раз меньше, чем алюминия, магния и
титана соответственно). Прочное первое место по объему производст-
ва и потребления среди всех сплавов на основе цветных металлов за-
нимают алюминиевые сплавы, которые и являются объектом анализа
данной книги.
Фазовый состав, структурные составляющие и характер кристал-
лизации любого промышленного сплава являются важнейшими по-
казателями, которые определяют не только эксплуатационные, но и
технологические свойства (поведение при литье, обработке давлени-
ем, сварке и т. д.). Научной основой анализа фазового состава (и час-
тично микроструктуры) являются диаграммы состояния. Большинст-
во промышленных сплавов на основе алюминия содержат несколько
легирующих элементов и примесей, что требует рассмотрения соот-
ветствующих диаграмм, как минимум трех- и четырехкомпонентных
систем (а часто и более сложных).
По мнению автора, в современной материаловедческой литерату-
ре, особенно относящейся к промышленным сплавам, многокомпо-
нентным диаграммам уделяется неоправданно мало внимания. Наи-
более полно качественный анализ фазового состава сплавов на осно-
ве цветных металлов (в том числе алюминия) был выполнен А.М. За-
харовым в его монографии [1]. Одним из самых информативных по
праву считается справочник Mondolfo [2]. Значительная информация
по системам на основе алюминия, но в малой степени относящаяся к
промышленным сплавам, приведена в сборниках по диаграммам со-
стояния на основе алюминия [3, 4]. В них приводятся лишь основные
сведения по разным системам, в то время как для практического ис-
пользования многокомпонентных диаграмм состояния применитель-
но к конкретному сплаву удобно иметь набор изотермических и поли-
термических сечений. Последние позволяют на основе обычных двух-
мерных графических изображений проанализировать влияние ком-
понентов (или примесей) и температуры на фазовый состав. Дня мно-
гих важнейших систем таких сечений в литературе приведено явно
недостаточно (частично это сделано в книге [5]), поэтому в данном
издании была поставлена задача заполнить имеющийся пробел.
Именно на основе изотермических и политермических сечений ана-
лизируются фазовый состав и структура алюминиевых сплавов.
Качественное построение таких разрезов применительно к трой-
ным системам подробно рассмотрено в учебниках для вузов, в частно-
сти [6]. Что касается четверных диаграмм, то для них полное графиче-
ское изображение практически невозможно, поскольку требуется че-
тырехмерное пространство. Из-за сложности графического анализа
[7-9] четверные диаграммы практически не рассматриваются в учеб-
ной литературе, хотя они необходимы для корректного анализа мно-
гих промышленных сплавов, в том числе алюминиевых. Основы ме-
тодики анализа четверных систем на плоскости применительно к ме-
тоду изображения на концентрационном треугольнике (принятому в
справочнике L.F. Mondolfo [2] и получившему широкое распростра-
нение) изложены в учебном пособии автора [10].
Значительная часть фрагментов многокомпонентных диаграмм
состояния была построена автором (с коллегами) с использованием
как экспериментдчьных, так и расчетных методик, в том числе с по-
мощью современной программы Thermo-Calc. Данная программа поз-
воляет не только строить практически любые сечения, но и рассчиты-
вать на количественном уровне фазовый состав сплава при разных
температурах (включая массовые и объемные доли фаз, а также кон-
центрации в них элементов). Без расчета получить подобную инфор-
мацию практически нереально. Программа Thermo-Calc хорошо себя
зарекомендовала при анализе фазового состава силуминов [11].
Среди атласов микроструктур следует выделить двухтомник по
промышленным алюминиевым сплавам [12, 13], в которых дается де-
тальное описание формирования структуры в процессе кристаллиза-
ции. При этом используются некоторые многокомпонентные диа-
граммы состояния, в основном из справочника [2]. Однако весь мате-
риал этого издания относится к литым сплавам, что делает его непол-
ным. Кроме того, все микроструктуры получены в световом оптичес-
ком микроскопе (ОМ), что во многих случаях не позволяет надежно
идентифицировать фазовый состав. Автором данной книги широко
использованы возможности электронной микроскопии (в основном
сканирующей - СЭМ), которая позволяет выявить гораздо больше
деталей по сравнению с ОМ. Структуры, полученные методом про-
свечивающей электронной микроскопии ( ПЭМ), также приводятся.
В настоящей монографии обобщены результаты многолетних ис-
следований автора в области алюминиевых сплавов (прежде всего, их
фазового состава), выполненных па кафедре металловедения цветных
металлов МИСиС. Они отражены в учебном пособии [10], научных
изданиях [5, II, 14—17], статьях в ведущих отечественных и зарубеж-
ных журналах [18-74], сборниках международных конференций по
алюминиевым сплавам [75—89] и прочих многочисленных публика-
циях.
В данной книге использовались сведения по алюминиевым спла-
вам, отраженные в основной справочной литературе [2, 90—100], а
также в последних публикациях в ведущих международных журналах,
в первую очередь издательства Elsevier (Acta Materialia, Scripta
Materelia, Journal of Material Science (A), CALPHAD и др.).
Все сплавы классифицированы по 8 группам, и рассмотрены осо-
бенности фазового состава каждой из этих групп. Даны сведения по
тройным, четверным и пятерным диаграммам состояния, включая ре-
акции кристаллизации с участием алюминиевого твердого раствора.
Для графического изображения фазовых равновесий в пятикомпо-
нентных системах использован оригинальный авторский подход [5,
11,42. 44, 57, 65, 66, 83]. Основное внимание уделено анализу фазово-
го состава марочных алюминиевых сплавов, как российских
[101 — 104], так и американских [2, 5, 90].
Книга рассчитана на широкий круг специалистов, которые рабо-
тают с легкими сплавами, в частности алюминиевыми. Среди них -
руководители предприятий и работники заводских лабораторий, от-
ветственные за качество продукции, профессорско-преподаватель-
ский состав вузов, научные работники отраслевых и академических
институтов, которые занимаются исследованиями в данной области.
Она также может быть полезной аспирантам и студентам старших
курсов при выполнении курсовых и дипломных работ, связанных с
алюминиевыми сплавами. Поскольку в книге собрана уникальная
подборка многокомпонентных диаграмм состояния (включая нигде
ранее не опубликованные), то она представляет также интерес и для
специалистов других областей, научная работа которых связана с фа-
зовыми диаграммами.
Глава 1
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА СТРУКТУРЫ
И ФАЗОВОГО СОСТАВА АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
1.1. Общие сведения
Алюминий имеет гранецентрированную кубическую решетку (с
периодом а = 0,40496 нм при 20 °C), его температура плавления со-
ставляет 660,37 °C, а плотность — 2,699 г/см3 (при 20 °C). Значения
теплопроводности и электросопротивления составляют примерно 2/3
от соответствующих значений для меди. Основные физические свой-
ства чистого алюминия и других важнейших металлов, по данным
[105], приведены в табл. 1.1.
С повышением температуры плотность алюминия снижается и
при температуре плавления составляет 2,550 г/см3 для твердой фазы и
2,368 г/см3 для расплава. С повышением температуры теплопровод-
ность (X) уменьшается. В частности, у алюминия чистотой 99,95 %
при 22 °C X = 221,5 Вт (м • К), а при 647 °C X = 184,5 Вт (м • К). Темпе-
ратурный коэффициент линейного расширения (а) алюминия возра-
стает с повышением температуры: а = 23,3 • 106 К-1 при 27 °C, а =
= 26,8 • 106 К-1 при 227 °C и а’= 30,6 • 106 К'1 при 427 °C.
Алюминий отличается высокой коррозионной стойкостью на
воздухе и во многих средах. По объему производства и потребления
(более 22 млн т в год) он является бесспорным лидером среди всех
цветных металлов. В РФ производится около 4 млн т, практически
все производство первичного алюминия (марки приведены в табл.
1.2) сосредоточено на заводах ОАО «РОСАЛ», которые в основном
располагаются в Сибири и на Урале (КрАЗ, БрАЗ, САЗ, НкАЗ и
др.).
По назначению промышленные сплавы подразделяют на литей-
ные и деформируемые, составы которых приведены в приложениях 1
и 2 соответственно. Литейные сплавы предназначены для получения
фасонных отливок, область их составов схематически показана на
рис. 1.1, а. Они должны обладать хорошими литейными свойствами:
высокой жидкотекучестью и малой склонностью к образованию рас-
сеянных усадочных пустот и кристаллизационных трешин. Из дефор-
Таблица 1.1. Физические свойства чистых металлов
Свойство 1	Al	Fe	Си	Mg	Т1
Кристалл 11ческая решетка	ГЦК	ОЦК	ГЦК	ГП	ГП
Температура плавления, °C	660.37	1539	1083	650	1652
Полиморфные	-	911 (ГЦК)	-	-	882,5(ОЦК)
превращения2, °C		1392 (ОЦК)			
Температура кипения, °C	2494	2872	2595	1107	3000
Плотность, |/см’	2,698	7,86	8,9	1,738	4,5
Коэффициент	23,5	12,1	17,0	26,0	8,9
термического расширения, 106 К'1					
Удельное	2.67	10,1	1,69	4,2	54
электросоиротинлеиие, 10s, Ом м					
Теплопроводность, Втм 1 К 1	238	78,2	397	156	21,6
Теплота плавления, Дж г 1	405	272	205	293	358
Теплота испарения, кДж г	10,8	6,1	6,3	5.7	9,0
Теплоемкость, кДж кг'-К-1	0,90	0.456	0,39	1,03	0,54
Модуль упругости, ГПа	70	220	132	44	112
1 При комнатной температуре.					
2 При naipeae.					
мируемых сплавов методом полунепрерывного литья получают круг-
лые и плоские слитки, которые подвергают горячей и холодной обра-
ботке давлением (прокатке, прессованию, штамповке, ковке и др.),
получая различные полуфабрикаты (плиты, листы, прутки, трубы и
др.). Область составов большинства промышленных деформируемых
сплавов простирается от алюминия до точки а (рис. 1.1, д). Однако, по
мнению автора, новые деформируемые сплавы с улучшенным ком-
плексом эксплуатационных и технологических свойств целесообраз-
но создавать и на основе эвтектик.
В настоящее время в России действует единая система обозначений
стандартных литейных сплавов (не только алюминиевых), которая со-
держит буквы (русские) основных легирующих компонентов и их кон-
центрации, что позволяет легко оценить средний состав сплава. Со-
гласно ГОСТ 1583—93 [102], марка литейного алюминиевого сплава
начинается с буквы А, за которой следуют буквы, обозначающие леги-
рующий элемент: К. - Si, М - Си, Mr - Mg, Ц - Zn, Н - Ni, Кд - Cd.
Таблица 1.2. Химический состав стандартных марок первичного
алюминия, производимого в России (ГОСТ 11069—2001)
Марка	Концентрация, %'							
	Ее	Si	Си	Zn	Ti	Ос UL I Ь- II ОС	Всего примесей	А1, не менее
			Высокой		чистоты			
А995	0,0015	0.0015	0,001	0,001	0,001	0.001	0,005	99,995
А99	0,003	0.003	0,002	0,003	0.002	0,001	0.01	99,99
А98	0,006	0.006	0,002	0.003	0,002	0.001	0,01	99,98
А97	0.015	0.015	0,005	0.003	0,002	0,002	0,03	99,97
А95	0.03	0,03	0.015	0,005	0,002	0.005	0,05	99,95
			Технической чистоты					
А85	0.08	0,06	0.01	0,02	0.01	0,02	0,15	99,85
А8	0,12	0.10	0,01	0.04	0.02	0.02	0,20	99.80
А7	0,16	0.15	0,01	0.04	0,02	0,02	0.30	99,70
А7Е	0.2	0,0S	0.01	0.04	0.02	0,02	0,30	99.70
А7Э	0.2	0.1	0,01	0,03	0.02	0.03	0.30	99.70
А6	0,25	0,18	0,01	0,06	0,03	0,03	0,30	99,60
А5Е	0.35	0.1	0.02	0.05	0,01	0,02	0,20	99,50
А5	0.30	0,25	0.02	0,06	0,03	0,03	0,30	99,50
А35	0,65 (Fe+Si)		0,05	0,1	0,02	0,03	1,00	99,35
АО	0,95 (Fe-rSi)		0,05	0.1	0,02	0,03	1.00	99,00
1 Здесь и jtiLiec		по массе.	ec.ii! иное не .указано.					
Цифры после обозначения элемента указывают среднее его содержа-
ние. Если концентрация элемента не превышает 1,5 %, то после его
обозначения цифры не проставляют. Кроме того, многие марки содер-
жат буквы «я» и «пч», которые определяют чистоту по примесям, а не-
которые — также «л» для отличия от деформируемых сплавов, имеющих
такую же маркировку (например, АМгбл и АК8л). Однако при этом
следует иметь в виду, что отсутствие букв «ч» и «пч» не всегда означает
высокое содержание примесей. Например, сплав АК8л допускает в два
раза меньшее содержание железа, чем сплав АК7ч. Старая система обо-
значений, использовавшаяся в СССР (АЛ, ВАЛ), была беспорядочной
(например, АЛ7 - система Al-Си, АЛ8 - система Al-Mg; АЛ9 - систе-
ма Al—Si) и поэтому здесь не рассматривается. Следует также отметить,
что составы некоторых отечественных поршневых силуминов приведе-
ны в отдельном стандарте: ГОСТ 30620—98 [ЮЗ].
Рис. 1.1. Схема диаграммы состояния
А1—В эвтектического типа (В — легирую-
щий компонент):
а — области составов промышленных
алюминиевых сплавов и их классифика-
ция по четырем группам; б — фигуратив-
ные прямые типичных сплавов и темпе-
ратуры их термообработки
Для маркировки литейных
алюминиевых сплавов в США
(и во многих других странах)
принята трехзначная систе-
ма Алюминиевой Ассоциации
(обычно в начале марки ставят
английские буквы /i/i). Допол-
нительная цифра после точки
и буква (Л, В, С и D) перед пер-
вой цифрой определяют моди-
фикацию базовой марки (при-
ложение 1). Первая цифра оп-
ределяет базовую систему ле-
гирования: 4 — двойные силу-
мины, 3 - легированные силу-
мины, 2 — алюминиевомедные
сплавы, 5 — магналии.
Существуют и другие систе-
мы обозначения промышлен-
ных алюминиевых сплавов: на-
циональные (например, DIN в
Германии), по российскому ТУ
пли внутреннему стандарту за-
рубежной компании. Среди
последних следует отметить
обозначение FM поршневых
силуминов компании Federal-
Mogul Corporation Powertrain
System.'; [5].
Дзя обозначения промыш-
ленных деформируемых спла-
вов (приложение 2) в РФ ши-
роко используют исторически
сложившуюся буквенно-циф-
ровую и буквенную маркировки, в которых цифры чаше всего явля-
ются условным номером сплава и не обозначают содержания легирую-
щего элемента. Позднее (согласно ГОСТ 4784-97 [104]) была введена
(параллельно традиционной) чисто цифровая маркировка деформи-
руемых алюминиевых сплавов. Марка состоит из четырех цифр, при-
чем первая цифра во всех марках (1) обозначает основу сплава - алю-
миний. Вторая цифра в марке несет главную смысловую нагрузку,
указывая систему, являющуюся основой данного сплава: 0 — техниче-
ский алюминий, 1 — система Al—Си—Mg, 2 — система Al—Си(— Мп), 3 —
системы Al—Mg—Si и Al—Mg—Si—Си, 4 — системы Al—Мп и Al—Li (Cu,
Mg), 5 - система Al—Mg, 9 — система Al-Zn—Mg и Al—Zn-Mg—Cu.
Последние две цифры в марке указывают порядковый номер сплава.
Эта чисто цифровая маркировка пока нс нашла широкого использо-
вания, исключение составляют сплавы, которые не имеют буквенно-
го обозначения (1915, 1201, 1420 и др.). В США (и в некоторых других
странах) используют четырехзначную цифровую маркировку Алюми-
ниевой Ассоциации (ЛЛ), в которой первая цифра определяет базовую
систему: 1 - нелегированный алюминий (последние две цифры опре-
деляют содержание алюминия свыше 99 %); 2 - AI-Cu(Mg, Мп); 3 -
А1—Мп; 4 — Al—Si; 5 — Al—Mg; 6 - Al—Mg—Si; 7 — Al — Zn—Mg-(Cu);
8 — остальные.
Вместе с тем следует отметить, что, кроме стандартных, существует
множество относительно новых промышленных сплавов ограниченного
употребления, маркировка которых может быть весьма специфической.
1.2. Легирующие элементы и примеси
Алюминиевые сплавы, как правило, содержат в своем составе не-
сколько элементов и примесей, их влияние на различные параметры
структуры показано в табл. 1.3. Эти элементы в зависимости от соот-
ношения между ними могут образовывать различные фазы [2, 5], ха-
Та блица 1.3. Классификация легирующих элементов и примесей в промыш-
ленных алюминиевых сплавах по их влиянию на различные элементы струк-
туры
Элементы структуры	Легирующие элементы н примеси1
Тверлорастворное легирование (AI) н образование фаз-унрочпителей при старении Образование нерастворимых (при отжиге) эвтектических фаз Образование первичных кристаллов Образование дисперсоидов при отжиге Микродобавки. .мало влияющие на (разовый состав	Си. Mg. Si, Zn, Li. Мп Fc. Ni. Мп, Mg, Si, Cu, Be Fe. Ni. Mn, Si, Zr, Cr, Ti Mn, Zr, Cr. Ti. Sc, (Si. Ch) Be. Cd. Sr. Na. Ti. В
' Олин it тог же элемент может быть классифицирован по-разному в зависимости от его количества и состава сплава.	
рактеристики которых приведены в табл. 1.4. Основными легирую-
щими элементами в промышленных алюминиевых сплавах являются
кремний, магний, медь, цинк, реже марганец, железо и никель.
В сплавах специального назначения (1420, 1440, 1450 и др.) основным
легирующим компонентом является литий. Поскольку все они обра-
зуют с алюминием диаграммы состояния эвтектического типа
(рис. 1.2—1.8), сплавы (в том числе и многокомпонентные) целесооб-
разно классифицировать по структуре на 4 группы:
1	— сплавы типа твердых растворов (подавляющее большинство
деформируемых сплавов, а также литейные на базе систем А1—Си и
Al-Mg);
2	— доэвтектические сплавы (большинство силуминов, например
типа А К.7, а также некоторые деформируемые сплавы, в частности ти-
па АК.4-1 и /L48111);
3	— эвтектические сплавы (силумины типа АК.12 и АК12М2);
4	— заэвтектические сплавы (поршневые силумины типа А К18).
Это деление достаточно хорошо применимо к традиционным
сплавам, но при рассмотрении многочисленных экспериментальных,
а также некоторых промышленных сплавов к нему следует относить-
ся осторожно. Например, при содержании примеси железа на верх-
нем пределе в структуре некоторых сплавов первых трех групп могут
присутствовать первичные кристаллы Fe-содержащих фаз, т. е. имеет-
ся основание отнести эти сплавы к четвертой группе. Характерные
сплавы выделенных групп показаны на рис. 1.1, б.
Следует отметить, что фазовый состав лишь наиболее простых про-
мышленных сплавов высокой чистоты можно анализировать подвой-
ным диаграммам, некоторые из которых приведены на рис. 1.2—1.9.
В частности, для силуминов типа АК12оч достаточно диаграммы
Al-Si (рис. 1.2), а для магналиев типа АМПОч - диаграммы Al-Mg
(рис. 1.3). В большинстве случаев необходимо использовать много-
компонентные диаграммы, поскольку легирующие элементы и при-
меси могут входить в состав различных фаз в зависимости от состава
сплава. Поэтому в последующих главах фазовый состав конкретных
марочных сплавов рассматривается с использованием наиболее под-
ходящих сечений (изотермических и политермических) соответству-
ющих диаграмм. Особенности анализа четверных и пятерных диа-
грамм состояния приведены в приложениях 3 и 4.
Первая и главная функция легирующих элементов — повысить
прочность алюминия (чистый алюминий имеет слишком низкую
прочность — oD < 60 М Па). Упрочнение достигается за счет образова-
ния твердого раствора, и особенно путем дисперсионного твердения.
С другой стороны, от содержания легирующих элементов зависят ли-
Таблица 1.4. Характеристики основных фаз1, присутствующих в алюми-
ниевых сплавах [2, 5, 90]
Формула	Обозначе- ние	Состав, % (мае.)	Плотное, ь, г/см’
Si	(Si)	-lOOSi	2,3
AlsMg,	я	37,3Mg	2,23
AhC'u	0	52,5Cu	4,34
AI,Fc	F(AI,)	37 Fe	3,90
Al,,Мп	Al,,	25,3 Mn	3,09-3,27
AJ,Ni	E	42Ni	3,95
Al.Zr	-	53Zr	4.11
Al,Sc	-	35,7Sc	3.01
Al-Cr	-	21,6Cr	3,14
AI,Ti	-	37.2T1	3,31
Mg,Si	Mg,Si	63,2 Mg, 36,8Si	1.88
MgZn,	,w	84,3Zn. l5.7Mg	5.2
AlsFeSi	P(AIS)	25-30Fe, 12—!5Si	3,45
AlKFe,Si	a (Als)	30-33FC, 6-l3Si	3,58
AI.CuMg	5	46Cu, l7Mg	3,55
AI,Mg,Zn,	r	22-65ZI1, 20—35Mg	-3,8
AI,l,Cii,Mn1	Al 21»	12.8-l9Cu, 19,8-24Mn	-3,6
Al,Cu,Fe	A'(Al,)	36,9Cu. 16,2Fe	4.3
Al4FeNi	Г(А1,)	4,5-l4Fe, 18-28Ni	3.4
AhCuNi	s	-30Ni. -31Cu	4,76
AI-Cu4Ni	Y	38.7-50,7Cu, ll.8-22.2Ni	5.48
All5(FeMn),Si,	a„(A!|s)	0-3 IFe, 1.5-29MI). 8-13SI	3.55
AI,FcMg,Si„	Л	IO,9Fe. 14.1 Mg, 32.9Si	2.82
AlsCn,MgsSi(,	Q	20.3 Си, 31.1 Mg. 27 Si	2.79
1 Hj равновесных диаграмм состояния.			
луминах (см. гл. 3) и в низколегированных деформируемых сплавах
бххх серии (см. гл. 8). Следует отметить, что кремний, в отличие от ос-
тальных основных компонентов, вводится в сплавы не только из-за
своей растворимости в алюминиевом твердом растворе — (А1), но и
благодаря образованию эвтектики (Al) + (Si), определяющей многие
свойства сплавов, прежде всего литейные. В связи с этим общую кон-
центрацию кремния в сплавах целесообразно разделять на две части:
первая (менее 1,65 %) — Si в алюминиевой матрице (в твердом раство-
Таблица 1.5. Характеристики диаграмм состояния эвтектического типа
(рис. 1.1), образуемых алюминием с основными легирующими элементами [2]
Легирующие элементы	с,1. % мае. (% ат.)	с,.!, % мае. (% ат.)	т,\ °C	Фаза в равновесии с (А1Г
Си	5,7 (2,5)	33,2 (17,5)	547	AI.Cu
Mg	17,4 (18,5)	35	(36)	450	AlsMg5(Al,Mg,)
Zn	82 (49,3)	94,9 (75)	382	(Zn)
Si	1,65 (1,6)	12	(12)	577	(Si)
Li	4,2 (22)	7,5	(24)	605	LiAl
1 Предельная растворимость при эвтектической температуре. : Концентрация в эвтектической точке. 'Температура кристаллизации двойной эвтектики. J Состав фаз см. в табл. 1.4.				
ре или в виде вторичных выделений); вторая (до 20 % и более) — Si в
фазах кристаллизационного происхождения, прежде всего в кремни-
евом твердом растворе — (Si).
Ряд деформируемых сплавов содержит в качестве основного ком-
понента литий (обычно такие сплавы также содержат медь и магний),
который обладает высокой растворимостью в (AI) (см. табл. 1.5).
Таким образом, основными элементами, которые способны уп-
рочнить алюминиевую матрицу, являются только Mg, Си, Si, Zn и Li.
Именно они в различных сочетаниях образуют базовые системы про-
мышленных алюминиевых сплавов. Характеристики двойных диа-
грамм со стороны алюминия с этими элементами приведены в табл.
1.6. Исходя из ограниченного и специфического использования спла-
вов с литием (только в авиа- и ракетостроении) они в данной книге не
рассматриваются.
Помимо основных легирующих элементов, которые обычно вво-
дят в сплавы в количестве более 1 %, абсолютное большинство про-
мышленных сплавов содержат еще один или несколько легирующих
элементов, которые называют малыми добавками, так как их концен-
трация в большинстве случаев составляет доли процента. В качестве
таких малых добавок особенно часто используют переходные и редко-
земельные металлы (марганец, титан, цирконий, хром, ванадий, ни-
кель, железо, церий, скандий), а также бериллий, кадмий и бор. Эти
элементы могут образовывать с алюминием диаграммы состояния как
эвтектического (см. рис. 1.5—1.6), так и перитектического типов (см.
Таблица 1.6. Характеристики двойных фазовых диаграмм алюминия с пе-
реходными металлами [2]
Легирующие элементы (тип диаграммы)1	с„-. % мае. (% ат.)	с,/. % мае. (% ат.)	TJ, °C	Фаза в равновесии с (А1) (содержание второго компонента. (% мае.))
Fe (е)	0,05 (0,03)	1,8 (0,9)	655	FeAl, (40 % Fc)
Ni (е)	0.04 (0,02)	6,0 (2,8)	640	NiAl,(42 % Ni)
Се (е)	0,05 (0,01)	12(2,6)	650	CcAI4 (57 % Ce)
Мп (е)	1,8(089)	1,9(0,91)	658	MnAI6 (25 % Mn)
Sc (е)	0,3 (0,2)	0,6 (0,4)	655	ScAl, (36 % Sc)
Ti (р)	1,3(0,8)	0,12(0,08)	661	TiAh (37%Ti)
Zr (р)	0,28 (0,1)	0,11 (0,04)	661	ZrAI, (53 % Zr)
Сг(р)	0,8 (0,4)	0,4 (0,2)	661	CrAI7 (22 % Cr)
1	е - эвтектический, р - перитектический. 2	Предельная растворимость при эвтектической (е) или перитектической (р)				
температуре. ' Концентрация в эвтектической или перитектической точке. 4Температура эвтектической или перитектической кристаллизации.				
рис. 1.7). В первом случае их растворимость в (А1) очень низка (ис-
ключение составляют Мп и Sc), а во втором — составляет десятые до-
ли процента. При этом в условиях неравновесной кристаллизации
растворимость последних может быть существенно увеличена, что
можно объяснить трансформацией алюминиевого угла диаграммы
состояния от перитектического типа к «сигарообразному» [13, 106].
Для переходных металлов, которые наиболее часто вводят в алюми-
ниевые сплавы, основные параметры соответствующих диаграмм со-
стояния приведены в табл. 1.2.
Из анализа состава промышленных сплавов (приложения 1, 2)
видно, что наиболее универсальной малой добавкой является марга-
нец, который входит в состав многих промышленных сплавов в коли-
честве 0,1 — 1 %. Основная цель введения марганца и таких переходных
металлов, как титан, цирконий, хром и ванадий состоит в дополни-
тельном упрочнении сплавов. Это упрочнение достигается за счет об-
разования твердых растворов, которые в условиях неравновесной
кристаллизации слитков и отливок часто оказываются аномально пе-
ресыщенными, согласно метастабильному варианту диаграммы состоя-
ния (рис. 1.6). Эти растворы распадаются при последующих техноло-
гических нагревах, а образующиеся вторичные алюминиды переход-
пых металлов сами ио себе способствуют некоторому упрочнению,
особенно при повышенных температурах.
Помимо упрочнения добавки переходных металлов часто улучша-
ют технологичность сплавов за счет измельчения зерна. Особенно эф-
фект! i вны в этом отношении титан (отдельно и вместе с бором) и цир-
конии. Добавки Zr, Ст. Мп и V повышают сопротивление различным
видам коррозии (2]. При этом следует обязательно учитывать, ч то по-
ложительное действие перечисленных добавок может быть достигну-
то только при строгом соблюдении технологии. В противном случае
их присутствие в сплаве может оказаться бесполезным и даже вред-
ным. Например, если темпера гура расплава с этими добавками вводи-
мыми, как правило, из лигатуры была слишком низка, то в структуре
отливок возможно наличие грубых первичных алюминидов, снижаю-
щих механические свойства [14]. Это вытекает из двойных диаграмм
состояния, которые со стороны алюминия имеют перитектический
тип и характеризуются резким повышением температуры ликвидуса
(рис. 1.9).
Железо, никель и церий, которые образуют эвтектику со стороны
(AI) (рис. 1.7-1 .8), обладают малой растворимостью в твердом алюми-
нии (максимум сотые доли процента) п не образуют пересыщенных
твердых растворов даже при весьма быстрой кристаллизации [107]. Их
введение в алюминиевые сплавы всегда вызывает образование избы-
точных <[>аз кристаллизационного происхождения, которые часто
снижают пластичность и коррозионную стойкость. Поэтому во мно-
гих случаях этт! элементы как легирующие добавки или примеси (же-
лезо, как уже указывалось, является вместе с кремнием основной
примесью в техническом алюминии) нежелательны. Однако туго-
плавкие алюминиды никеля, железа и церия благотворно сказывают-
ся на жаропрочности, и когда эго свойство оказывается определяю-
щим. то никель, железо и церий используют в качестве легирующих
элементов [107]. За счет высокотемпературного отжига указанным
алюминидам эвтектического происхождения можно придать ком-
пактную форму (подобно кремниевым частицам) и тогда их отрица-
тельное воздействие на пластичность существенно снижается [16, 38].
Следует также отметить, что эти добавки, введенные даже в неболь-
ших количествах, существенно увеличивают объемную долю эвтекти-
ки и улучшают за счет этого литейные свойства [14, 16].
Особое действие оказывает добавка бериллия. Он (уже начиная с
тысячных долей процента) создает на поверхности жидкого и твердо-
го алюминия и любых его сплавов прочную оксидную пленку, предо-
храняющую от дальнейшего окисления. Это особенно ценно для
сплавов, содержащих магний. Кроме того, бериллий является самым
эффективным модификатором формы выделений железосодержащих
фаз [261. Образуя компактные частицы сложных фаз с железом и алю-
минием, бериллий в значительной мере может нейтрализовать вред-
ное влияние примеси железа на пластичность и вязкость разрушения.
Поскольку соединения бериллия высокотоксичны, использование
данного элемента в промышленных сплавах очень ограничено.
Наиболее эффективными малыми добавками, способными суще-
ственно повысить прочностные свойства алюминиевых сплавов (в
первую очередь на базе систем Al-Cu, Al—Si—Cu—Mg) за счет влияния
на процесс старения, являются кадмий и серебро. Введение 0,2—0,3 % Cd
приводит к изменению фазового состава продуктов старения и их
диспергированию, повышая прочностные свойства сплавов системы
AI-Cu после закалки и старения иа 100—150 МПа [99], что реализова-
но в составе высокопрочного стандартного литейного сплава
АМ4,5Кд. В американском сплаве /1/1201 для повышения эффекта уп-
рочнения используют серебро [90].
В последние годы в качестве добавки-упрочнителя алюминиевых
сплавов различных систем, в первую очередь магналиев, стал исполь-
зоваться скандий [100]. Как и другие переходные металлы, он образу-
ет пересыщенный алюминиевый твердый раствор при кристаллизации,
который может распадаться при последующем нагреве выше 300 °C.
При этом, в отличие от распада по марганцу, образуются очень дис-
персные п когерентные матрице выделения стабильной фазы AI^Sc,
которые сами по себе обеспечивают существенный прирост прочно-
стных свойств. Скандий, несмотря на малое количество (0,2—0,3 %),
более корректно считать основным легирующим элементом, так как
он может вносить очень значительный вклад в упрочнение, соизмери-
мый с вкладом, например нескольких процентов магния.
Среди других малых добавок следует отметить натрий и стронций,
которые (в количестве сотых долей процента) модифицируют алюми-
ниевокремниевую эвтектику в силуминах [98]. Для измельчения пер-
вичных кристаллов кремния в заэвтектических силуминах использу-
ют фосфор.
Последней группой элементов, входящих в состав сплавов, явля-
ются примеси, которые могут попадать как из шихтовых материалов, в
частности из первичного алюминия технической чистоты, так и в
процессе плавки (из тиглей, инструмента, случайных загрязнений).
Особенно вредными являются железо и кремний (там, где они не явля-
ются легирующими элементами), главным образом из-за образования
фаз кристаллизационного происхождения с неблагоприятной морфо-
логией, существенно снижающих механические свойства, особенно
пластичность, вязкость разрушения и сопротивление усталости.
В связи с этим для наиболее ответственных изделий, в частности в
авиации, оборонной и автомобильной промышленности, используют
сплавы повышенной чистоты, что требует применения для их выплав-
ки первичного алюминия соответствующей марки (табл. 1.2). Надо
отметить, что, говоря о «вредной примеси», следует конкретизиро-
вать, о какой группе сплавов идет речь. Например, в А1—Си сплавах
типа 1201 очень вредным является магний, а в Al-Mg сплавах типа
АМгЮч, наоборот, медь. С другой стороны, железо и кремний явля-
ются легирующими компонентами в сплавах типа /1/18111, поэтому
для приготовления последних использовать «грязные» марки алюми-
ния предпочтительнее, чем «чистые».
1.3. Литая микроструктура
Наиболее традиционным способом выявления микроструктуры
алюминиевых сплавов в световом оптическом микроскопе (ОМ) яв-
ляется травление механически полированных шлифов в 1%-ном рас-
творе плавиковой кислоты в воде. Чтобы избежать артефактов (в ча-
стности связанных с грязью и царапинами, а также оксидными плена-
ми), необходимо получать качественные шлифы, например, исполь-
зуя алмазную пасту разной зернистости. Наилучшее качество шлифов
достигается после электролитической полировки, которую для мно-
гих сплавов рекомендуется проводить в электролите следующего со-
став: 6 частей спирта CjH5OH, 1 часть хлорной кислоты НС1О4, 1 часть
глицерина, при напряжении 10—12 В и температуре не более 15 °C. На
шлифах, полученных электролитической полировкой, большинство
фаз выявляется без травления. Следует иметь в виду, что ограничен-
ная разрешающая способность светового микроскопа не позволяет
выявлять элементы структуры размером менее -0,5 мкм. Для металло-
графического анализа структуры, имеющей субмикронные элементы,
целесообразно смотреть шлифы в сканирующем электронном микро-
скопе (СЭМ). Это дает возможность не только наблюдать мелкие де-
тали (как минимум до 50 нм), но и проводить идентификацию фаз по
контрасту (чем больше тяжелых элементов в фазе, тем она светлее).
Что касается субструктуры (вторичных выделений, дефектов кристал-
лического строения, границ зерен и субзерен), то здесь объектом ис-
следования являются тонкие фольги, которые смотрят в просвечива-
ющем электронном микроскопе (ПЭМ). Это весьма трудоемкая и до-
рогостоящая процедура, поэтому на практике объем исследований
методами ПЭМ намного уступает первым двум (ОМ и СЭМ).
Влитом состоянии основной структурной составляющей в сплавах
1-й группы (Л, на рис. 1.1,6) является первично кристаллизующийся
из жидкости твердый раствор на основе алюминия — (А1). Объемная
доля зерен (AI) в структуре обычно больше 90 %. Их выявление в све-
товом микроскопе требует, как правило, специальной технологии
приготовления шлифов, включающей оксидирование, например, в
2-10%-ном растворе борфтористоводородной кислоты в воде (при
напряжении 25—30 В). При просмотре таких шлифов в поляризован-
ном свете можно добиться разной цветовой окраски зерен, по-разно-
му ориентированных по отношению к поверхности (рис. 1.10, а). Вну-
три зерен (А1) в световом микроскопе обычно хорошо видны дендрит-
ные ячейки, являющиеся сечениями отдельных ветвей дендритов, по
размеру которых можно оценить скорость охлаждения отливки (или
слитка для деформируемых сплавов). В сплавах первой группы денд-
ритные ячейки обычно окружены прожилками избыточных фаз — вы-
рожденной эвтектики (А12Си на рис. 1.10, 6), которые образуются в
результате неравновесной кристаллизации. К избыточным фазам, об-
разованным основными легирующими элементами и наиболее часто
встречаемым в структуре отливок и слитков, относятся: А12Си (9),
Al8Mg5, (Si), Al2CuMg (5), Al2Mg3Zn3 (Г), MgZn2 (Л/) и Mg2Si (см. табл.
1.4). Из-за широкого интервала кристаллизации сплавы первой груп-
пы обладают низкими литейными свойствами.
В сплавах второй группы (Х2 на рис. 1.1, б) значительную часть
шлифа занимают колонии эвтектики, которые располагаются по гра-
ницам дендритных ячеек (рис. 1.10, в). Двухфазное строение эвтекти-
ки часто может выявляться только при достаточно большом увеличе-
нии (рис. 1.10, г). Микроструктура такого типа характерна для боль-
шинства промышленных силуминов, поскольку она обеспечивает на-
илучшее сочетание различных свойств.
В сплавах третьей группы (Л3 на рис. 1.1,6) основными элементами
структуры являются эвтектические колонии (рис. 1.10, д), которые, в
отличие от зерен первичных кристаллов (А1), могут выявляться на
электрополированных шлифах, не прибегая к оксидированию и поля-
ризованному свету. Как известно, двойные эвтектические сплавы,
имея нулевой интервал кристаллизации, обладают наилучшими ли-
тейными свойствами, однако для многокомпонентных алюминиевых
сплавов к этому общему положению надо относиться осторожно, по-
скольку интервал кристаллизации в них (как полный, так и эффек-
тивный) может быть достаточно широким. Эвтектические колонии,
образовавшиеся в интервале температур, имеют более грубое строе-
ние по сравнению с теми, которые сформировались при постоянной
температуре. В частности, алюминиево-кремниевая эвтектика в двой-
ных силуминах дисперснее, чем в многокомпонентных (если в по-
следнем случае она кристаллизуется в широком температурном ин-
тервале). С другой стороны, увеличение числа фаз в эвтектике при
прочих равных условиях (в частности, скорости охлаждения и интер-
вала кристаллизации эвтектики) повышает дисперсность ее строе-
ния. Например, в сплавах типа АК12пч добавка церия приводит к по-
явлению колоний тройной эвтектики (Al)+(Si)+A'(AlCeSi), которая
имеет более тонкое строение по сравнению с двойной эвтектикой
(Al)+(Si) [74].
Микроструктура сплавов четвертой группы (Х4 на рис. 1.1,6) отли-
чается от предыдущих наличием первичных кристаллов избыточных
фаз (рис. 1.10, е). Последние, как правило, имеют граненую форму
(для разных фаз имеются специфические особенности) и большие
размеры, поэтому их легко идентифицировать уже при малых увели-
чениях.
Основная примесь в большинстве алюминиевых сплавов — железо,
которое из-за низкой растворимости в (А1) (см. табл. 1.6, рис. 1.7)
практически полностью входит в состав фаз кристаллизационного
происхождения (обычно эвтектического). Последние могут иметь
различную морфологию, в частности иглообразную (рис. 1.11, а, б),
скелетную (рис. 1.11, в) и глобулярную (рис. 1.11, г). Наиболее часто в
алюминиевых сплавах встречаются следующие фазы: Al3Fe, Al5FeSi,
AlsFe2Si6, Al15(Fe,Mn)3Si2, Al9FeNi, Al6(Fe,Mn), Al7Cu2Fe и Al8FeMg3Si6
(см. табл. 1.4). С точки зрения механических свойств наиболее вред-
ными являются иглообразные частицы (в частности, AI5FeSi и Al3Fe
(см. рис. 1.11, а и 6)). В случае глобулярной формы частиц отрицатель-
ное влияние железа может быть минимизировано, однако это требует
введения специальных добавок. Наиболее эффективной из них явля-
ется бериллий, который входит в состав некоторых промышленных
сплавов (АК8л, АКЗМЗч), поскольку при оптимальном соотношении
он связывает железо в глобулярные включения (рис. 1.11, г). Однако
на практике бериллий используют редко, что связано с токсичностью
его соединений. В силумины обычно вводят марганец, который обра-
зует скелетообразные включения фазы Ali5(Fe,Мn)3Si2 (рис. 1.11, в).
Микроструктуры, приведенные на рис. 1.11, соответствуют такому
случаю, когда все железистые фазы кристаллизуются по эвтектичес-
ким реакциям, поэтому их длина не превышает размера дендритных
ячеек. При большей концентрации этого элемента (т. е. заэвтектичес-
кой) в структуре следует ожидать первичные кристаллы Fe-содержа-
ших фаз, размеры которых обычно намного больше по сравнению с
частицами эвтектического происхождения.
Поскольку формирование структуры в реальных условиях затвер-
девания происходит в неравновесных условиях, фазовый состав ли-
1.4. Влияние термообработки и деформации на структуру
Для повышения пластичности литейные алюминиевые сплавы
подвергают закалке, а для повышения прочности, кроме того, и ста-
рению. Эти состояния обозначают по ГОСТ 1583—93 как Т4 и Тб (Т5,
Т7) соответственно. В США (по спецификации Алюминиевой Ассо-
циации) используется похожая система обозначений, но с некоторы-
ми отличиями (табл. 1.7). Термообработка литейных алюминиевых
сплавов может приводить к существенным изменениям микрострук-
туры, что отражено на рис. 1.12, 1.13.
При нагреве под закалку происходит частичное или полное рас-
творение неравновесной эвтектики, показанной на рис. 1.10, б. По-
следующее ускоренное охлаждение фиксирует пересыщенный твер-
дый раствор легирующих элементов в алюминии, обозначаемый далее
как (А1)5. Таким образом, сплавы первой группы (при низкой концен-
трации нерастворимых в (А1) примесей) имеют в закаленном состоя-
нии (на рис. 1.1 с Г,) однофазную структуру, состоящую из одних зе-
рен (А1)5 (рис. 1.12, а). При этом дендритные ячейки как наблюдае-
мый элемент микроструктуры исчезают. Поскольку травление шли-
фов во многих случаях не выявляет границы зерен, однофазная струк-
тура при обычном просмотре в ОМ (т. е. без оксидирования и поляри-
зованного света), как правило, не содержит никаких элементов, кро-
ме пор, неметаллических включений и разных артефактов (в частнос-
ти, рисок).
В сплавах типа Х2 и (рис. 1.1,6) растворение неравновесной час-
ти эвтектики в большинстве случаев (в частности, в силуминах) не
Таблица 1.7. Обозначение видов термообработки для литейных алюминие-
вых сплавов
Вид термообработки	Обозначение в РФ (ГОСТ 1583-93)1	Обозначение в США2
Без термообработки Искусственное старение после литья Закалка (плюс естественное старение) Закалка и неполное искусственное старение Закалка и старение на максимальную прочность Закалка и перестаривание 1 Русская буква. ’Английские буквы.	TI Т4 Т5 Тб Т7	F Т5 Т4 (Тб) Тб П
жено на рис. 1.13. В сплавах первой группы именно железистые фазы
в первую очередь выявляются при металлографическом анализе (рис.
1.13, а, б). Вследствие этого их морфология становится определяю-
щим фактором для механических свойств. В частности, негативное
влияние иглообразных частиц в состоянии Т4 проявляется сильнее по
сравнению с литым. При глобулярной морфологии частиц (напри-
мер, фазы Al4Be5Fe2) вредное влияние железа существенно снижается,
что особенно очевидно для сплавов 2-4-й групп, когда наличие желе-
зистых частиц практически не сказывается на общем характере мик-
роструктуры (сравните рис. 1.12, в и 1.13, в).
При старении закаленного сплава происходит образование из (Al)s-
вторичных выделений, как правило, метастабильных фаз, что и при-
водит к упрочнению. По составу метастабильные фазы мало отлича-
ются от стабильных (см. табл. 1.4), но имеют отличную от них крис-
таллическую решетку. Например, в Al-Си сплавах сначала образуют-
ся зоны Гинье-Престона (GP), а затем фазы, когерентные алюминие-
вой матрице (0")- Далее формируются полукогерентные (0') и некоге-
рентные фазы. Стабильные фазы (0), как правило, являются некоге-
рентными. При этом размеры частиц с повышением температуры и
длительности старения увеличиваются.
Для изучения субструктуры необходимо использовать ПЭМ, причем
для выявления зон СР разрешение микроскопа должно быть достаточно
высоким, поскольку их размеры, как правило, составляют несколько
наномикрометров. Зоны выявляются в первую очередь благодаря де-
формационному контрасту (возникновение полей упругих напряжений
в матрице вокруг зон), а также абсорбционному контрасту (микроучаст-
ки разного состава обладают разной рассеивающей способностью). Ко-
герентные выделения обнаруживаются в первую очередь благодаря де-
формационному контрасту, полукогерентные — абсорбционному В том
случае, когда имеется ориентационное соотношение между вторичны-
ми выделениями и алюминиевой матрицей, идентификацию фаз прово-
дят методом микродифракции. Для этого анализируют расположение
рефлексов (матричных и от выделений), что иллюстрирует рис. 1.14, б.
Вид кинетических кривых твердости (рис. 1.15) и прочностных
свойств (особенно предела текучести) зависит от температуры старения
и степени пересыщенности алюминиевого твердого раствора (с ее по-
вышением распад ускоряется). При низких температурах (100—140 °C),
при которых обычно проводят неполное старение (Т5), наблюдается
монотонное упрочнение, при комнатной температуре (Т4) оно может
идти годами. Наиболее часто используемый диапазон температур
(150-190 °C) позволяет за сравнительно небольшое время (5-10 ч)
получить максимальное упрочнение (Тб). При более длительных вы-
В качестве примера рассматривается сплав, который содержит 5 %
Си и 1 % Мп. Влитом состоянии медь находится как в первичных кри-
сталлах (А1), так и в фазе А12Си эвтектического происхождения (рис.
1.10, а). При этом весь марганец входит в состав (А1), неравномерно
распределяясь внутри дендритной ячейки. Нагрев при 530-545 °C
приводит к полному растворению эвтектических частиц фазы А12Си в
(А1), однако из-за низкой растворимости марганца происходит образо-
вание дисперсоидов (в случае рассматриваемого сплава — фазы
А120МпчСи2). Они имеют субмикронные размеры, поэтому для их вы-
явления требуется электронная микроскопия (иногда достаточно
СЭМ). Поскольку ликвация по марганцу не устраняется (из-за его не-
достаточной диффузии в алюминии), дисперсоиды распределены не-
равномерно (рис. 1.17, а). Медленное охлаждение до комнатной тем-
пературы приводит к образованию относительно крупных вторичных
выделений основной фазы А12Си, которые можно выявить и в свето-
вом микроскопе (рис. 1.18, а). Для более надежной идентификации
вторичных выделений в гомогенизированных слитках следует исполь-
зовать сканирующий электронный микроскоп. В качестве примера на
рис. 1.18, б показаны выделения У-фазы в сплаве AI—7 % Zn—3 % Mg.
Таким образом, в структуре гомогенизированного слитка боль-
шинства деформируемых сплавов присутствуют два сорта вторичных
выделений. Размеры дисперсоидов составляют от 5 нм (Sc- и Zr-co-
держашие, см. рис. 1.17, в) до -I мкм (Мп-содержашие, см. рис. 1.17,
а, (7), а размеры вторичных выделений, содержащих основные легирую-
щие элементы, находятся в пределах 0,1 — 1 мкм (при очень медленном
охлаждении — до -5 мкм).
Размер дисперсоидов зависит от состава фазы, ее кристаллической
решетки и от температуры гомогенизации: чем выше температура, тем
грубее частицы. Размер и распределение основных выделений зависят
в основном от режима охлаждения: самые грубые частицы образуют-
ся при охлаждении с печью, самые дисперсные и равномерно распре-
деленные частицы - при изотермической выдержке при температуре
наименьшей устойчивости (А1)5 (обычно около 300 °C). Следует отме-
тить, что дисперсоиды, в отличие от основных выделений, практиче-
ски не изменяются на последующих технологических этапах. Их не-
равномерное распределение, обусловленное внутрикристаллитной
ликвацией в литом состоянии, в значительной мере сохраняется и в
деформированных полуфабрикатах. Исключения составляют сплавы
типа АМц (1-1,6% Мп), которые можно (но не всегда целесообразно)
гомогенизировать при температурах выше 600 °C, в этом случае воз-
можно попадание в однофазную область (см. рис. 1.6). На электропо-
лированных шлифах ликвация по переходным металлам (особенно по
чество Fe-содержащих фаз (это также является общим признаком и
для двух следующих групп, см. ниже). Силумины без магния (типа
АК.12) являются термически не упрочняемыми, а силумины с малой
добавкой магния (типа АК.7ч), наоборот, отличаются относительно
большим эффектом упрочнения после термообработки по режиму Тб.
Отличительным признаком безмедистых силуминов являются пре-
восходные литейные свойства. Базовыми диаграммами состояния для
сплавов второй группы являются Al—Fe—Si и Al— Fe—Mg—Si в области
Al-Si сплавов. Неравновесный солидус нелегированных силуминов
составляет -576 °C, а силуминов с добавкой магния--555 °C, что
позволяет проводить термообработку при достаточно высокой темпе-
ратуре (как минимум, при 540-550 °C).
К третьей группе отнесены силумины с медью, и она включает в
себя большинство марок 3-й группы по ГОСТ 1583-93 (сплавы на ос-
нове системы Al—Si—Си). По классификации Алюминиевой Ассоциа-
ции ей соответствует большинство сплавов Зхх серии. Фазовый состав
этих сплавов существенно сложнее по сравнению с предыдущей груп-
пой, поскольку медь образует дополнительные фазы. Базовыми диа-
граммами состояния для сплавов второй группы являются Al—Си—Si,
Al—Си—Fe—Si, Al—Си—Mg—Si и Al—Си—Fe—Mg—Si в области Al-Si
сплавов. Неравновесный солидус большинства таких силуминов, ко-
торые содержат медь и магний, составляет-505 °C, что определяет ре-
жимы их нагрева под закалку. Сплавы третьей группы, как правило,
являются термически упрочняемыми, хотя их часто используют вли-
том состоянии. Именно эти сплавы (кроме марок повышенной чисто-
ты) являются наиболее подходящими для использования вторичного
сырья при их производстве.
В четвертую группу выделены эвтектические и заэвтектические
поршневые силумины с добавкой никеля. Им соответствует часть
сплавов 3-й группы по ГОСТ 1583—93, некоторые американские спла-
вы Зхх серии, а также многочисленные сплавы других стандартов (в
частности, Federal Mogul). Они отличаются наиболее сложным фазо-
вым составом, поскольку никель образует несколько фаз (см. табл.
1.4). Для анализа поршневых силуминов требуются, как минимум, пя-
тикомпонентные диаграммы состояния в области Al-Si сплавов:
Al-Cu-Mg-Ni-Si, Al-Mg-Fe-Ni-Si и Al-Cu-Fe-Ni-Si [11,65].
В пятую группу объединены достаточно разные сплавы, в которых
главным легирующим компонентом является медь. Это литейные
сплавы на базе системы А1—Си (третья группа по ГОСТ 1583-93 и 2хх
серия за некоторым исключением) и деформируемые сплавы (в част-
ности, дуралюмины), которые кроме меди могут содержать магний,
марганец, кремний, никель и железо (российские сплавы 11хх и 12хх
серий по ГОСТ 4784-97 и американские сплавы 2ххх серии). Это тер-
мически упрочняемые сплавы, в которых основными фазами-упроч-
пителями являются АЬСи и AliCuMg. Они характеризуются сравни-
тельно высокой жаропрочностью (по отношению к другим промыш-
ленным алюминиевым сплавам) и низкими литейными свойствами.
Базовыми диаграммами состояния для сплавов этой группы являются
Al—Cu—Mg, Al—Си—Мп и более сложные в области А1—Си сплавов
(табл. 1.9).
К шестой группе отнесены магналии — сплавы на базе системы
Al—Mg. Литейные магналии представлены российскими марками чет-
вертой группы по ГОСТ 1583—93 и американскими марками 5хх се-
рии. Среди деформируемых магналиев все российские сплавы 15хх
серин по ГОСТ 4784—97 и американские сплавы 5ххх серии. Базовы-
Таблина 1.9. Классификация промышленных алюминиевых сплавов по
фазовому составу
Номер группы	Группа сплавов	Базовые диаграммы состояния1	Тип структуры (рис. |.1);
1 2 3 4 5 6 7 8 'Вь 2nf сплавог	Низколегированные термически не упрочняемые сплавы Силумины без мели Силумины с мелью Поршневые силумины с никелем Термически упрочняемые сплавы па базе системы Al-Cu Mai палии Низколегированные термически упрочняемые сплавы с Mg,Si Высокопрочные сплавы с цинком делены главные элементы )ивсдены типы, характерны j.	Al-Fe-Si и Al-Fe-Mn-Si Al-Fe-Si. Al-Fe-Mg-Si Al—Cu—Si. Al-Cu-Mg-Si, Al- Cu-Fe-Mg—Si Al-Cu-Mg-Ni-Si Al-Cu-Mg, Al-Cu-Mn, Al-Cu- Mg-Mn, Al-Cu-Mg-Mn-Si, Al-Cu-Fc-Mg-Ni Al-Mg-Mn, Al-Mg-Si, Al-Fe-Mg-Si Al-Si-Mg, Al-Fc-Si-Mg Al-Mg-Zn, Al-Cii-Mg-Zn пюгокомпопентпых систем, с для подавляющего большинства	А). X, А',, X, Х:. Х „ X, х:. ат а; А). Х: А). X, X, X, промышленных
мп диаграммами состояния для магналиев являются Al-Mg-Mn,
Al — Mg—Si и Al-Fe-Mg—Si в области Al —Mg сплавов. Это термически
не упрочняемые сплавы, которые характеризуются высокой коррози-
онной стойкостью.
В седьмую группу выделены низколегированные термически упроч-
няемые деформируемые сплавы системы Al-Mg— Si: российские мар-
ки 1 Зхх серии и американские марки бххх серии. Это — высокотехно-
логичные сплавы средней прочности. Базовыми диаграммами состо-
яния для этих сплавов магналиев являются Al-Mg-Si и Al-Fe-Mg-Si
в области алюминиевого угла (вблизи квазибинарного разреза
Al—Mg2Si).
Последняя, восьмая группа представлена деформируемыми сплава-
ми, в которых главным легирующим элементом является цинк. Это —
среднепрочные сплавы системы Al—Mg— Zn и высокопрочные сплавы
системы Al—Си—Mg—Zn. Это российские марки 19х.х серии (по ГОСТ
4784-97) и американские марки 7ххх серии. Диаграммы состояния
именно этих двух систем и являются базовыми для анализа фазового
состава сплавов данной группы.
Именно в такой последовательности н рассматривается фазовый
состав промышленных алюминиевых сплавов в последующих восьми
главах книги.
Tjibbh 2
НЕЛЕГИРОВАННЫЙ АЛЮМИНИЙ
И НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ ДЕФОРМИРУЕМЫЕ
СПЛАВЫ СИСТЕМЫ Al-Fe-Si-Mn
В данной главе рассматриваются алюминиевые деформируемые
сплавы, которые содержат в качестве легирующих компонентов или
примесей железо, кремний и марганец при их суммарном содержании
менее 2 %. К ним относятся нелегированный алюминий (АД1, АДО,
/1/11050 и др.), а также сплавы типа /1/18111, /1/18006 и АМц (табл. 2.1).
Фазовый состав первых следует анализировать по диаграмме
Al—Fe-Si, а для сплавов с марганцем требуется четверная диаграмма
Таблица 2.1. Химический состав некоторых низколегированных
алюминиевых сплавов с железом, кремнием и марганцем (ГОСТ 4784—97,
ГОСТ 618-73 и АА)
Марка	Мп. %	Fe. %	Si. %	Другие, %	
				Mg	Си
АД00	0.03	0,25	0,2	0,03	0.03
АЛО	0.05	0,4	0,25	0,05	0,05
АД	0,05	1.0 (Fe	+ Si)	0,05	0.05
ЛЛ1180	0,01	0,09	0,09	0.02	0,01
ЛЛ1050	0,05	0,4	0,25	0.05	0,05
ЛЛ8079	0,05	0.7-1,3	0.05-0.3	0.05	0.05
ЛЛ8111	0.1	0,4-1.0	0,3-1,1	0.05	0.1
ЛЛЗ102	0.05-0.4	0.7	0.4	-	0,1
ЛЛ8006	0.3-1.0	1.2-2,0	0,4	0.1	0.3
AM и	1.0-1,5	0,7	0,6	0,2	0.05-0,2
ЛЛ3107	0,4-0,9	0,7	0,6	-	0.05
ЛЛ3003	1.0-1,6	0.7	0.6	-	0.05
ЛЛ3009	1,2-1.8	0.7	1,0-1,8	0,1	0.1
Al—Fe—Mn—Si. Влиянием остальных примесей и малых добавок в
большинстве случаев можно пренебречь.
2.1.	Обшие особенности фазового состава
Железо, кремний п марганец оказывают сильное влияние па фазо-
вый состав сплавов данной группы, что показано в табл. 2.2. Влияние
каждого из этих элементов рассмотрено ниже.
Железо обычно присутствует вместе с кремнием и входит, как пра-
вило, в одну из тройных фаз эвтектического происхождения: AlsFeSi
(Р) и/или AlsFe2Si (а). При высоком отношении Fe : Si возможно об-
разование двойного соединения AI2Fe. Степень влияния железистых
фаз существенно зависит от их морфологии. Для фаз AlsFeSi и Al2Fe
характерна пластинчатая (иглообразная в плоскости шлифа) форма,
которая практически не меняется при повышении И,, (уменьшаются
только размеры частиц). Предпочтительной является фаза AlsFe2Si,
которая кристаллизуется в виде скелетов или прожилок (в зависимос-
ти от содержания железа и ($), а после деформации и нагревов спо-
собна принимать глобулярную форму, что особенно важно для гонкой
фольги. В сплавах с марганцем возможно образование фаз Al(,(FeMn)
Таблица 2.2. Распределение основных легирующих элементов и примесей
в структуре низколегированных алюминиевых сплавов с железом, кремнием
и марганцем
Фа гы	Si	Fe	Mn
Аиоминиевый твердый раствор			
(AI)	-	-	
Вторичные выделения			
(Si)	4-	-	—
Al„Mn	—	—	4-
AJ|5Mn,Si	4-	-	+
Фазы криста, тиационного происхождения			
(Si)	+	—	-
Al,Fe‘	—	T	—
AI.FeSi		4-	—
A ls Fe э Si	-u	4-	—
Alls(Fe,Mn),Si'		F	+
AI„(FeMn)'	-	+	4-
1 Возможно образование первичных кристаллов.			
(при низком содержании кремния в сплаве) и/или Al15(FeMn)3Si2.
Растворимость железа в (А1) мала (менее 0,05 %) и в большинстве слу-
чаев при анализе фазового состава ею можно пренебречь.
Марганец может входить в состав (А1) или одной из двух фаз:
АЦГсМп) и Al|5(FeMn)3Si2. Эвтектические частицы первой фазы
имеют вид граненых кристаллов, а второй — близки по форме фазе
AlsFe2Si, но несколько грубее последних. После деформации все
включения становятся более или менее компактными, что делает
идентификацию фаз затруднительной. При содержании железа и мар-
ганца ближе к верхнему пределу возможно образование первичных
кристаллов Mn-содержашихфаз в виде относительно крупных много-
гранников, которые практически не меняются в процессе нагревов и
деформации. Концентрация марганца в (А1) после окончания затвер-
девания сильно зависит от содержания Fe и Si в сплаве. В сплавах ти-
па АМц (табл. 2.1), приготовленных на алюминии высокой чистоты
(см. табл. 1.2), в твердый раствор может войти практически весь мар-
ганец. При содержании Fe и Si на верхнем пределе концентрация Мп
в (AI) сильно снижается [2, 93].
Кремний, кроме трех Fe- и Mn-содержащих фаз (Al5FeSi, AlsFe2Si и
A1l5( FeMn)3Si2), может входить в состав (Al) и (Si). Образование крем-
ниевой фазы, как правило, нежелательно, даже если ее количество
очень мало, особенно при литье крупных слитков. Это связано с тем,
что кристаллизации этой фазы отвечает максимальный интервал за-
твердевания (70—80 °C). А это может явиться причиной резкого ухуд-
шения стойкости к образованию горячих трещин в слитке [93].
Из табл. 2.2 следует, что алюминиевая матрица низколегирован-
ных сплавов может содержать только кремний и марганец, а железо
практически полностью входит в состав тех или иных избыточных
фаз. Для более детального анализа фазового состава многокомпо-
нентных сплавов необходимо использовать соответствующие диа-
граммы состояния, в том числе построенные для неравновесных усло-
вий (см. п. 2.2).
2.2.	Основные диаграммы состояния
Система Al-Fe-Si. Наиболее детально алюминиевый угол диа-
граммы состояния Al—Fe—Si рассмотрен в работе [4], где приведены
подробные изображения изотерм поверхностей ликвидуса, солидуса,
сольвуса, а также промежуточные реакции. Многочисленные после-
дующие исследования этой системы не внесли существенных измене-
ний в строение алюминиевого угла, который приводится в справочной
литературе [2, 5, 14]. Согласно общепринятому мнению, в равновесии
с алюминиевым твердым раствором находятся фазы (Si), AI3Fe,
AlxFciSi и AlsFeSi, которые могут участвовать в ион- и моновариант-
ных реакциях, приведенных в табл. 2.3 и 2.4. Обшиб вид фазовой диа-
граммы Al — Fe-Si, проекция поверхностей ликвидуса и солидуса в
алюминиевом углу диаграммы показаны на рис. 2.1. Значения раство-
римости железа и кремния в (А1) при различных температурах приве-
дены в табл. 2.5.
Растворимости железа в (Si) и кремния в AI,Fe пренебрежимо ма-
лы [2]. Соединение AlsFc2Si (31,6 % Fe, 7,8 % Si), которое также обо-
значают Ali:Fe3Si2 (30,7 % Fe, 10,2 fc Si), AlyjFeiSi, a(AlFeSi) или
e(AlFeSi), существует в области гомогенности 30—33 % Fe; 6—12 % Si
и имеет гексагональную решетку (пространственная группа Рб^ттс}
с параметрами а = 1.23-1,24 им, с = 2,62—2,63 нм. Его плотность —
3.58 г/см-' [2].
Фаза AlsFeSi (25,6 % Fc, 12,8 % Si), обычно обозначаемая как (3, су-
ществует в области гомогенности 25-30 % Fe. 12—15 % Si. Эта фаза име-
ет moiюклшпiyio решетку с параметрами а = b = 0,612 нм. с = 4,148 —
Таблица 2.3. Нонвариантные реакции в алюминиевом углу системы
Al-Fe-Si
Реакция	Содержание цементов в (разах1. Се								T."C
	/		2		3		4		
	Fe	Si	Fe	Si	Fe	Si	Fe	Si	
L —>(А1) - АЦFeSi + (Si)	0.7	12	0,01	1.6	25	15	0	99.8	576
/.- AlxFc?Si—> (AI)-AlsFeSi	1.7	6.5	33	7	0.04	l.l	25	13	629
Z.-1 AljFe—> (Al)-1- AI4Fe,Si	2	4	36	0.01	0.05	0.6	33	7	611
1 Номер фазы в реакции.									
Таблица 2.4. Моновариаптпые реакции в алюминиевом углу системы
Al-Fe-Si
Реакция	Линия на рис. 2.6, б	Т. "С
L —»(AI) + AI,Fe	е,~Р,	655-629
L —> (Al) + AI,Fe,Si	Р,-Р:	629-611
L —> (Al) " AI.FeSi	Р.-Е	611-576
L -> (Al) + (Si)	e;-E	577-576
4,150 нм, [3 = 91 \ ее плотность составляет 3,3—3,6 т/см\ а твердость но
Виккерсу — 5,8 ГПа [2, 5].
Соединение Al4FeSi2 (25,4 % Fe, 25,5 % Si), обозначаемое также
Al3FeSi3, S(AlFeSi) пли /(AlFcSi), имеет более узкую область гомоген-
ности, чем фазы ot(AIFeSi) и [3(А1 FeSi). Эта фаза имеет тетрагональную
решетку типа PdGa5 с параметрами а = 0,607—0,63 нм, с = 0,941 -0,953
нм. Плотность фазы 3,3-3,36 г/см-1 [2, 5], а микротвердость при 20 СС
- 10,97 ГПа. Соединение Л14FeSi2 не находится в равновесии с (А1), но
оно может образоваться в заэвтектических силуминах при неравно-
весной кристаллизации.
Поскольку система Al-Fe-Si является базовой для нелегирован-
ного алюминия и двойных силуминов, имеется достаточно много ра-
бот, предлагающих неравновесные варианты. Именно они позволяют
описать реальный фазовый! состав. В частности, из распределения фа-
зовых областей в литом состоянии, приведенного в [4], следует, что
значительную часть концентрационного поля занимают 4- и 5-фаз-
ные области (рис. 2.2, а). Это является наиболее очевидным призна-
ком того, что фазовый состав далек от равновесия.
Сдвиг полей! первичной! кристаллизации фаз Al3Fe, AlsFe2Si и
AI5FeSi в зависимости от скорости кристаллизации, приведенный в
[108], показывает, что эти поля сдвигаются в сторону меньшей кон-
центрации кремния (рис. 2.2. о) с ростом скорости охлаждения при
кристаллизации (КД Следствием этого является существенное умень-
шение вероятности образования фазы AI3Fe с увеличением Г,, даже в
сплавах, содержащих 2—3 % Fe [14].
При малых значениях (К, = 10~3 - 10~1 К/с) начало кристаллиза-
ции с достаточной корректностью можно проанализировать с использо-
ванием поверхности ликвидуса равновесной диаграммы состояния (рис.
2.1, б). После образования первичных кристаллов должны протекать
двойные эвтектические реакции, при этом в некоторых сплавах из-за по-
давления перитектических превращений могут образовываться все три
двойные эвтектики с участием (А1) и Fe-содержащих фаз (см. табл. 2.4).
Неравновесный солидус большинства сплавов равен 576 °C и соответст-
вует кристаллизации тройной эвтектики L —> (Al) + (Si) + Al5FeSi, и толь-
ко сплавы, составы которых находятся в узкой области вдоль двойных
систем, заканчивают кристаллизацию образованием двойных эвтектик.
Подавление перитектических превращений L + AlsFe,Si —> (Al) +
+ Al5FeSi и L + AI3Fe (Al) + AlsFe2Si приводит к тому, что в медлен-
но закристаллизованных сплавах, содержащих железо (более 0,5 %),
по мере увеличения концентрации кремния будет наблюдаться следу-
ющая последовательность фазовых областей, не считая (Al): Al3Fe;
Al3Fe + AlsFe2Si; Al3Fe + Al8Fe2Si + Al5FeSi; Al3Fe + AI8Fe2Si + AI5FeSi +
Система Al—Fe—Мп. В алюминиевом углу тропной системы
Al—Fe—Мп образуется несколько двойных фаз, из которых только
Al3Fe и Al6(FeMn) находятся в равновесии с алюминиевым твердым
раствором [2, 5]. Железо замещает марганец в фазе А16Мп до состава
Al12FeMn (12,85 % Fe, 12,64 % Мп). Предельная растворимость мар-
ганца в A13Fe соответствует формуле Мп0 J2Fe0 SSA13 или 4—5 % Мп.
В богатых алюминием сплавах происходят два нонвариантных
превращения, которые приведены в табл. 2.6. Однако, по другим дан-
ным [2], состав тройной эвтектики соответствует меньшим содержа-
ниям марганца и железа: -0,43 % Мп, -1,7 % Fe. При этом вершины
эвтектического треугольника соответствуют Al3Fe (36,9 % Fe, 4,6 %
Мп); Alb(FeMn) (19,6 % Fe, 7,1 % Мп) и (Al) (0,044 % Fe, 0,23 % Мп),
т. с. состав фазы AI6(FeMn) отличен от того, который приводится в
табл. 2.6.
Фаза AI6(FeMn) имеет орторомбическую решетку с параметрами а =
=0,75518 нм, b = 0,64978 нм, с = 0,88703 нм [2]. По другим данным, пара-
метры решетки этой фазы несколько отличаются: а = 0,7498 нм, b =
= 0,6495 нм, с = 0,8837 нм. Проекция поверхностей кристаллизации и
изотермическое сечение при 627 °C приведены на рис. 2.3. Значения
совместной растворимости железа и марганца в алюминии приведены в
табл. 2.7.
Распределение фазовых областей в системе Al-Fe-Mn зависит от
скорости охлаждения при затвердевании. При больших скоростях
(/(.> 10 К/с) наиболее вероятно образование фазы Al6(FeMn).
Система Al—Mn—Si. Алюминиевый угол фазовой диаграммы сис-
темы Al—Mn—Si (рис. 2.4) характеризуется более сложным строением
по сравнению с предыдущей системой. В равновесии с алюминиевым
твердым раствором, кроме фаз из двойных систем (А16Мп и (Si)), на-
ходится тройное соединение Al|5Мn3Si2 [2]. В неравновесных услови-
ях кристаллизации в алюминиевых сплавах могут присутствовать так-
же фазы А14Мп и Al|0Mn3Si. Нон- и моновариантные реакции, воз-
можные в богатых алюминием тройных сплавах, приведены втабл. 2.8
Таблица 2.6. Ноивариаптиые реакции в алюминиевом углу системы
Al—Fe—Мп
Реакция	Точка па рис. 2.3, a	T,"C	Концентрация в жидкой фазе, %	
			Mn	Fe
L + AljFe + AljMn —> Al,,(FeMn)	E	727	3,45	2.5
L (Al) + AI3Fc + AlJFeMn)	P	654	0,75	1,75
Таблица 2.9. Моповариантпые реакции в системе Al—Mn—Si с участием (А1)
Реакция	Линия па рис. 2.4, а	Т,аС
L (AI) + Л1„Мп	е,- Р,	658-649
/. -> (Al) + AllsMn,Si,	Р,--Е	649-574
L -> (Al) (Si)	е:-Е	577-574
Таблица 2.10. Растворимость марганца и кремния в алюминии в точках
предельного насыщения [5]
Т, "С	(AI) + А1,,М п + А|цМ и ,Si_,		(Al) + (Si) + AI|SM п,Si2	
	Мп. %	Si, %	Mn, %	Si. %
649	1,3	0,1	-	—
60(1	0.73	0,09	-	-
573	-	-	0,08	1,66
550	0.44	0,08	0,07	1.36
500	0,25	0.08	0,06	0.85
450	0.15	0.08	0,05	0,45
400	0.06	0.08	0,04	0,25
и 2.9, а значения совместной растворимости марганца и кремния в
(А1) при разных температурах — в табл. 2.10.
Фаза Al|sMn;,Si2 (26,3 % Мп, 8,9 % Si), обозначаемая также как
AI|0Мn2Si, Al|2МnjSi, AkjMniSii s, a(MnSi) или а,„, существует в обла-
сти гомогенности 25—29 % Мп, 8—13 % Si. Эта фаза имеет кубическую
решетку (пространственная группа РтЗ, 138 атомов в элементарной
ячейке) с параметром а = 1,265—1,268 нм или 1,260 нм [2]. Плотность
фазы 3,55 г/см\ мпкротвердость при комнатной температуре 8,8 ГПа.
Кремний незначительно растворяется в фазе А1(,Мп. Растворимость
марганца в фазе AlisMn^Sii составляет 0,7—0,8 %.
Система Al—Fe—Mn—Si. Принятым вариантом этой четверной диа-
граммы стал тот, в котором на базе соединения Al^MnjSij существует
широкая область твердых растворов, растянутая в сторону грани
Al—Fe—Si (рис. 2.5, а). В этом варианте марганец в тройном соедине-
нии замещен железом до состава 31 % Fe, 1,5% Мп, 8 % Si, а широкая
область гомогенности трактуется как образование четверной фазы
А115(FeMn)iSi2. Нонвариантные превращения, возможные в системе
Al—Fe—Mn—Si при этом распределении фазовых областей и при кон-
центрациях до 12 % Si, I % Fe, 2 % Мп, приведены в табл. 2.11. Моно-
и бивариантные реакции, протекающие в этой системе, приведены в
табл. 2.12 и 2.13.
Согласно [2, 5], твердый раствор железа в фазе А115Мпз512 имеет
кубическую решетку с параметром ц, уменьшающимся при увеличе-
Таблица 2.11. Нонвариантные пятифазные реакции в системе
Al—Fe—Мп—Si
Реакция	Точка1	T,°C	Состав жидкости, %		
			Si	Fe	Mil
Z.+Al1Fc+AI(,(FeMn) ->(А|)+ AI1S(FeМn)5Si2	P4	648	1,75	2.0	0.35
Z.+AI,Fe —>(AI) + Al„Fe2Si + AlFe M n),Si,	P,	627-632	3-5	2-2.5	<0.2
Z. ‘ AlsFe,Si—>(All+AI,FeSi +AI,5(FeMn),Si,	P,	597-607	5-10	1-2	0.1-0.5
L + AbFeSi —>((AJ) + (Si) + Al l5(FeMn),Si,	P,	575	11,7	0,6	0,2
1 См. рис. 2.5, 6.					
Таблица 2.12. Моновариаитные реакции в четверных сплавах системы
Al-Fe— Mn-Si
Реакция	Линия па рие. 2.5, 6	T,°C
L—> (Al) + Al6(FeMn) + AljFe	Fl-ei	654-648
L + AI6(FeMn) —> (Al) + AI|5(FeMn))Si,	сз-Дд	649-648
L —> (Al) + AI,Fe + AI,s(FeMn),Si,	Pi-Pa	648—628
L + AJjFe —> (Al) + AixFCjSi	Pa-Pj	629—628
L -> (Al) + AIHFe,Si + Alls(FeMn)iSi,	P3~Pj	628—607
L + AlsFe;Si —> (Al) + AlsFeSi	Р3-Р2	611—607
L —> (Al) + Al|S(FcMn)jSi2 + AljFeSi	P2-P2	-607-575
L—> (Al) + AlsFeSi + (Si)	P2~P\	576-575
£-> (Al) + (Si) + AI|s(FeMn),Si,	C2~P\	575-573
Таблица 2.13. Бивариантные реакции в четверных сплавах системы
Al—Fe—Мп—Si
Реакция	Область па рис. 2.5. 6	T,°C
L—> (Al) + AljFe	AI,Fe- ej-Pj-Pj-p.,	654-627
L-> (Al) + Al6(FeMn)	Al6Mn-p;-/\-e,	658-648
(Al) + (Si)	(Sil-Cj-Pz-e,	577-573
L-a (Al) + AlsFeSi	ез-Рг-Рз-Р,	611-575
L -> (Al) + AlHFe,Si	Pi-Pi-Py-P!	629-597
L-> (Al) + Al|5(FeMn)3Si2	ei-Pi-P2-Pj-P4-Pi	648-573
пип содержания железа с 1,265 нм (0 % Ге) до 1,25 нм (31,1 % Ге). Рас-
творимости кремния и марганца в (Л1) в четверной системе, вероятно,
меньше значений, которые приведены для прилегающих областей
тройных систем (см. табл. 2.5, 2.7 п 2.10).
Неравновесная кристаллизация приводит к существенному сдвигу
фазовых областей. В частности, в силуминах подавление пери тектиче-
ской реакции С/ (см. табл. 2.11) приводит к тому, что фаза AlsFeSi мо-
жет появиться в структуре при гораздо меньшем отношении Мп : Ге,
чем это следует из рис. 2.5, а.
2.3.	Нелегированный алюминий и сплавы типа /1/18111
Согласно строению диаграммы Al-Fe-Si (см. рис. 2.1), пелегиро-
ванный алюминий и сплавы типа /1/18111 (табл. 2.1) могут содержать в
твердом состоянии все фазы, которые приведены в табл. 2.3. Посколь-
ку растворимость кремния в (А1) сильно зависит от температуры (см.
табл. 2.5), фазовый состав сплавов этой группы может сильно менять-
ся в зависимости от термообработки, что показывают изотермические
и политермнческие сечения, приведенные на рис. 2.6 и 2.7.
При температурах ниже 576 'С (рис. 2.6, ci-в) все изотермические
сечения качественно однотипны и содержат три трехфазные области:
(Al)+Al3Fe+AlsFe2Si. (Al)+.AlsFe2Si+Al5FeSi и (Al)+Al5FeSi+(Si). По-
следняя область расширяется при понижении температуры из-за
уменьшения растворимости (Si) в (А1). При более высоких температу-
рах появляются области с жидкой фазой (рис. 2.6, г. <9), что позволяет
определить сплавы, которые можно нагревать до соответствующих
значений. Это имеет практическое значение для сплава /1/18111, в ко-
тором концентрация кремния может достигать 1,1 % (см. табл. 2.1).
Согласно рис. 2.6. д, нагрев при 620 °C допустим только для части ма-
рочного состава этого сплава.
Образование кремниевой фазы и соединения AlsFeSi следует ожи-
дать при высоком отношении Si: Fe. а фазы Al3Fe, наоборот, при низ-
ком отношении. Для получения фазы AlgFeiSi, морфология которой
наиболее благоприятна, требуется оптимальное сочетание концентра-
ций кремния и железа, а также температуры отжига. Следует отме-
тить, что фазовый состав слитков сплавов Al—Fe—Si формируется в ус-
ловиях неравновесной кристаллизации и зависит от скорости охлаж-
дения (см. рис. 2.2). В качестве примера в табл. 2.14 приведены темпе-
ратуры образования фаз при кристаллизации технического алюми-
Рис. 2.6. Изотермические сечения диаграммы AI—Fe—Si:
а - 200 °C; б - 500 °C; в - 570 °C; г - 600 °C; д - 620 °C; е - 640 °C
Они могут сохраниться и на последующих переделах вплоть до
фольги. Это может явиться причиной брака, особенно в тонкой
фольге (6-14 мкм), поскольку твердые и хрупкие частицы (Si) при-
водят к появлению царапин и даже разрывов. Отрицательное влия-
ние могут также оказывать иглообразные включения фаз Al3Fe и
AljFeSi, неспособные к сфероидизации даже при длительных вы-
держках в процессе отжига [15]. Поскольку сплав /1/18111 имеет
широкий диапазон по концентрациям железа (см. табл. 2.1), его
фазовый состав может сильно меняться в зависимости от конкрет-
ного состава в пределах марки и от температуры отжига. На поли-
термическом разрезе при 1 % Fe соответствующая область обозна-
чена пунктирным прямоугольником (см. рис. 2.7, в). Из него вид-
но, что при определенных концентрациях кремния и температуры
отжига можно обеспечить структуру, в которой присутствует толь-
ко одна избыточная фаза AlsFcjSi, способная к сфероидизации при
отжиге.
Результаты количественного анализа фазового состава сплава
/1/18111 применительно к отожженному (при 400 °C) состоянию при-
ведены в табл. 2.15. Из нее видно, что при 0,4 % Si (т. е. близко к ниж-
нему пределу) равновесными являются два тройных соединения (а и
Р). При повышении содержания кремния в пределах марки (см. табл.
Таблица 2.15. Фазовый состав сплава /L48111 при 400 °C, рассчитанный
по программе Thermo-Calc
Фаза	(2м1	<2,2	Химический состав, % (мае.)		
			AI	Fe	Si
		0,4°iSi			
(AI)	97.35	41,%	99,88	<0,01	0,001
Als Fe2Si	1.47	1.11	58,81	32,57	8,62
AlsFcSi	1,18	0,93	59,09	27,22	13,68
Сплав	100	100	Осп.	0,8	0,4
		0,8 % Si			
(Al)	96,72	97,29	99,74	<0.01	0,003
(Si)	0,34	0.40	0,00	0,00	100
AlsFcSi	2,94	2,31	59,09	27,22	13,68
Сплав	100	100	Осн.	0,8	1,00
1 Доля фазы, % (мае.). 2Доля (разы, % (об.).					
2.1)	состав этого сплава попадает в область (Al)+(Si)+[3, что менее бла-
гоприятно.
Микроструктура ленты сплава /1/18111 характеризуется вытянуты-
ми зернами в продольном направлении. Сопоставляя их с формой в
поперечном направлении и плоскости прокатки можно сделать вывод
о том, что в пространстве они имеют расплющенную форму. В струк-
туре ленты выявляются частицы (очевидно, Fe-содержащих фаз) час-
то в виде строчек (см. рис. 2.11, б). Наиболее вероятно, что это фаза
AlsFe2Si (а).
В отожженной фольге сплава /1/18111 включения Fe-содержащих
фаз сохраняются в раздробленном виде, часто сохраняется и строчеч-
ность. Размер включений Fe-содержащих фаз составляет 1—2 мкм,
также встречаются частицы, похожие на включения кремниевой фазы
размером 3—4 мкм, что может свидетельствовать о завышенном со-
держании кремния в сплаве (по сравнению с оптимальным).
Зеренная структура отожженной фольги характеризуется рекрис-
таллизованными зернами с оценочным размером (в плоскости про-
катки) 40-50 мкм, что превышает толщину фольги. В продольном и
поперечном направлениях на толщине часто располагается по одному
зерну (рис. 2.11, г).
Микротвердость фольги всех толщин сплава/1/18111 не превышает
30 HV, что является типичным для отожженного состояния, несколь-
ко большая твердость по сравнению с нелегированным алюминием
обусловлена в основном наличием частиц Fe-содержащих фаз. Меха-
нические свойства на растяжение (табл. 2.16) также типичны для
фольги сплава /1/18111 в отожженном состоянии; фольга 32 мкм — са-
мая прочная, а фольга 16 мкм — наименее пластичная.
Для выбора оптимальных значений концентрации кремния и тем-
пературы отжига полезно ориентироваться на расчетные зависимости
[5, 50]. В частности, из них следует, что при содержании кремния в
сплаве /1/18111 на верхнем пределе температура отжига должна быть не
ниже 500 °C. В этом случае обеспечивается полное растворение эвтек-
тического кремния.
Таблица 2.16. Механические свойства отожженной фольги сплава /1/18111
Толщина, мкм	а„. МПа	8. %
16	69 ±2	2,2 ±0,8
24	72 ±3	3,3 ±0.9
32	88 ±3	3.4 ±0,8
2.4.	Сплавы с марганцем типа АМц (ЛЛ3003) и ЛЛ8006
Анализ сплавов, содержащих марганец (см. табл. 2.1), в общем слу-
чае базируется на четверной диаграмме Al—Fe—Mn—Si, отличающейся
сложным строением (см. рис. 2.5). Однако в некоторых ситуациях
можно ограничиться и тройными диаграммами. Например, фазовый
состав сплава /1/18006 при низком содержании примеси кремния мож-
но проанализировать по диаграмме Al-Fe-Mn (см. рис. 2.3). Изотер-
мические сечения этой диаграммы в твердом состоянии имеют только
одну трехфазную область (А1)+А1(,(ГсМп)+ +Al3Fe, как это видно из
рис. 2.3, б. Следует отметить, что из-за значительной растворимости
железа и марганца в фазах из двойных систем (А1(,Мп и Al3Fe соответ-
ственно) ширина двухфазных областей (Al) + AI6(FeMn) и (А!) + ЛЬ,Fe
в тройной системе достаточно велика. Политермичсские сечения этой
диаграммы (рис. 2.12) показывают, что сплав/1/18006 при любых кон-
центрациях железа и марганца имеет узкий интервал кристаллизации,
поскольку температура тройной эвтектики составляет 654 °C. С другой
стороны, при содержании этих элементов ближе к верхнему пределу
возможно образование первичных кристаллов фаз А13Гс и Alb(FeMn).
что, как правило, нежелательно. Этот сплав целесообразно получать
методом бесслитковой прокатки, поскольку с повышением К(. граница
появления первичных кристаллов сдвигается в сторону больших кон-
центраций Fe и Мп.
Влиянием температуры па структуру сплава /1/18006 в значитель-
ной мере определяется концентрация марганца в(А1). Эта концентра-
ция, сформировавшаяся на момент окончания затвердевания, как
правило, сохраняется при охлаждении слитка (или ленты) до комнат-
ной температуры. От количества марганца в (А1) после литья зависит
и количество дисперсоидов, образующихся при отжиге (пли техноло-
гическом нагреве) выше -300 °C. Поскольку растворимость железа в
(AI) очень мала, дисперсоиды можно рассматривать как фазу А16Мп, а
не AlJFeMn) (в отличие от частиц кристаллизационного происхожде-
ния).
Фазовый состав сплава /1/13009, содержащего кремний в качестве
легирующего компонента (табл. 2.1), можно анализировать по изотер-
мическим и политермическим сечениям диаграммы Al-Mn—Si (рис.
2.13), если в содержании примеси железа мало. Из-за сравнительно
высокой растворимости кремния в (А1) в этом сплаве могут образо-
ваться дисперсоиды тройного соединения AI^Mn^Si?. Политермичес-
кий разрез диаграммы Al-Mn—Si при 1,5 % Мп (рис. 2.13, в) показы-
вает, что фаза А1(,Мп не должна образоваться в сплаве /1/13009 ни при
кристаллизации, ни при отжиге.
Таблица 2.19. Фазовый состав сплава .4/18006 при 400 °C, рассчитанный
по программе Thermo-Calc
Фаза	2м1	Ст’	Химический состав. % (мае.)			
			AI	Ми	Fe	Si
		1.2 % Fe				
(AI)	93,64	94.97	95.40	0.06	0.0006	<0.01
Al.Fc	0.71	0.50	59,18	1.84	38.97	<0.01
А1„Мп	2.66	2.22	74.47	9.43	16.10	0.00
AI, 4 FeMnb.Si,	2,99	2.31	63.28	13.59	16.52	6.60
Силан	100	100	Оси.	0.70	1.20	0.20
		т	СС Fe			
(Al)	91.84	93.72	99.96	к 0.01	<0.01	<0,01
Al Те	2.94	2.08	59.18	1.84	38.97	<0,01
А1„Мп	2.23	1.88	74.47	9.43	16.10	0.00
Al ,s( FeMnljSi.'	2.99	2.32	63.28	13.59	16.52	6.60
Сплав	100	100	Осп.	0.70	2.00	0.20
1 Доля фазы. % (мае.). ? Доля фа)ы.			с (об.).			
ГУ|звз 3
СИЛУМИНЫ БЕЗ МЕДИ
К этой группе относятся сплавы, содержащие в качестве основно-
го компонента кремний (до 13 —%) и небольшое количество магния
(до 0,6 %): отечественные АК12, АК13, АК.7, АК.9 (вместе с модифи-
кациями), АК8л, АКЮСу и их американские аналоги (/1/1413, Л/1356,
Л/1357 и др.), которые приведены в табл. 3.1 и приложении 1.
Для анализа фазового состава этих сплавов в закаленном состоя-
нии (Т4) следует воспользоваться фазовыми диаграммами следующих
систем: Al-Si (АК12оч), Al-Si-Fe (АК.12), Al-Si-Fe-Мп (AKI3),
Al—Si-Mg (АК7пч) и Al—Si — Fe-Mg (АК7ч). Фазовый состав алюми-
ниевой матрицы в состояниях Т5—Т7 (а также Т1) можно с некоторы-
ми допущениями проанализировать по диаграмме Al—Mg—Si (рис.
3.1). При наличии примеси меди в количестве более 0,2-0,3 % (АК7,
АК.9) требуется использовать соответствующие многокомпонентные
фазовые диаграммы (см. гл. 4). Строго говоря, эти марки при содер-
жании меди ближе к верхнему пределу скорее стоило бы отнести к ме-
дистым силуминам типа АК8М, которые рассматриваются в следую-
щей главе. Для анализа фазового состава литых отливок следует вос-
пользоваться неравновесными фазовыми диаграммами, в частности,
систем Al-Si-Fe, Al—Si— Mg и Al-Si-Fe-Mg (см. ниже в этой главе).
3.1. Общие особенности фазового состава
Магний, железо, марганец и в отдельных сплавах бериллий оказы-
вают основное влияние на фазовый состав безмедистых силуминов,
что показано в табл. 3.2. С другой стороны, содержание кремния ска-
зывается в основном на количестве эвтектики, а не на фазовом соста-
ве. Влияние каждого из этих элементов рассмотрено ниже.
Диапазон содержания кремния в промышленных сплавах (табл. 3.1
и приложение 1) можно условно разделить на две части: 3,3—9 % и
10—13 %, что, согласно двойной диаграмме Al—Si (см. рис. 1.2), соот-
Таблица 3.1. Химический состав некоторых безмедистых силуминов
Марка1	Концев границ, % (AI - основа)						
	Si	Mg	Fe-	Мп	Си	Zn	Другие
АК12	10-13	0.1	3-0,7; К-1; Д-1.5	0.5	0.6	0.3	-
АК12ч	10-13	-	4-0,5	0.4	0,02	0,06	-
АК12пч	10-13	-	4-0,35	0.08	0,02	0,06	-
АК12оч	10-13	-	4-0,2	0,03	0.02	0,04	-
АК13	11-13,5	0.1-0,2	3-0,9; К-1; Д-1,5	0.1-0.5	0,1	0,15	-
АК9	S-I1	0.2-0.4	3-0.9; К-1.2;Д-1.3	0.2-0,5	1.0	0.5	-
АК9с	S-I0.5	0.2-0.35	3-0.7; К-0.9; Д-1	0.2-0.5	0.5	0.3	-
АК9ч	S-I0.5	0,17-0,3	3-0.6: К-0.9; Д-1	0.2-0,5	0.3	0.3	-
АК9пч	9-10.5	0.23-0.3	3-0.3; К-0,3; Д-0.3	0.2-0.35	0.1	0.3	-
АК8.1	6.5-S.5	0.35-0,55	3-0.6; К-1; Д-1.5	0.1	0.3	0.3	Ti. Be
АК7	6-8	0.2-0,5	3-1,1; К-1.2: Д-1.3	0.2-0.6	1.5	0.5	-
АК7ч	6-8	0.2-0,4	3-0.6; К-1:Д-1,5	0.5	0.2	0.3	-
АК7нч	7-8	0.25-0,4	3-0,3; К-0,4; Д-0.5	0.1	0.2	0.2	-
АКЮСу	9-11	0.1-0,5	Д-1,2	0,3-0,6	1.8	1.8	Sb
,4/4435.2	3.3-3,9	0.05	0.4	0,05	0.05	0.1	-
.4/1443.0	4,5-6,0	0,05	0.8	0,5	0.6	0,5	-
.44444.0	6.5-7,5	0,1	0,6	0,35	0,25	0,35	-
.4.4413.0	11,0-13.0	0.1	2.0	0,35	1.0	0,5	-
.4/4356.0	6.5-7,5	0.2-0,45	0.6	0,35	0.25	0.35	-
Л/4С356.0	6,5-7,5	0,2-0,45	0,07	0,05	0.05	0,05	-
.4,4357.0	6.5-7,5	0.45-0.6	0.15	0.03	0.05	0.05	-
.4/4С357.0	6.5-7,5	0,45-0,7	0,09	0,05	0.05	0.05	-
’По ГОСТ 1583-93 и/1,4.							
23 - литье в песчаные формы.			К - литье в кокиль, Д - литье пол			давлением, 4 -	
чушка.							
ветствует доэвтектическим и эвтектическим силуминам. Согласно
принятой в данной книге классификации, силумины относятся к
сплавам второй и третьей групп (или X? и Xj на рис. 1.1, б). Нижний
предел по кремнию (-3 %) обусловлен достижением необходимого
уровня литейных свойств за счет достаточно узкого эффективного ин-
тервала кристаллизации (см. п. 4.1).
Концентрация магния, как правило, составляет 0,2-0,6 %, что вы-
текает из диаграммы состояния Al-Mg—Si (рис. 3.1). Нижний предел
обусловлен достижением необходимого дисперсионного упрочнения
за счет вторичных выделений метастабильных фаз Р' и Р" (Mg2Si), а
Таблица 3.2. Распределение легирующих элементов и примесей между
алюминиевой матрицей и избыточными фазами в безмсдистых силуминах
Фазы	Si	Fe	Mn	Mg	Be
-1 иачиниевый твердый раствор					
(AI)		-	-	+	-
Вторичные выделения					
Mg,Si	+	-	-	4-	
(Si)	4-	-	-	-	-
Фазы криста.иизаинонного происхождения					
(Si)1	т	-	-	-	-
ALI-eSi'	+	-4-	-	-	-
А 1ч Fc;Si	+	Д-	-	-	-
Al,JFe, М n),Si1	+	.4.		-	-
AlsFeMg,Si„l	+•	+	-	+	-
AI,Be,Fe,	-		-	-	-
AlxFe?BeSi	-	-	-	-	...
Mg.Si	+	-	- •	+	-
1 Возможно образование первичных криешиов					
верхний должен обеспечивать отсутствие эвтектических включений
MgiSi (после нагрева под закалку) для достижения максимальной
пластичности. Среди всех легирующих элементов магний обладает
наиболее сильным упрочняющим эффектом (в расчете на 1 %), поэто-
му допустимый диапазон концентраций часто находится в очень уз-
ких пределах (например, для отливок силумина АК9пч он составляет
всего 0,07 сс). Оптимальная концентрация магния зависит как от со-
держания других элементов, так и от режима термообработки.
Железо в сплавах данной группы является примесью и полностью
входит в состав одной из фаз эвтектического или первичного проис-
хождения, которые, как правило, оказывают отрицательное влияние
на механические свойства. Степень влияния железистых фаз сущест-
венно зависит от морфологии, размера и распределения частиц, что
наряду с требованиями к свойствам определяет допустимое содержа-
ние железа в промышленных силуминах. Оно может быть как очень
строгим (< 0,1 % при литье в землю ответственных отливок), так и
почти свободным (при литье пол давлением допускается до 1,5 % Fe).
Наиболее вредными являются иглообразные включения фазы AlsFeSi
(р), особенно в виде первичных кристаллов. Для многих фаз эвтекти-
ческого происхождения характерна более благоприятная скелетооб-
разная морфология (при наличии добавки марганца). В составе мало-
кремнистых силуминов может также присутствовать фаза Al8Fe2Si из
тройной системы Al—Fe—Si (см. рис. 2.1). Самой лучшей является гло-
булярная морфология, которая может быть получена при добавлении
в сплавы бериллия [14, 26]. В силуминах, содержащих более 0,5 % Mg,
даже небольшое количество железа (начиная с - 0,1 %) часто приво-
дит к образованию четверного соединения AlgFeMgaSi^.
Марганец образует в системе Al-Si-Fe-Mn фазу AI|5(FeMn)3Si2,
которая в составе эвтектик, так же как и фаза AlsFe2Si, характеризует-
ся скелетообразной морфологией. Типичная концентрация марганца
в силуминах (в качестве добавки или примеси) обычно не превышает
0.6 % (см. табл. 3.1 и приложение 1). Наличие марганца позволяет из-
бежать появления иглообразных включений фазы Al5FeSi. Однако
суммарное количество Mn+Fe не должно превышать 1-1,5 % (в зави-
симости от содержания кремния), так как в противном случае резко
увеличивается риск появления крупных скоплений первичных крис-
таллов фазы Al|S(FeMn)3Si2 [16]. Следует отметить, что в силуминах
концентрация марганца в алюминиевой матрице (т. е. в твердом рас-
творе и в дисперсоидах) мала, что вытекает из диаграммы А1—Мп—Si
(см. рис. 2.4, б и табл. 2.8).
Бериллий — единственный из добавок, который позволяет ста-
бильно получать глобулярные включения Fe-содержашей фазы. Та-
кая морфология является наилучшей для механических свойств и ха-
рактерна для фазы AI_|Be5Fe2, которая во многих системах образуется
при соотношении Be : Fe = 0,5-0,6 [26]. В системе Al-Si-Be-Fe, кро-
ме этой фазы, образуется также четверное соединение AlsFe2BeSi, для
которого характерна скелетная морфология, примерно такая же, как
и у фаз AlsFe3Si и AII5(FeMn)3Si2. Поскольку полное связывание же-
леза в фазу AlsFe2BeSi достигается при соотношении Be : Fe =
= 0.15—0,2, предотвратить появление иглообразных включений фазы
AlsFeSi даже при 1,5—2 % Fe возможно сравнительно малым количе-
ством бериллия (0,2-0,3 %). Поскольку, по литературным данным,
бериллий образует фазы не только с железом, а также с марганцем,
анализ фазового состава сплава при совместном присутствии этих
элементов может сильно усложниться. Бериллий в количестве до 0,4
% входит в состав некоторых промышленных сплавов, предназна-
ченных для получения фасонных отливок ответственного назначе-
ния (например, АК8л).
Таким образом, алюминиевая матрица силуминов может содер-
жать лишь 2 элемента (Si и Mg), остальные элементы входят в состав
тех или иных избыточных фаз. Наиболее вероятное распределение
всех вышеперечисленных элементов между алюминиевой матрицей
и фазами кристаллизационного происхождения приведено в табл.
3.2. Для более детального анализа фазового состава многокомпо-
нентных сплавов необходимо использовать соответствующие диа-
граммы состояния, в том числе построенные для неравновесных ус-
ловий (см. п. 3.2).
Часто используют малые добавки стронция и натрия для модифи-
цирования Al-Si эвтектики, а также титана с бором — для измельче-
ния зерна первичных кристаллов (А1) в доэвтектических силуминах
[2, 13, 98]. Эти малые добавки практически не оказывают влияния на
фазовый состав силуминов, поскольку объемная доля образуемых
ими фаз очень мала.
Среди примесей, помимо железа, следует также отметить легко-
плавкие металлы — свинец и олово, предельные концентрации кото-
рых ограничены, как правило, сотыми долями процента (приложение I).
Слабо влияя на механические свойства при комнатной температуре,
они вызывают горячеломкость при литье и снижают характеристики
жаропрочности.
В качестве шихтовой основы для приготовления первичных
многокомпонентных силуминов обычно используют алюминий
технической чистоты (см. табл. 1.2) или двойные эвтектические си-
лумины, марки которых различаются по содержанию примесей, в
том числе железа, что определяет чистоту многокомпонентных
сплавов и гарантируемый уровень механических свойств. Исполь-
зование силуминов в качестве кремниевой шихты существенно об-
легчает приготовление сплава, так как первичный кремний раство-
ряется в жидком алюминии в течение достаточно большого време-
ни. Однако, как следует из табл. 3.1, даже в самой чистой марке
АК12оч допускается до 0,2 %, что для ответственных изделий может
являться недопустимо большим. Например, в отливках сплава
С356.2 (модификация сплава >1/1356) допускается не более 0,04 %
Fe, что можно обеспечить только при использовании алюминия вы-
сокой чистоты (см. табл. 1.2).
Для массового производства, когда не требуются высокие свойст-
ва, часто используют силумины, приготовленные из вторичного сы-
рья (лома и отходов). Такие силумины (так называемые «вторичные»)
существенно дешевле первичных не только из-за более низкой стои-
мости шихты, но также благодаря уменьшению энергозатрат при вы-
плавке. Поскольку большинство марок данной группы имеет сущест-
венное ограничение по примесям меди и цинка (см. табл. 3.1), то для
них смешанный лом не годится.
3.2. Основные диаграммы состояния
Система Al—Mg—Si. В алюминиевом углу системы Al—Mg—Si (см.
рис. 3.1) в равновесии с алюминиевым твердым раствором находятся
фазы Mg2Si, AI8Mg5 и (Si) [1-5]. Квазибинарный разрез между (А1) и
Mg2Si соответствует отношению концентраций Mg : Si = 1,73. Этот
разрез делит диаграмму на две простые системы эвтектического типа:
AI-Mg-MgjSi и Al-Si-Mg2Si. Нон- и моновариантные реакции, про-
исходящие в тройных сплавах, приведены в табл. 3.3 и 3.4.
Растворимость Mg2Si в алюминии несколько уменьшается при из-
бытке кремния и резко снижается при избытке магния по сравнению со
стехиометрическим соотношением Mg : Si, Совместная растворимость
магния и кремния в (А!) при разных температурах приведена в табл. 3.5.
Соединение Mg2Si (63,2 % Mg. 36,8 % Si) обладает кубической
решеткой	12 атомов в элементарной ячейке) с параметром
<7 = 0.635—0,640 нм. Его температура плавления 1087 °C, плотность
1,88 г/см-', твердость по Виккерсу 4,5 ГПа. Микротвердость Mg2Si
при комнатной температуре 5,36 ГПа, а одночасовая микротвер-
дость при 300 °C 1,77 ГПа, что свидетельствует о низкой жаропроч-
ности этой фазы.
Метастабильные когерентные модификации фазы Mg2Si (р' и Р")
являются эффективными фазами-упрочнителями во многих термиче-
ски упрочняемых алюминиевых сплавах.
Таблица 3.3. Нопвариантные реакции в тройных сплавах системы
Al-Mg-Si
Реакция		T.“C	Состав жидкости. %	
			Mg	Si
L ->	(АГ) т Mg,Si (квазибинарный разрез)	595	8.15	7.75
L ->	(Al) + (Si) + Mg,Si	555	4.96	12.95
L ->	(Al) + Mg.Si + AlxMgs	4-19	32.2	0,37
Таблица 3.4. Моновариантные реакции в тройных сплавах системы
AI-Mg-Si
Реакция	Линия на рис. 3.1. «	T, "C
L (Al) + Mg_,Si	e,~E, и e,-E,	595-555 и 595-449
L -»(Al) + (Si)	e:-E:	577-555
L -> (Al) +AIHMgs	el~£l	450-449
связано с тем, что в системе AI—Fe— Mg—Si имеется четверное соеди-
нение AlsFeMg3Si6, из-за чего корректный анализ фазового состава по
тройным диаграммам состояния невозможен. Четверное соединение,
которое обычно обозначают как л, имеет узкую область гомогенности
около состава 10,9 % Fe, 14,1 % Mg, 32,9 % Si. Помимо соединения л,
в равновесии с алюминиевым твердым раствором могут находиться
фазы Al3Fe, AlsMg5, Mg2Si, AlsFe2Si, Al5FeSi и (Si), что показано на
рис. 3.3, а. Политермическая диаграмма Al— Fe— Mg-Si (рис. 3.3, б)
имеет сложное строение, что связано с протеканием многих эвтекти-
ческих и перитектических нонвариантных реакций, приведенных в
табл. 3.3 [2, 5]. Нон-, моно- и бивариантные реакции, протекающие в
сплавах этой четверной системы, приведены в табл. 3.6-3.8. Из-за на-
личия в системе Al—Mg—Si квазибинарного разреза (Al)— Mg,Si в чет-
верной системе можно выделить квазитройное сечение (Al)—Mg2Si—
Al3Fe, которое делит диаграмму Al—Fe— Mg—Si на две части (см. рис.
3.3, б).
Соединение AlsFeMg^Sif, имеет гексагональную решетку (прост-
ранственная группа Рб^п, 18 атомов в элементарной ячейке) с парамет-
рами а = 0,663 нм, с = 0,794 нм. Его плотность составляет 2,82 г/см3,
а микротвердость при комнатной температуре — 5,85 ГПа.
Из рис. 3.3, б видно, что область первичной кристаллизации чет-
верной фазы р имеет малые размеры и несколько удалена от области
существования этого соединения в твердом состоянии. Отмстим так-
же, что фаза Mg,Si находится в равновесии со всеми другими фазами
этой системы (см. рис. 3.3, а) и присутствует в большинстве сплавов в
твердом состоянии.
В неравновесных условиях перитектические реакции обычно не
завершаются, и в сплавах присутствует большее количество фаз, чем
должно быть по равновесной диаграмме. В частности, в силуминах
типа АК7ч могут одновременно присутствовать в структуре фазы
AlsFeSi, Mg2Si и AlsFeMg3Si6, что противоречит равновесному распре-
делению фаз в твердом состоянии (рис. 3.3, а). Если исходить из пол-
ного подавления перитектических реакций, то при небольших значе-
ниях распределение фаз в литом состоянии в системе
Al-Fe— Mg— Si при 7 % Si имеет вид, который приведен на рис. 3.4. Из-
за низкой диффузии железа в (AI) неравновесность фазового состава
может сохраниться и после термообработки. Отметим, что при изме-
нении концентрации кремния (в пределах области составов безмеди-
стых силуминов, см. табл. 3.1) положение фазовых границ, показан-
ное на рис. 3.4, практически не меняется.
Из-за низкой растворимости железа в (А1) для анализа продуктов
старения следует воспользоваться значениями растворимости по
Таблица 3.6. Нопвариаитиые реакции в алюминиевом углу системы
Al—Fe—Mg—Si
Реакции	Точка па рис. 3.3, б	т, °C	Состав жидкости. %		
			Fe	Mg	Si
L—> (Al) + AhFe + Mg,Si1	е»	>587	'1,0	-10,0	'7.0
L -rAliFe-»(Al) + Mg,Si+AlsFe,Si		586	1.35	7,25	7,05
L + AIMFe>Si —> (Al) +Mg>Si + Al^FeSi	Л	576	0,82	6,45	9,50
£+Al,FeSi + Mg,Si—> (AI)+AlHFeMg,Si6	р.	568	0,55	6,0	11,4
L + AhFeSi -> (Al) + (Si) + AhPeMg^i,,	р,	567	0,52	2,9	12,15
L —> (Al) + (Si) + Mg_,Si + AlsFeMgjSi,,	Е,	554	0,15	4,9	12,9
L (Al) + AhFe + AIKMg5+ Mg_,Si		448	0,11	33,3	0,35
1 В квазитройном сечении.					
Таблица 3.7. Моновариантные реакции в алюминиевом углу системы
Al—Fe—Mg—Si
Реакция	Линия на рис. 3.3, б	7', "С
L (Al) MgjSi AhFe	е„-Р4	590-586
	е-Е,	590-448
Z.-> (Al) v Mg,Si-г a	P4~Pj	586-576
L —> (Al) + Mg,Si P	Р,-Р,	576-568
L (Al) -r Mg.Si т л	Р-Е:	568-554
L -» (Al) * (Si) + Mg,Si	е,-Е:	555-554
L + AljFe-» (Al) + a	Р:-Р4	629-586
L т a -> (Al) + p	Р,~Р:	611-576
L -> (Al) - (Si) + p	е4-Р,	576-567
/. -r- p—»(Al) + л	Р:-Р,	568-567
l.—> (Al) + (Si) + л	Р,-Е,	567-554
L —> <Al) + Mg.Si + Al., Mgs		449-448
L -► (Al) - AhFe *- AlsMg,	^~Е,	449-448
Таблица 3.8. Бивариантные реакции в алюминиевом углу системы
Al—Fe—Mg—Si
Реакция	Область на рис. 3.3. б	T. eC
L —> (Al) + AhFe	Ah Fe -/)_•- P4-e„-Ei~	655-586
L -> (Al) + a	P:-p:-P,,-P4	629-576
L (Al) + P	p,-e4-Pl-P:-P:	611-567
Z. —> (Al) + л	Pr-Pl-E;	668-554
L (Al) + (Si)	(Si)-e,- E:- Pf-tj	577-554
L —> (Al) + Mg.Si	e,- F,-e„- Р4-Р,- P- E,-e ,-e,	595-554
Таблица 3.13. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава АК12 при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	Ом1	Ок2	Химический сослан, % (мае.)				
			А1	Si	Си	Mg	Z11
(AI)	99,04	98,98	99,77	<0,01	0.10	<0,01	0,12
(Si)	0,79	0,92	0,00	100	0,00	0,00	0,00
Al,Си	0,16	0,10	46,02	0,01	53.95	0.00	0.01
(Al),'	100	100	98,87	0,80	0,19	<0,01	0,12
1 Доля фазы, % (мае).2 Доля фазы. % (об.). 3 Пересыщенный (AI) после 500 °C.							закалки с
Таблица 3.14. Типичные механические свойства некоторых безмедистых
силуминов
Марка	Состояние1	ст„, МПа	а„,, МПа	5, %
АК12	3 (м). Л	180	80	7
АК9ч	3 (м). Т5	260	200	4
АК7ч	К. Т5	270	210	5
АК8.1	З.Т5	330	280	3
1 3 - ли кокиль.	тье н землю, (м) -	модифицирование	Al-Si эвтектики.	К - литье в
К эвтектическим силуминам, приведенным в ГОСТ 1583-93, от-
носится и сплав АК13. Его также можно считать условно двойным,
хотя он и отличается от сплавов типа АК12 тем, что марганец и маг-
ний являются не примесями, а добавками (см. табл. 3.1). Этот силу-
мин рекомендуется для литья под давлением, наличие в его составе
марганца позволяет связать большую часть железа в фазу
А115(Fe,Мn)jSi2, что позволяет несколько поднять гарантируемый
уровень механических свойств по сравнению со сплавом АК.12.
Поскольку в ГОСТ 1583—93 отсутствуют малокремнистые двойные
силумины, коротко рассмотрим фазовый состав двух сплавов Алюми-
ниевой Ассоциации: /1/1444.0 и /1/1435.2 (см. табл. 3.1). Первый являет-
ся типичным доэвтектическим сплавом типа Х2 (см. рис. 1.1), его
структура состоит из первичных кристаллов (AI) и эвтектики (А1) +
+ (Si). Примесь железа при ее содержании до -0,4 % приводит к появ-
лению p-фазы, которая образуется в результате эвтектической реак-
ции L —> (Al) + AljFeSi + (Si), что вытекает из политермического раз-
Рис. 3.17. Зависимость массовой
доли твердых фаз от температуры в
сплавах АК9 (а), АК9ч (б) и АК9пч (в)
в процессе неравновесной кристалли-
зации
0.2	0.4	0.6	0.8	1.0
Массовая доля твердых фат
Таблица 3.15. Фазовый состав сплава АК9 при 500 °C, рассчитанный по
программе Thermo-Calc
Фаза	(2м'	<2г-’	Химический состав. % (мае.)						
			А1	Si	Fe	Си	Mg	Mn	Zn
(AI)	87,27	86,59	97,68	0,85	<0,01	0,78	0.34	<0,01	0,37
(Si)	9,46	10.88	0,00	100	0.00	0,00	0,00	0,00	0,00
AljFeSi	0,71	0,57	59.09	13,69	27.22	0.00	0,00	0,00	0,00
Al,s( FeMnljSi,	2.42	1,83	61,31	8,46	18.55	1,19	0,00	10,50	0,00
AlxFeMg,Si6	0,14	0,14	42,07	32,84	10.88	0,00	14,21	0.00	0,00
Сплав	100	100	Осн.	10.52	0.66	0,71	0,32	0,26	0,32
1 Доля фазы	% (мае.).2 Доля фазы, % (об.).								
Таблица 3.16. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава АК9ч при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	(2м1	(2г	Химический сослан. % (мае.)				
			AI	Si	Си	Mg	Zn
(AI)	97.5S	97.83	99.51	<0.01	0.10	<0.01	0,38
(Si)	0.5-1	0.62	0.00	100	0.00	0.00	0,00
AI.Cu	0.83	0.52	46.02	0,01	53.93	0.00	0,04
AlsCii-MgsSi6	1.06	1.03	21.59	26,96	20.34	31.11	0,00
(Al).'	100	100	97.68	0.85	0.78	0,34	0,37
1 Доля фазы. % (мае.). 2 До			|я фазы.	гс (об.).	Пересыщенный (AI) после		
закал кн с 500	С.						
Таблица 3.17. Фазовый состав сплава АК9ч при 500 °C, рассчитанный по
программе Thermo-Calc
Фаза	(2м'	Q,2	Химический cociaii. гс (мае.)						
			AI	Si	Fe	Си	Mg	Ми	Zn
(Al)	87.31	86.61	98.86	0.80	<0,01	0	0.33	<0.01	0
(Si)	9.45	10.86	0.00	100	0,00	0	0.00	0.00	0
ALFeSi	0,79	0.64	59.09	13.69	27.22	0	0.00	0.00	0
Al,,(FeMn)iSi;	2.23	1.68	61.38	8.46	18.76	0	0.00	11.36	0
AlxFeMg,Si„	0.22	0.21	42.07	32.84	10.88	0	14.21	0.00	0
Силан	100	100	Осп.	10.52	0.66	0	0.32	0.26	0
1 Доля фазы. % (мае.)		2 Доля	фазы. гг (об.).						
Таблица 3.18. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава АК9ч при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	(2м1	(2,2	Химический состав. °1 (мае.)				
			AI	Si	Си	Mg	Zn
(Al)	98,88	98.57	99,51	<0.01	0	<0.01	0
(Si)	0.61	0,70	0,00	100	0	0.00	0
Mg,Si	0.51	0.73	0.00	36.62	0	63.38	0
(Al).’	100	100	98.86	0.80	0	0,33	0
1 Доля фазы. % (мае ).2 Доля фазы. % (об ). ’ Пересыщенный (AI) после закалки с 500 °C							
Таблица 3.19. Фазовый состав сплава АК9пч при 500 °C, рассчитанный по
программе Thermo-Calc
Фаза	(2м1	<2,2	Химический состав, % (мае.)						
			А!	Si	Fe	Си	Mg	Mn	Zn
(AI)	88,87	87,83	98,81	0,80	<0,01	0	0,36	0,03	0
(Si)	9,68	11,08	0,00	100	0,00	0	0,00	0,00	0
Al ,s( FeM n) >Si,	1,45	1,09	61,16	8.78	13,74	0	0,00	16,31	0
Сплав	100	100	Осп.	10.52	0,20	0	0,32	0,26	0
1 Доля фазы, % (мае.		). -’Доля фазы, % (об.)							
рис. 3.7. Типичная микроструктура литого сплава АК9 приведена на
рис. 3.18, а, б. Примесь меди при кристаллизации частично входит в
(А1), а также образует фазу Al(,Cu3MgsSi5 (Q), включения которой ха-
рактеризуются изрезанными краями. Силицид магния наблюдается в
виде дисперсных прожилок и включений, которые из-за малых раз-
меров и количества с трудом выявляются в световом микроскопе да-
же при максимальном увеличении. Более строгие ограничения по
примесям в сплаве АК9пч, прежде всего по железу, приводят к тому,
что игольчатые сечения пластин P-фазы обнаруживаются редко, а
количество скелетных образований Мп-содержащей фазы также ма-
ло. Характер неравновесной кристаллизации сплава АК9 также го-
раздо ближе к медистым силуминам, что видно из расчетных зависи-
мостей, показанных на рис. 3.17. Из них следует, что этот сплав за-
канчивает кристаллизацию при —510 °C, а не при 555 °C (сплавы
АК9ч и АК9пч). Таким образом, к безмедистым силуминам можно
Таблица 3.20. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава АК9пч при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	(2м1	QC-	Химический состав, % (мае.)				
			AI	Si	Си	Mg	Zn
(Al)	98.85	98,52	99.99	<0.01	0	<0,01	0
(Si)	0,59	0,68	0.00	100	0	0,00	0
Mg.Si	0,56	0.80	0.00	36,62	0	63.38	0
(Al),'	100	100	98.81	0,80	0	0.36	0
'Доля фазы. % (мае.). 2Доля фазы, % (об.). 'Пересыщенный (А!) после закалки с 500 °C.							
нию (см. рис. 1.13). Однако при этом сильно падает пластичность,
особенно в случае значительного количества иглообразных включе-
ний фазы Al5FeSi. Термическая обработка сплава по режиму Т1 не
приводит к структурным изменениям, выявляемым с помощью свето-
вой микроскопии. Некоторое упрочнение связано с распадом пересы-
щенного (AI), который образовался в процессе литья.
Сплавы АК9 и АК9с получают из вторичного сырья. Обладают хо-
рошими механическими и литейными свойствами при удовлетвори-
тельной коррозионной стойкости. Из-за несколько более узкого диа-
пазона по составу сплав АК9с имеет более высокое гарантируемое
значение относительного удлинения. Применяют для ответственных
крупногабаритных деталей, от которых требуются повышенные проч-
ностные свойства, например для картеров двигателей внутреннего
сгорания. Основные потребители — автомобильная промышленность
и сельскохозяйственное машиностроение.
Сплавы АК9ч и АК9пч изготовляют из первичных материалов.
Они имеют хорошие механические и литейные свойства при удовле-
творительной коррозионной стойкости, которая выше, чем у сплава
АК.9. Строгие ограничения по железу особенно сильно отражаются на
пластичности. Сплавы АК9ч и АК9пч обладают хорошей герметично-
стью, поэтому их применяют для ответственных крупногабаритных
деталей, например картеров двигателей внутреннего сгорания, кор-
пусных деталей и других сложных отливок, предназначенных для ав-
томобильной промышленности и сельскохозяйственного машино-
строения. Сплав АК9пч используется также в самолето- и ракетострое-
нии при изготовлении деталей, работающих при температуре не выше
200 °C.
Доэвтектические силумины типа АК7 (кроме базового сплава, к
ним относятся модификации АК7ч и АК7пч), легированные магнием
в количестве 0,2-0,4 %, содержат от 6 до 8 % Si. Основными структур-
ными составляющими являются дендриты алюминиевого твердого
раствора (AI) и алюминиево-кремниевая эвтектика, из-за примеси
железа она обычно содержит значительное число пластинчатых крис-
таллов P-фазы. Поэтому эвтектическую составляющую сплава можно
квалифицировать как тройную эвтектику (Al) + (Si) + р. Кристаллы
P-фазы, входящей в состав этой тройной эвтектики, имеют относи-
тельно небольшую длину (в пределах колонии), что делает их менее
опасными по сравнению с частицами, сформировавшимися по двой-
ной эвтектической реакции L —> (А1) + р. Как следует из политерми-
ческого разреза, показанного на рис. 3.6, при концентрации железа в
количестве до 0,6 % P-фаза должна образовываться только по тройной
эвтектической реакции. С другой стороны, при содержании более 0,2 %
няются для литья тонкостенных деталей средней нагруженности
сложной конфигурации в различных областях техники, включая са-
молета- н ракетостроение (ЛК7пч). Из них также делают диски авто-
мобильных колес.
Аналогом силуминам данной группы (а именно типа АК7ч и
АК7пч) является сплавЛЛ356, широко используемый в мире. Он име-
ет многочисленные модификации (см. приложение 1), некоторые из
которых отличаются очень жесткими требованиями по примесям, в
том числе железа.
Силумин АК8л, так же как и сплавы АК7пч и АК9пч, имеет стро-
гое ограничение по примеси железа, но отличается от них повышен-
ным содержанием магния (до 0,55 %) и наличием добавки бериллия
(0,15-0,4 %). Основными структурными составляющими являются
дендриты алюминиевого раствора (AI) и алюминиево-кремниевая эв-
тектика. Согласно фазовой диаграмме Al—Si—Fe—Be (см. рис. 3.5), же-
лезо (в рамках марочного состава) практически полностью должно
входить в состав железобериллиевых фаз эвтектического происхожде-
ния. Среди них наибольшее количество в структуре сплава АК8л за-
нимает фаза AI4Be5Fe2, которая имеет глобулярную форму. Реже (при
соотношении Fe : Be > 0,5) образуется четверное соединение
(AlKjFe-jBejSi? или AlsFe2BeSi), которое присутствует в виде скелетооб-
разных частиц эвтектического происхождения. Термическая обработ-
ка по режимам Т1 и Т2 не вносит в структуру сплава видимых (в ОМ)
изменений. При нагреве под закалку и последующей выдержке про-
исходит дробление и сфероидизация пластинчатых ответвлений эв-
тектического кремния. В связи с изменением морфологии Si-фазы
более сложной становится идентификация в световом микроскопе
глобулярных частиц фазы Al4BejFe2.
Сплав АК8л изготовляют из первичных материалов. Благодаря по-
вышенному содержанию магния, сплав АК8л в состоянии Тб облада-
ет наибольшей прочностью (о„ до 350 МПа) среди стандартных безме-
дистых силуминов. Применяется в авиационной и автотракторной
промышленности для производства сложных по конфигурации на-
груженных деталей, таких как детали кабины самолетов, каркасы, па-
нели, детали, работающие на герметичность и др. Поскольку соедине-
ния бериллия отличаются высокой токсичностью, сплав АК.8л имеет
ограниченное применение. Однако следует отметить, что, если при-
месь железа не превышает 0,1 %, наличие добавки бериллия в этом
силумине представляется необоснованным. Поэтому в наиболее
близком к нему по составу американском сплаве ЛЛ357 добавка бе-
риллия отсутствует, а предельная концентрация железа даже в базовой
модификации составляет всего лишь 0,15 %. При такой концентрации
эта примесь образует четверное соединение AisFeMg(Si(, эвтектичес-
кого происхождения, что вытекает из анализа диаграммы
Al-Fe-Mg-Si.
В сплавах АК8л и /1/1357 концентрация магния близка к предель-
ной растворимости в (А1), что позволяет получить наибольший эф-
фект упрочнения после термообработки по режиму Тб. После закалки
с 540 °C при 0,6 % Mg максимальное количество вторичных выделе-
ний фазы Mg?Si может составить 1,2 % (об.).
Глава 4
СИЛУМИНЫ С МЕДЬЮ
В этой главе рассматриваются силумины, содержащие в качестве
легирующих элементов медь (до 8 %) и цинк (до 12 %), за исключе-
нием Ni-содержащих поршневых силуминов, которые выделены в
отдельную группу (см. гл. 5). По концентрации кремния большинст-
во сплавов относится к доэвтектическим. Это отечественные сплавы
АК5М, АК.5М2, АК5М7, АК.8МЗ, АК9М2 и др., а также их амери-
канские аналоги /1/1355.0, /1/1354.0, /1/1383.0 и др. (табл. 4.1 и прило-
жение 1). Структуру, близкую к эвтектической, имеют силумины ти-
па AKI2M2 и /1/1385, а типичным представителем заэвтектически.х
силуминов является американский сплав /1/1390 (а также его моди-
фикации).
Для анализа фазового состава большинства сплавов этой группы
(так называемых «медистых силуминов») в состоянии Т4 следует вос-
пользоваться диаграммой состояния системы Al —Cu— Fe— Mg-Si.
Лишь высокочпстые сплавы могут быть проанализированы по четвер-
ной системе Al-Si-Cu-Mg (например, /1/1354) и еще реже по тройной -
Al—Cu—Si (/1/1319.2). Фазовый состав алюминиевой матрицы после
старения (особенно по режиму Т7) следует оценивать по диаграммам
Al—Cu—Si и AI-Cu-Mg—Si. При наличии марганца некоторую ин-
формацию можно извлечь из соответствующих многокомпонентных
фазовых диаграмм, которые к настоящему времени слабо изучены.
В первом приближении можно руководствоваться ранее рассмотрен-
ной четверной диаграммой Al—Fe—Мп—Si (см. рис. 2.5).
4.1.	Общие особенности фазового состава
Содержание кремния в медистых силуминах находится в пределах
4—18 %, этот диапазон можно условно разделить на три части: 4—9 %,
10—13 % и 14—18 %, что согласно двойной диаграмме Al—Si (рис. 1.2),
соответствует доэвтектическим, эвтектическим и заэвтектическим
Таблица 4.1. Химический состав некоторых мель- и цинксодержащих
силуминов
Марка1	Концентрации. % (AI— основа)						
	Si	Си	Mg	Fe	Мп	Zn	Другие
АК5М	4.5-5.5	1-1.5	0.35-0.65	1	0.5	0.3	-
АК5Мч	4.5-5.5	1-1.5	0.4-0.55	0.4	0.1	0.3	Ti
АК5М2	4-6	1.5-3.5	0.2-0.8	1.3	0.2-0.8	1.5	Ti
АК5М4	3.5-6	3-5	0.2-0.5	1.2	0.2-0.6	1.5	Ti
АК5М7	4.5 -6.5	6-8	0.2-0.5	1.2	0.5	0.6	-
А Кб М2	5.5-6.5	1.8-2.3	0.3-0,45	0.6	0.1	0.06	Ti
АК8М	'.5-9	1-1.5	0.3-0.5	0.8	0.3-0.5	0.3	Ti
АК8МЗ	7.5-10	2-4.5	0.45	1.4-Д2	0.5	1.2	-
АКХ.МЗч	7-8.5	2.5-3.5	0.2-0.45	0.4	-	0.5-1	Ti, B. Be
АК9М2	7.5-10	0,5-2	0.2-0.8	1	0.1-0.4	1.2	Ti
АК12М2	11-13	1.8-2.5	-	0.6-1	0.5	0.8	-
АК9Ц6	8-10	0.3-1.5	0.3- 0.5	0.3-1	0.1-0.6	5-7	-
АК7Ц9	6-8	-	0.1-0.3	1.2	0.5	7-12	Ti
.4,4 319.2	5.5-6.5	3.0-4.0	0.1	0.6	0.1	0.1	-
АА 354.0	8.6-9,4	1.6-2.0	0,4-0.6	0.2	0.1	0.1	-
.4.4 3S3.O	9.5 -11.5	2.0-3.0	0.1	1.3	0.5	3.0	—
.4,4 390.0	16-18	4.0-5.0	0,45-0.65	1.3	0.1	0.1	-
'По ГОСТ 15X3—93 и .4,4.							
:Д - ли 1 ьс под давлением.							
силуминам. Согласно принятой в данной книге классификации, си-
лумины относятся к сплавам 2—4-й групп (или АД, Л2 и на рис. 1.1).
Нижний предел по кремнию (4 %) обусловлен достижением необхо-
димого уровня литейных свойств за счет достаточно узкого эффектив-
ного интервала кристаллизации [14]. Верхний предел связан с обеспе-
чением минимального уровня пластичности (поскольку фаза (Si) от-
личается хрупкостью), а также технологическими трудностями при
выплавке высококремнистых сплавов.
Концентрация магния, как правило, составляет 0,2—0,6 % и редко
превышает 1 %, что вытекает из диаграммы состояния
Al-Cu-Mg-Si. Нижний предел обусловлен достижением достаточ-
ного дисперсионного упрочнения за счет вторичных выделений ме-
тастабильных фаз Р' и Р" (Mg2Si) и Q' (Al6Cu2MgsSi5), а верхний дол-
жен обеспечивать невысокую объемную долю образуемых магнием
эвтектических фаз, в частности Mg2Si и Q, для достижения заданной
пластичности. Поскольку магний сильно влияет на механические
свойства состаренных силуминов, его допустимый диапазон кон-
центраций в сплавах ответственного назначения находится в очень
узких пределах. Оптимальная концентрация магния зависит как от
содержания других элементов (особенно меди), так и от режима тер-
мообработки.
Медь позволяет добиться наибольшего упрочнения силуминов в
литом состоянии, поэтому ее концентрация может достигать 7—8 %,
т. е. в сплавах типа АК5М7 меди больше, чем самого кремния. Одна-
ко вводить медь в количестве более 4—5 % нецелесообразно, так как ее
предельная растворимость в (А1) составляет чуть более 4 %. В то же
время Cu-содержашие фазы эвтектического происхождения оказыва-
ют отрицательное влияние на пластичность и другие механические
свойства. После старения медь, растворенная в (А1), образует вторич-
ные выделения. При использовании режима Тб это, как правило, ме-
тастабильные фазы 0', 0" и О'. В ряде случаев может образоваться фа-
за 5(AI:CuMg) и ее метастабильные модификации. Фаза 5 в силуми-
нах всегда является неравновесной. При совместном легировании си-
луминов добавками Си и Mg оптимальная концентрация меди состав-
ляет 1-3 %, что позволяет избежать эвтектических частиц Си-содер-
жаших фаз (после термообработки).
Цинк в значительном количестве практически полностью раство-
ряется в (А1) уже в процессе кристаллизации (в небольшом количест-
ве он может растворяться и в других фазах), при этом его упрочняю-
щее влияние сравнительно слабое. Как легирующий элемент цинк
мало перспективен (хотя в марочных сплавах его концентрация до-
стигает 12 %, см. табл. 4.1), но в качестве допустимой примеси его по-
вышенное содержание позволяет существенно расширить возможно-
сти выплавки силуминов из вторичного сырья.
Железо обычно является примесью и полностью входит в состав
одной из фаз эвтектического или первичного происхождения, ко-
торые, как правило, оказывают отрицательное влияние на механи-
ческие свойства. Степень влияния железистых фаз существенно за-
висит от морфологии, размера и распределения частиц, что наряду
с требованиями к свойствам определяет допустимое содержание
железа в промышленных силуминах. Оно может быть как очень
строгим (< 0,1 % при литье в землю ответственных отливок), так и
почти свободным (при литье под давлением допускается до 2 % Fe).
Наиболее вредными являются иглообразные включения фазы
Al5FeSi (Р), особенно в виде первичных кристаллов. Для многих
фаз эвтектического происхождения характерна более благоприят-
ная скелетообразная морфология (при наличии добавки марганца),
а в ряде случаев (при достаточно быстрой кристаллизации) топко-
дифференнированпая. Примером является фаза Al.sFciSi из трой-
ной системы Al—Fe—Si, которая в результате неравновесной крис-
таллизации иногда может присутствовать в составе малокремнис-
тых силуминов [14, 32]. Самой лучшей является глобулярная мор-
фология, которая может быть получена при добавлении в сплавы
бериллия (см. гл. 3). В силуминах, содержащих более 0.5 % Mg, да-
же небольшое количество железа (начиная с 0,1 -0,15 %) часто при-
водит к образованию четверного соединения AlsFeMg1Si6 (как и в
безмедистых силуминах, см. гл. 3). При наличии марганца обычно
образуется фаза A1|S( FeMnhSii (см. ниже). Поскольку железо улуч-
шает технологичность при литье под давлением, в некоторых спла-
вах этот элемент является легирующей добавкой. Примером
служит силумин АК12М2 (см. табл. 4.1), который в основном ис-
пользуется именно для этого вида литья.
Марганец, согласно диаграмме А1—Fe-Мп—Si (см. рис. 2.5), обра-
зует фазу Al]5(FeМn)3Si2, которая при кристаллизации по эвтектичес-
ким реакциям имеет скелетообразную морфологию. Концентрация
марганца в медистых силуминах (в качестве добавки или примеси)
может достигать 0,8 % (приложение 1). Наличие марганца позволяет
избежать появления иглообразных включений фазы Al5FeSi. Однако
суммарное количество Mn + Fe не должно превышать 1 — 1,5 % (в за-
висимости от содержания кремния), так как в противном случае рез-
ко увеличивается риск появления крупных скоплений первичных
кристаллов фазы AI|S(FeMn)vSi; [16]. Концентрация марганца в алю-
миниевой матрице мала.
Бериллий позволяет стабильно получать глобулярные включения
Fe-содержашей фазы. Такая морфология является наилучшей для ме-
ханических свойств и характерна для фазы AlqBe5Fe2, которая образу-
ется при соотношении Be : Fe = 0,5—0,6 [21, 26]. Кроме этой фазы, воз-
можно также образование четверного соединения AlsFe2BeSi, для ко-
торого характерна скелетная морфология. Бериллий в количестве до
0,4 % входит в состав некоторых медистых силуминов, в том числе
стандартного сплава АК8МЗч.
Таким образом, алюминиевая матрица медистых силуминов может
содержать лишь 4 элемента (Si, Mg. Cu, Zn), остальные элементы вхо-
дят в состав тех или иных фаз кристаллизационного происхождения.
Наиболее вероятное распределение всех вышеперечисленных эле-
ментов между алюминиевой матрицей и избыточными фазами приве-
дено в табл. 4.2. Для более детального анализа фазового состава мно-
гокомпонентных сплавов необходимо использовать соответствующие
диаграммы состояния.
Таблица 4.2. Распределение легирующих элементов между алюминиевой
матрицей и избыточными фазами в медистых силуминах
«Разы	Легирующий алемен I						
	Si	Fe	Мп	Си	Mg	Zn	Be
		Аио.штиевый твердый раствор					
(А1)			-	-	-		-
		Вторичны	е выде.ити	Я			
AI.Cn	-	-	-	4-	-	—	-
Mg.Si	т	-	-	-	4"	-	-
ALCu>MgsSi6	•г	-	-	-	4-	-	-
(Si)	•г	-	-	-	-	-	-
AhCuMg	-	-	-	4-	-h	-	-
	Фазы криста.ии защитного происхождения						
(Si)'	+	-	—	—	-	-	—
AI.FeSi1	4-	т	-	-	-	-	
AljjFCjSi	т	т	-	-	-	-	-
Аф( Fe.MnbSi1		т	4-	-	-	-	-
AlsFeMgiSi(.	+	-г	-	-	4-	-	-
AI4Be,Fe,	-	4-	-	-	-	-	4-
AI4Fe?BeSi	+	4-	-	-	-	-	4-
AhCu	-	-	-	4-	-	-	-
Mg.Si	-1-	-	-	-	4-	-	-
AFCu,MgsSi„	4-	-	-	4-	4-	-	-
'Возможно образование первичных кристал.				О».			
4.2.	Основные диаграммы состояния
Система Al—Си—Si. С помощью диаграммы состояния системы
Al-Cu-Si можно корректно проанализировать фазовый состав Си-
солержаших силуминов с низким содержанием примесей железа и
магния. Она также необходима для анализа более сложных диаграмм
с участием Си и Si (см. ниже).
В системе Al—Си—Si не образуется тройных соединений, в равнове-
сии с алюминиевым твердым раствором находятся только фазы из двой-
ных систем: АЬСи и (Si) [1—5]. Фаза АЬСи (0) имеет тетрагональную ре-
шетку (14/ттт, 12 a/я) с параметрами а = 0,6063 нм, с = 0,4872 нм [2].
Эта фаза имеет область гомогенности в интервале 52,5—53,9 % Си, ко-
Таблица 4.3. Ноивариаптиая и моновариантпые реакции в алюминиевом
углу системы AJ—Си—Si
Реакции		Точка на рис. 4.1, о	Концентрация в фазе. %				т.°с
			L		(Al)		
			Си	Si	Си	Si	
Z.	-> (Al) + AhCu + (Si)	Е	27	5	4.5	1,1	525
Л	-> (Al) + AhCll	е,-Е	-	-	-	-	547-525
Z.	-»(Al) + (Si)	е:-Е	-	-	-	-	577-525
Таблица 4.4. Предельные растворимости меди и кремния в алюминиевом
твердом растворе в системе А1—Си—Si
Т. "С	525	500	460	400	300
Си. А	4.5	4.1	3.6	1.5	0.4
Si. %	1.1	0.85	0.6	0.25	0.1
В литой структуре после неравновесной кристаллизации частицы
фаз AliCu и (Si) обнаруживаются при меньших концентрациях, чем
это следует из рис. 4.1, о и табл. 4.4.
Система Al—Cu—Mg—Si. Данная система имеет исключительно
важное значение для большинства Cu-содержащих силуминов, в ча-
стности для наиболее прочных среди них марок (типа АК8МЗч и
/14354.0. см. табл. 4.1). Последние не могут быть удовлетворительно
проанализированы по фазовым диаграммам тройных систем прежде
всего из-за наличия четверного соединения Al5Cu2MgsSi6, которое
обозначают как Q или W. Анализ первичных кристаллов четверного
соединения в сплавах, богатых алюминием, показывает, что они со-
держат 14—17 % Си, 28—30 % Mg и 27—29 % Si [2]. Такому составу соот-
ветствуют формулы Al4CuMg4Si4 и Al4CuMg5Si4. Соединения, содержа-
щие 19,2 % Си, 33 % Mg. 32 J % Si и 20,6 % Си, 31,8% Mg, 31,4% Si, до-
вольно точно описываются формулой Al5Cu2MgsSi6 (20,3 % Си; 31,1 %
Mg, 27 % Si). Четверная фаза Q имеет гексагональную решетку с параме-
трами а = 1.032 нм, с = 0.405 нм [14] и плотностью 2,79 г/см3 [5]; она мо-
жет находиться в равновесии с фазами (Si). Al3Cu и Mg2Si (рис. 4.2. л).
Согласно наиболее достоверному варианту диаграммы состояния
Al-Cu-Mg-Si (рис. 4.2, о) [2, 5], область первичной кристаллизации
фазы MgiSi (т. е. образование двойной эвтектики L —> (Al) + Mg2Si) за-
нимает большую часть поля концентраций. Нон-, моно- и бивариант-
ные реакции в четверных сплавах этой системы с участием (А1) приве-
дены в табл. 4.5, 4.6 и 4.7 соответственно.
Поскольку Si, Си и Mg обладают достаточно высокой растворимо-
стью в (А1), их совместное влияние необходимо учитывать при выбо-
ре оптимальных концентраций и температур термообработки. Значе-
Таблица 4.5. Нонвариантные реакции в четверных сплавах системы
AJ-Cu-Mg-Si
Реакция	Точка па рис. 4.2.6	Содержание элементов, %			т,сс
		Си	Mg	Si	
L—>(Л1)- AlsMg, + Mg,Si +AI,,CuMgJ	Е,	1.5	32,9-33	0.3	444-448
L + AI:CiiMg-+(AI)+Mg,Si +AI„CuMgj	Р,	10	25.5	0,3	467
(Al) + Mg.Si + AI.CuMg1	<-’х	23	10,5	0,3	516
L—>(AI) + CuAI? + AI.CuMg + Mg.Si	Е,	30-33	6.1-7,1	0.3-0,4	500
L-^( (Al) +AI.Cu + Mg.Si1	е7	31,5	3,9	2,3	515
L + Mg.Si—>( Al)+AI.Cu +AI,Cu>MgKSil,	р:	31	3,3	3,3	512
L —>(AI) +(Si) +Al,Cu+AljCu,MgsSi(,	Е,	28	2,2	6	507
L + Mg.Si+(Si)->( Al )+Al.iCu2MgBSi(,	Pl	13,8	3.3	9,6	529
' В квазитройном сечении.					
Таблица 4.6. Моновариантные реакции в четверных сплавах системы
AJ-Cu-Mg-Si
Реакция	Линия на рис. 4.2, б	Г. °C
L —> (Al) + AI.,Mg,+ Mg.Si	е-Е,	450-444
L -> (Al) + AlsMg5+ T	е,-Е,	449-444
L -> (Al) + Mg.Si + T	Р,~Е,	467-444
L -> (Al) + Mg.Si + 5	е.^Е,	516-467
	'г-Р,	
L -> (Al) + Mg.Si + AI.Cu	е,-Е,	515-500
L + Mg.Si -> (Al) + Q	Р,-Р:	529-512
£ —> (Al) + Mg.Si + (Si)	Р2~Р.,	555-529
Z. —> (Al) + (Si) + Q	Р,-Е,	529-507
£ —> (Al) + AI.Cu + (Si)	ej—El	525-507
L -> (Al) + AI2Cu + Q	Р:-Е,	512-507
Таблица 4.7. Бивариантные реакции в четверных сплавах системы
Al—Си—Mg—Si
Реакция	Область на рис. 4.2, 6	T,°C
L -> (Al) + AlsMgs	ei-Ei-e,-AI8Mg5	450-444
L -> (Al) + T	k^—Et—P z— p/	467-444
L —»(Al) + 5	Pi-Pi-E2-<!,	518-467
L -> (Al) T AI.Cll	Al.Cu-e.,—£.—P— £-e,	448“500
Z.-> (Al) + (Si)	(Si)-	577-507
Z.-HAD + Q		529—507
L —> (Al) -r Mg.Si	p,-P.:-P<- E:-Pi-Er-e,	595-444
Таблица 4.8. Предельные растворимости меди и кремния в алюминиевом
твердом растворе в системе Al—Си—Mg—Si [3, 5J
Точка на рис. 4.2, и, г	Si, %	Си. сс	Mg. %	Т, °C	Фазы и раинонесии с (АО1
-4/	1,65	-	-	577	(Si)
-<•	-	5.7	-	547	Al,Си.
.4,	-	-	17.4	450	AI,Mgs
в,	1.1	4,9	-		(Si) + Al.Си
в.-	-	3.9?-’	1.5?	507	Al,Си + 5
В,	-	3?	2'.’	518	5
в4	-	0.7?	9.8'.’	467	5- T
в,	-	0,2?	12'.’	449	Т + AlsMg5
В»	0,1	-	15.3	449	Mg.Si + AlsMgs
в.	0,68	-	1.17	595	Mg.Si.
Вл-	1.1	-	0.85	555	Mg.Si + (Si)
С,	0,77?	4?	0.3?	507	(Si) + Al.Си + Q
С,	0,77?	1.05'.’	0,4?	529	Mg.Si + (Si) т Q
с,	0.35	3.85?	0,6?	512	Mg.Si + АЬСи + Q
G	-	-	-	515	Mg.Si + AI.Cu
с,	0,05	3,7	1,4	500	AkCu + 5 + Mg2Si
G	>0,1	-	-	516	5+ Mg.Si
с7	>0,1	0,7'>	9.8?	-	5+ T+ Mg.Si
С,	>0,1	0,2?	12?	-	T + Mg;Si + AljMgs
'5 - AI.CnMg, Т-AI^CuMgj, Q			- AlsCu,Mg„Si(,.2? - предположительные		
значения.					
ния предельной растворимости для разных четырехфазных областей,
приведенные в табл. 4.8, показывают заметное влияние четвертого
элемента, что не позволяет ограничиться данными по тройным систе-
мам Al-Cu-Si и Al-Mg-Si (см. табл. 4.4 и 3.4). Для анализа совмест-
ного влияния Si, Си и Mg на фазовый состав и характер кристаллиза-
ции четверных сплавов полезно также воспользоваться политермиче-
ской проекцией солидуса однофазной области (А1), показанной на
рис. 4.2, в. Эта проекция позволяет оценить солидус в зависимости от
соотношения между тремя компонентами.
В системе Al—Cu—Mg—Si, как это следует из рис. 4.2, б, имеются
два квазитройных сечения Al—Al2Cu—Mg2Si и Al—AbCuMg— Mg2Si. По
ним в ряде случаев удобно анализировать фазовый состав дуралюми-
нов (см. гл. 6).
Фазовый состав сплавов в литом состоянии, как правило, сильно
отличается от равновесного, что в значительной мере объясняется по-
давлением перитектических реакций (см. табл. 4.5—4.6) и ограничен-
ной диффузией меди, магния и кремния в (А1) при кристаллизации и
последующем охлаждении. Первый фактор объясняет наличие в си-
луминах «лишней» фазы Mg2Si, когда по равновесной диаграмме кро-
ме (А1) и (Si) могут присутствовать только фазы AI2Cli и Q. Второй
фактор объясняет формирование неравновесных эвтектик при срав-
нительно небольших концентрациях магния и меди (т. е. в пределах их
растворимости в (А1)).
Система Al—Cu—Fe—Si. С помощью диаграммы состояния этой сис-
темы можно достаточно корректно анализировать фазовый состав силу-
минов типа АК12М2 при низком содержании примеси магния. Система
Al—Cu—Fe—Si по сравнению с другими четверными системами с участи-
ем железа изучена достаточно подробно, что позволяет проводить неко-
торые количественные оценки. В сплавах этой системы четверных фаз
не обнаружено. В равновесии с алюминиевым твердым раствором могут
находиться фазы Al2Cu, AljFe, Al7FeCu2, Al6(FeCu), AlsFe2Si, AI5FeSi и
(Si) [2, 5]. На рис. 4.3 приведены наиболее вероятные варианты распре-
деления фазовых областей в твердом состоянии (4.3, а) и политермиче-
ской диаграммы (рис. 4.3, б). Пятифазные нонвариантные реакции,
протекание которых возможно в системе Al—Fe—Cu—Si, приведены в
табл. 4.9. Согласно рис. 4.3, а, в силуминах, содержащих медь и железо,
могут образоваться только фазы А12Си и Al5FeSi. По другим данным [2],
возможно образование фазы Al7FeCu2. В первом случае пятифазная эв-
тектическая реакция выглядит как L —> (Al) + (Si) + Al2Cu + Al5FeSi, а во
втором - как L —> (Al) + (Si) + Al2Cu + Al7FeCu2 (см. табл. 4.9). Монова-
риантные и бивариантные реакции, соответствующие первому вариан-
ту, приведены в табл. 4.10 и 4.11.
Таблица 4.9. Пятифазпые понвариантные реакции в системе
Al—Cu—Fe—Si
Реакция	Точка па рис. 4.3, б	Г, °C	Концентрация в жидкости, %		
			Си	Fe	Si
Л + Al^Fe —> (Al) + Alft(FeCu) + AlI1Fc2Si	Р,	612	13,7	1,4	0,65
L+ Al(,( FeCu) —> (Al) + AIHFe2Si + AGFeCib	Р,	607	15,2	1,3	0,7
L + AlxFe2Si —> (Al) + AljFeSi + AbFeCih	Р.<	579	16,7	0,8	3,2
L + AI-FeCu, -> (Al) + AI,Cu + AlsFeSi	Р4	534	27,5	0,35	4,1
(Z. + AljFeSi —> (Al) + (Si) + AbFeCu,)1 L -> (Al) + (Si) + AhCu + AljFeSi (Z. -> (Al) + (Si) + AhCu + Al,FeCu,)	Е	525	26,2	0.4	5.5
'В скобках даны реакции при втором варианте этой диаграммы [2].					
Таблица 4.10. Моновариантные реакции в четверных сплавах системы
Al—Cu—Fe—Si
Реакция	Линия на рис. 4.3, б	Т оС
L -> (Al) + AhCu + (Si)	е,-Е	-525
Z. —> (Al) + P + (Si)	с, - Е	576-525
L -> (Al) + AhCu + N	Р-Е	545-534
L —>(AI) + AhCu + P	e,-PJ	534-525
L + /V —> (Al) + P	Р-Р,	579-534
L + D -> (Al) + ZV	Р.-Р,	590-579
L + AI,Fe -> (Al) + D	Р2~Р/	620-612
L+ AljFe -» (Al) + a	р_,-Р,	629-612
Z. + a —> (Al) + a	Р4-Р.,	611-579
L -> (Al) + a+ D	Р,~Р2	612-579
П p и м e ч а и и e. p - AlsFeSi. a - AlHFe,Si. D- Al,,( FeCu), N - AI-FeCu_,.		
Фазовый состав силуминов, относящихся к системе Al—Cu—Fe—Si,
в литом состоянии не сильно отличается от равновесного (см. рис.
4.3, «), поскольку появление иных фаз (кроме (Al), (Si), AhCu и
Al5FeSi) маловероятно. Основное отклонение от равновесности
обусловлено формированием при реальной кристаллизации нерав-
новесной эвтектики с участием фазы АЬСи при небольшой концен-
трации меди.
Таблица 4.11. Бивариантные реакции в четверных сплавах системы
Al-Cu-Fe-Si
Реакция	Область на рис. 4.3. б	T."C
L -»(Al) + Al.Cu	А\2Си-е ,-E-Pj	548-525
Z. —> (Al) + (Si)	(Si)-e,-E-e:	577-525
L (Al) + AI,Fe	Al,Fe-р.,-Р(-р_.	655-612
L -> (Al) + a	p^P.-P^P,	629-579
L -л (Al) и- p	e,-E-P4-P,-p4	611-525
L -> (Al) + .V	p^p.-P^P^	590-534
L -» (Al) + D	P-P^P^P:	620-607
Система Al—Си—Fe—Mg—Si в области Al—Si сплавов. В сплавах сис-
темы AI—Си—Fe—Mg—Si, богатых кремнием, кроме (AI) и (Si), соглас-
но литературным данным, можно ожидать присутствия следующих
фаз из тройных и четверных систем: 0 (АЬСи), MgjSi. Р (AlsFeSi),
Q (AI5C112MgsSi6) и л (AlsFeMg3Sib), что подтвердилось результатами
структурных исследований. Принцип изображения и методика ана-
лиза пятикомпонентных диаграмм состояния применительно к алю-
миниевым сплавам впервые предложены в работе [42] и кратко рас-
смотрены в приложении 4.
На рис. 4.4, а показано распределение фазовых областей в твердом
состоянии, из которого следует наличие трех пятифазных областей
(Al)+(Si)+0+p+rc, (Al)+(Si)+0+C+jr, (Al)+(Si) + Mg.Si+Q+jr. Отметим,
что при таком распределении фазы Р и Q не могут находиться в равно-
весии друг с другом. Трем пятифазным областям соответствуют три ше-
стифазные нонвариантные реакции: две перитектические и эвтектиче-
ская (табл. 4.12). Этим реакциям соответствуют точки на рис. 4.4, б. Все
моно- и бивариантные реакции, а также соответствующие им линии и
области, приведены в табл. 4.13 и 4.14.
4.3.	Доэвтектические силумины типа АК5М и АК9М2
Силумины этой группы отличаются от безмедистых пониженными
литейными свойствами и коррозионной стойкостью, а также более
высокой твердостью в литом состоянии. Высокочистые сплавы, тер-
мообработанные по режиму Тб, позволяют добиться максимальной
для силуминов прочности (ов ~ 400 МПа), что, в частности, реализо-
вано в сплавах АК.8МЗч и ЭЭ354.0.
Для анализа фазового состава этих сплавов рекомендуется исполь-
зовать изотермические и политермические сечения, показанные на
Таблица 4.12. Нонвариантные реакции в системе Al—Fe—Си—Mg—Si
с участием алюминиевого и кремниевого твердого растворов
Реакция	Точка на рис. 4.4, 6	Копиейграции компонентов. %				7'. 'C
		Si	Fe	Си	Mg	
L —» (Al) - (Si) - Al.Си + - AI5Cu,MgsSi„ + г А1яFcMg.Si,,	E	5-6	0.1-0.2	26-28	2-3	503-507
L + Mg.Si -> (Al) + (Si) - - AI,Cn.MgxSifc + AlsFeMg;Sib	P,	7-10	0.1-0.2	14-17	3-6	516-520
L + AhFeSi —* (Al) + (Si) + ~ ALCu + AljtFeMgjSu	P.	5—6	0.2-0.4	26-28	1-2	550-554
Таблица 4.13. Моновариантные реакции в системе Al—Си—Fe—Mg—Si
с участием алюминиевого и кремниевого твердого растворов
Реакции	Линии ila рис. 4.4. 6
L - FeSiAls —> (Al) - (Si) - AlsFeMg)Sih L —> (Al) + (Si) + Mg.,Si + AlsFeMgjSi,, L - Mg.Si -> (Al) +(Si) - AI,ClbMg.4Si6 L —> (Al) (Si) + AI.Cn + AFFeSi L -> (Al) + (Si) - AlsCii,MgsSi6 + AUFeMgjSi,, L —> (Al) — (Si) t- AI.Cu.F- AI5CibMg8Si6 L —> (Al) + (Si) + AI.Cii'4- AlnFeMg^i,,	P:~P: e,-P, Pi-Pi e:- P, P,-E e,-E P.-E
Таблица 4.14. Бивариантные реакции в системе Al —Си—Fe— Mg—Si
с участием алюминиевого и кремниевого твердого растворов
Реакции	Области на рис. 4.4, 6
L -> (Al) + (Si) + AI5FeSi L (Al) + (Si) + AIKFcMg,Sib L -> (Al) * (Si) + Mg.Si L -»(Al) - (Si) + AI5Cu_,Mg8Si8 L —> (Al) + (Si) + AI.Cn	p-c-A-р.-Р P2-Pi-E-Pi~e.i-P: Mg,Si-e,-P,-p,- Mg,Si Pi-Pi-E-Ct-p, в-е,-Е-Р:-е:-в
рис. 4.5—4.9. Наиболее показательным является изотермическое сече-
ние диаграммы Al-Cu-Mg-Si при 10 % Si и 500 °C (рис. 4.6, а). Сле-
дует отметить, что концентрация кремния незначительно влияет на
положение фазовых областей, поэтому данное сечение в принципе
Fe, %
n — AlsFeMg-,Si|6, Q — AljCu^MgsSin,,
0 - AhCu, p - AlsFeSi
Рис. 4.9. Политермическое сечение
диаграммы Al—Cu-Fe—Mg—Si при
10 % Si, 5 % Си и 0,5 % Mg
Анализ фазового состава Cu-содержащих силуминов еще более ус-
ложняется, если учитывать наличие примеси железа, поскольку для
этого требуется рассматривать пятерную диаграмму Al-Cu-Fe-Mg-Si
(см. рис. 4.4) и соотвествуюшие сечения (см. рис. 4.8-4.9). Для спла-
вов с низкой концентрацией магния типа /1/1319 (см. табл. 4.1) доста-
точно и четверной диаграммы Al-Cu—Fe-Si (см. рис. 4.3), характер-
ные сечения которой показаны на рис. 4.7. Марганец (как и в ранее
рассмотренных силуминах) может приводить к образованию только
одной фазы, а именно Al15(Fe,Мn)3Si2. В большинстве случаев влия-
ние этого элемента может быть оценено с помощью соответствую-
щих сечений четверной диаграммы Al—Fe— Мп-Si (см. например,
рис. 3.9).
Общим для Cu-силуминов является то, что в неравновесных усло-
виях они заканчивают кристаллизацию при 500-510 °C (т. е. сущест-
венно ниже, чем сплавы без меди типа АК12 и АК7ч), что согласуется
и с расчетными зависимостями (рис. 4.11).
В малокремнистых сплавах типа АК5М основными структурными
составляющими являются дендриты (AI) и алюминиево-кремниевая
эвтектика, а при достаточной концентрации марганца и скелетооб-
разные частицы фазы Al|5(Fe,Mn)3Si2 (см. рис. 1.11, в). Из-за малого
содержания кремния объемная доля первичных кристаллов (AI) пре-
вышает 70—80 % (об.). Медь и магний образуют при кристаллизации
(как правило, по различным эвтектическим реакциям) фазы А12Си,
б
Рис. 4.10. Расчетные зависимости объемной доли фаз при 200 °C в сплавах
типа АК5Мч с 0,5 % Mg (а) и АК8МЗ с 0,3 % Mg (б) от содержания меди
Л15Си2MgsSi6 и MgiSi. Последние обычно располагаются по границам
дендритных ячеек в виде прожилок или скелетов, а часто в составе
сложных конгломератов вместе с кремниевой фазой. Объемная доля
перечисленных Си- и Mg-содержаших фаз невелика, в кокильных от-
ливках размеры кристаллов малы, и последние выявляются лишь при
детальном микроанализе. При нагреве под закалку происходит пол-
ное растворение меди и магния в (А1), что вытекает из рис. 4.6, а. Дру-
гим структурным изменением является полное или частичное дробле-
ние кремниевого эвтектического скелета и сфероидизация его участ-
ков (рис. 4.12, в). Железосодержащие фазы не претерпевают таких из-
менений.
Рис. 4.11. Зависимость массовой
доли твердых фаз от температуры в
сплавах ЛК5Мч (а), АК8М (о) и
АК9М2 (в) в процессе неравновес-
ной кристаллизации
Сплав АК5М изготовляют из первичных материалов. У него сред-
ний уровень механических и литейных свойств. Хуже, чем у силуми-
нов типа АК7 и АК.9 коррозионная стойкость. Применяется ограни-
ченно, в основном в автотракторной промышленности и самолето-
строении: головки цилиндров двигателей, корпуса редукторов, при-
воды деталей топливной аппаратуры, детали приборов, работающих
при температуре не выше 250 °C.
Сплав АК5Мч является модификацией силумина АК5М, отличаясь
от него более строгим ограничением по примеси железа (0,4 % против
1 % для кокильного литья), суженным диапазоном по магнию, а так-
же малой добавкой титана. Это позволяет существенно поднять га-
Таблица 4.16. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава АК5Мч при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	(2м1	Q,'	Химический состав. % (мае.)				
			AI	Si	Си	Mg	Zn
(AI)	96.7S	97,32	99,74	<0,01	0,10	<0,01	0,14
(Si)	0,50	0,59	0,00	100	0,00	0,00	0,00
АК5М	1.57	0,98	46,02	0.01	53,95	0,00	0,01
AlsCujMgjSi,,	1,15	1,12	21,59	26,96	20,34	31,11	0,00
(Al),3	100	100	97,42	0.83	1,28	0,41	0,02
'Доля фазы, % (мае.). "Доля фазы. % (об.). 'Пересыщенный (AI) после с 500 =С.							JUKiLI КП
шим диапазоном по легирующим элементам, особенно по мели
(1,5-3,5 %) и магнию (0.2-0,8 %). Это делает очень удобным его при-
готовление из смешанных видов лома и отходов. Силумин АК.5М2 -
один из наиболее дешевых и распространенных, отливки из него ис-
пользуют в основном в литом состоянии. Каки в силумине АК5М, ос-
новными структурными составляющими являются дендриты первич-
ного (А1) и алюминиево-кремниевая эвтектика (А1), вернее, несколь-
ко эвтектик, в состав которых, кроме (Si), входят различные фазы, со-
держащие Fe, Мп, Си, Mg и другие элементы. В зависимости от кон-
кретного состава микроструктура может сильно меняться.
При низком содержании марганца железо (а его количество, как
правило, не ниже 1 %) в основном входит в состав P-фазы. Напротив,
если концентрация марганца ближе к верхнему пределу, то иглообраз-
ные включения P-фазы практически не встречаются, так как все же-
лезо связывается в фазу Al|5(Fe,Mn)3Sij. Более того, возможно образо-
вание, особенно при литье в землю, первичных кристаллов этой фа-
зы. Количество фаз AI2Cu, Al5Cu2MgsSi6 и Mg2Si существенно больше,
чем в сплаве АК5М. Цинк, как правило, полностью входит в состав
(AI). При нагреве под закалку, так же как и в сплаве АК5М. происхо-
дит формирование более или менее глобулярных частиц кремниевой
фазы, однако не все количество магния и меди может раствориться в
(А1), как это следует из сечения диаграммы состояния Al—Cu-Mg-Si
при 10 % Si и 500 °C (см. рис. 4.6, а). В микроструктуре термообрабо-
танных отливок часто можно обнаружить частицы Mg-содержащих
фаз кристаллизационного происхождения (AI5Cu2MgsSi6, Mg2Si и
AlsFeMg3Si6), поскольку концентрация магния часто бывает ближе к
верхнему пределу.
Сплав АК5М2 изготовляют из вторичного сырья. Имеет удовле-
творительные литейные свойства и коррозионную стойкость. Его га-
рантируемые механические свойства не высоки, хотя при оптимиза-
ции состава и хорошей очистке от неметаллических включений они
могут быть не хуже, чем у силумина АК5М. Доля сплава АК5М2 в об-
щем объеме производства литейных сплавов составляет более 15 %.
Применяется для изготовления средненагруженных деталей разнооб-
разного назначения, в том числе и для культурно-бытовых товаров.
Номенклатура отливок обширна: они используются при производст-
ве бытовых и промышленных швейных машин, кабельных барабанов,
строительных и отделочных машин, небольших корпусных деталей,
втулок и т. д.
Сплав АК6М2 по составу в значительной мере перекрывается с си-
лумином АК5М2, но отличается от него существенно более узким
концентрационным диапазоном по легирующим элементам, а также
более строгой регламентацией примесей. Его микроструктура, осо-
бенно после термообработки (Т4—Т7), близка микроструктуре силу-
мина АК5М (см. рис. 4.12), отличаясь немного большей объемной до-
лей частиц кремниевой фазы. Медь и магний при закалке практичес-
ки полностью растворяются в (А1).
Как правило, сплав АК6М2 изготовляют из первичных материалов
или качественного лома. Механические свойства удовлетворитель-
ные. Применяется для средненагруженных деталей разнообразного
назначения, в том числе в автомобилестроении, например для изго-
товления головки блока цилиндров.
В сплаве АК5М4 содержание меди примерно такое же, как и крем-
ния, поэтому объемная доля фазы АЬСи больше, чем у других фаз
(кроме кремниевой). Значительная часть меди (до 1,5 %) при литье
входит в состав (А1), что делает этот силумин более твердым по срав-
нению с ранее рассмотренными. Он имеет широкий диапазон по ле-
гирующим компонентам, мягкий допуск по примесям и преимущест-
венно готовится из вторичного сырья. В зависимости от соотношения
Fe и Мп железо может входить в состав одной из двух фаз: Р или
А115(Fe,Мn)-,Si2, имеющих игольчатую и скелетную морфологию соот-
ветственно. Магний в основном присутствует в виде соединения
Al6CibMgsSi5, образование силицида магния влитой структуре мало-
вероятно.
Рекомендованный для кокильных отливок режим термической об-
работки, включающий нагрев под закалку, вызывает дробление и сфе-
роидизацию пластин эвтектического кремния. Частично растворяют-
ся в твердом алюминиевом растворе кристаллы А12Си, в основном ис-
чезает фаза A16Cli2MgsSi5. Сильное повышение твердости при старе-
пип обусловлено образованием вторичных выделений мегастабиль-
ных модификаций фаз АЬСи, Mg,Si, Q (AI6Cii2MgsSi5) и S(AbCuMg).
При этом относительное удлинение снижается почти до нуля, поэто-
му и гарантированный уровень прочности (ов) даже в состоянии Тб
довольно скромный (200 МПа).
Сплав АК5М4 производится из вторичного сырья. Разработай как
жаропрочный сплав для изготовления поршней насосов, тормозной
аппаратуры п др. При практически таких же свойствах, как у сплава
АК5М7, содержит меньшее количество меди, вследствие чего он бо-
лее предпочтителен как для производителей, так и для потребителей.
Силумин АК5М7 содержит меди больше, чем кремния, поэтому по
формальным соображениям его можно было бы отнести к AI—Си
сплавам, как это сделано в стандарте Алюминиевой Ассоциации
США (например, сплав >1/1238.0 содержит 4 % Si). Однако пофазово-
му составу и свойствам он очень похож на силумин АК5М4, отлича-
ясь от него большей объемной долей фазы АЬСи, что обусловлено его
составом. Поскольку в сплаве АК5М7 значительная часть включений
фазы АЬСи не растворяется при нагреве иод закалку, он более хрупок
по сравнению е АК5М4.
Сплав АК5М7 изготовляют из вторичного сырья. Он применяется
для изготовления поршней тракторных и автомобильных двигателей.
В последнее время жаропрочный сплав АК5М7 заменяют сплавом
АК5М4.
Сплав АК8М содержит медь и магний в довольно узких пределах
(1-1,5 сс и 0.35—0.55 сс соответственно), ограничение по примеси же-
леза также достаточно строгое (< 0,6 %). Кроме того, он содержит ма-
лые добавки марганца и титана. Этот силумин рекомендуется для ли-
тья под давлением, обеспечивая сравнительно высокие механические
свойства без термообработки (сг„ > 260 МПа, 8 > 2 ?с).
Основными структурными составляющими влитом состоянии яв-
ляются дендриты алюминиевого твердого раствора (А1) и алюминие-
во-кремниевая эвтектика (рис. 4.13). Объемная доля других фаз неве-
лика, и они, как правило, имеют компактную морфологию. В частно-
сти, благодаря наличию марганца железо полностью связано в скеле-
тообразные включения фазы Al^Fe.MnhSij. Согласно расчету (табл.
4.17). другие Fe-содержашие фазы в этом сплаве не должны присутст-
вовать. Из-за низкого содержания меди количество фазы АЬСи не
превышает 1 % (об.). Магний входит в состав фаз AljCtbMgsSi,, и
Mg2Si, количество которых также мало. В кокильных отливках (не го-
воря уже о литье под давлением) они с трудом выявляются при свето-
вом микроанализе. Другие примеси существенного влияния на фазо-
вый состав не оказывают. Состав алюминиевый матрицы в сплаве
Таблица 4.18. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава АК8М при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	См'	Си	Химический состав, % (мае.)				
			А1	Si	Си	Mg	Zu
(AI)	96,53	97,12	99,87	<0,01	0,10	<0,01	0,02
(Si)	0,47	0,55	0,00	100	0,00	0,00	0.00
Al,Си	1,69	1,06	46,02	0,01	53,96	0,00	<0,01
AljCu,MgsSi6	1,31	1,27	21,59	26.96	20,34	31,11	0,00
(Al),'	100	100	97,42	0,83	1.28	0.41	0.02
'Доли фазы, сс (мае.). 2Доля фазы. % (об.). 'Пересыщенный (AI) после закалки с 500 °C.							
АК.8М такой же, как и в АКэМч, при этом объемные доли фаз очень
близки (сравните табл. 4.16 и 4.18).
Старение после литья приводит к заметному упрочнению, поэтому
для этого сплава во многих случаях (особенно после литья под давле-
нием) оправдан экономный режим TI. При нагреве под закалку про-
исходит формирование глобулярных частиц кремниевой фазы, а медь
и магний полностью растворяются в (AI).
Силумин АК8М обладает хорошим сочетанием механических и
литейных свойств, он применяется для литья деталей сложной кон-
фигурации в различных отраслях промышленности.
Сплав АК8МЗ, кроме кремния и меди, не содержит других легиру-
ющих элементов, но он допускает большое количество примесей, в
том числе Fe до 1,3 % и Mg до 0,45 %. Это делает сплав удобным для
его приготовления из вторичного сырья. Однако, в отличие от самого
распространенного вторичного силумина АК5М2, выбор сырья для
сплава АК8МЗ более ограничен, в частности из-за сравнительно низ-
кого содержания магния.
Силумин АК8МЗ имеет многофазную структуру, кроме первичных
кристаллов (А1) и эвтектического кремния, она содержит железистые
фазы (преимущественно Р), АЬСи и Q. В связи с высоким содержани-
ем железа в кокильном литье из сплава АК8МЗ количество тонкопла-
стинчатых весьма протяженных кристаллов P-фазы велико.
Нагрев под закалку приводит к таким же изменениям, как и в дру-
гих силуминах, однако из-за большого допуска по легирующим эле-
ментам и примесям применение термообработки нецелесообразно,
так как гарантируемый уровень механических свойств достаточно ни-
зок, особенно при кристаллизации отливок с малыми скоростями.
В этом случае большая объемная доля иглообразных включений Ь-фа-
зы на фоне даже глобулярных частиц кремния (см. рис. 1.11,0 будет
определять почти нулевую пластичность. Сплав АК8МЗ предназначен
в основном для литья под давлением, что способствует формирова-
нию дисперсной структуры. В этом случае уменьшается отрицатель-
ное влияние P-фазы, а также увеличивается количество меди, входя-
щей при кристаллизации в состав (А1). Применяется в автотракторо-
электромашиностроении для изготовления сложных деталей.
Хотя сплав АКЯМЗч по маркировке является модификацией вы-
шерассмотренного сплава АК8МЗ, он сильно отличается от него
по структуре и гарантируемым свойствам [102]. Он характеризует-
ся не только более узким диапазоном по меди и магнию, но и нали-
чием в нем цинка и трех малых добавок (Ti, Be и В). Учитывая, что
и предельно допустимое содержание примесей, в том числе и желе-
за (< 0,4 %), так же мало, силумин АК.8МЗ требует для приготовле-
ния только первичные материалы. Он является самым прочным
среди всех стандартных силуминов (в состоянии Т5 оп > 400 МПа,
5 > 4 %).
Основными структурными составляющими сплава АК.8МЗ явля-
ются первичные кристаллы (А1) и алюминиево-кремниевая эвтектика
(рис. 4.14, а). Медь и магний, кроме (AI), входят в состав фаз AFCu и
AI4Cu2MgsSi5. Примесь железа, допускаемая концентрация которой
весьма мала, может присутствовать в фазах с бериллием (Al4Be5Fe2 и
Al |6Fe4Be3Si2).
После термической обработки по рекомендованному в ГОСТе
1583—93 режиму Т5 реализуется структура такая же, как и в сплаве
АК8л: глобулярные частицы кремниевой фазы, равномерно распреде-
ленные в алюминиевой матрице (рис. 4.14, в), дисперсионно-упроч-
ненной вторичными выделениями. Глобулярные частицы железобе-
риллиевых фаз на фоне такой структуры в световом микроскопе вы-
являются с трудом. При строгом ограничении по примеси железа (до
0,1 %) наличие добавки бериллия в силумине АК8МЗч представляет-
ся необоснованным. Следует также отметить, что из-за неоправданно
высокого верхнего уровня по добавке титана (до 0,25 %), в его струк-
туре могут встречаться первичные иглообразные кристаллы Al3Ti
(рис. 4.14, г). Их появление объясняется тем, что при температуре ли-
тья (700 °C) температура ликвидуса (т. е. образование фазы А13Т1) мо-
жет быть выше. Это вытекает из диаграммы Al—Ti (рис. 1.9, е). Оче-
видно, что наличие таких иглообразных частиц отрицательно скажет-
ся на механических свойствах.
Сплав АК8МЗч применяется в автомобильной и электротехничес-
кой промышленности для производства тонкостенных, крупногаба-
Таблица 4.19. Фазовый состав сплава АК9М2 при 500 °C, рассчитанный
по программе Thermo-Calc
Фаза	(2м1	(2г2	Химический состав, % (мае.)						
			А1	Si	Fe	Си	Mg	Mn	Zn
(А1)	88.81	88,19	96,03	0.83	<0,01	1,67	0,37	<0.01	1.11
(Si)	8,10	9,32	0,00	100	0.00	0,00	0,00	0,00	0.00
Al ,s( FeM a)3Si,	2,28	1,72	61,24	8,45	17,98	2,06	0,00	10,26	0,00
AlsFeMgjSi(,	0,81	0.77	42,07	32,84	10,88	0,00	14,21	0,00	0.00
Сплав	100	100	Осн.	9,29	0.50	1.52	0,44	0.24	0,99
'Доля фазы, % (мае.). (Доля фазы, % (об.)									
ботка сплава А9М2 по режиму типа Тб представляется неоправдан-
ной, поскольку повышение пластичности незначительно. Фазовый
состав алюминиевой матрицы в сплаве АК9М2 (табл. 4.20) такой же,
как и в предыдущих силуминах этой группы.
Сплав АК.9М2 имеет хорошие литейные свойства и средний уро-
вень (для литого состояния) механических свойств. Используется при
производстве деталей для автомобилестроения.
Типичные механические свойства для характерных сплавов этой
группы приведены в табл. 4.21, они существенно зависят от техноло-
гических факторов (скорости охлаждения при литье, рафинирования
расплава, наличия модификаторов и т. д.).
Таблица 4.20. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава АК9М2 при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	(2м1	<2>2	Химический состав, % (мае.)				
			AI	Si	Си	Mg	Zn
(Al)	95.98	96,82	98,73	<0,01	0.11	<0,01	1.16
(Si)	0,49	0.57	0,00	100	0,00	0,00	0,00
ALCu	2,39	1,49	46,02	0,01	53,93	0,00	0.04
AliCu,MgnSi(,	1,14	1,12	21,59	26,96	20,34	31,11	0,00
(Al),’	100	100	Осп.	0,83	1,67	0,37	l.l 1
'Доля фазы, % (мае.) с 500 °C.		’Доля фазы. % (об.		. 'Пересыщенный (AI) после закалки			
Таблица 4.21. Типичные механические свойства некоторых медистых
силуминов
Марка	Соетояппе1	о„. МПа	8, %	НВ
АК5М	З.Т5	220	1	100
АК8М	Д.Т1	290	2	90
АК8.МЗч	К.Т5	400	4	120
АК9М2	К, Л	200	2	80
'3 - литье в землю, Д - литье пол		лаriieiтем, К - .	ПТЬС В KOKII.1I>.	
Несколько особняком от рассмотренных сплавов стоят цинковис-
тые силумины (АК9Ц6, АК7Ц9), которые имеют весьма ограничен-
ное применение, поэтому их обзор дается очень кратко. Хотя эти
сплавы в ГОСТе 1583—93 выделены в отдельную 5-ю группу, они по
структуре очень близки другим силуминам, поскольку цинк своих фаз
не образует, а медь, магний и железо образуют только фазы, приведен-
ные в табл. 4.2. Цинковистые силумины изготовляют из вторичного
сырья, они имеют невысокие механические свойства, но хорошую
жидкотекучесть. Эти сплавы являются самозакаливающимися после
литья и упрочняются при последующем вылеживании в результате ес-
тественного старения. Упрочняющий эффект заметен, но не очень ве-
лик. К тому же при больших концентрациях цинка растет плотность
силуминов. В результате в последние годы эти сплавы применяются
довольно редко. Они используются в сельхозмашиностроении и эле-
ктротехнической промышленности для отливки элементов топлив-
ной арматуры и корпусных деталей средней нагруженности.
4.4.	Эвтектические и заэвтектические силумины типа
АК12М2 и ЛЛ390
В сплаве АК.12М2, в отличие от вышерассмотренных силуминов,
железо является не примесью, а легирующим элементом в количестве
0,6—1,0 %. Согласно фазовой диаграмме Al—Fe—Si (см. рис. 2.1), при
такой концентрации большая часть P-фазы входит в состав тройной
эвтектики (Al) + (Si)+P, которая является основной структурной со-
ставляющей сплава. Особенностью сплава АК12М2 является то, что в
нем могут присутствовать первичные кристаллы разных фаз (часто
одновременно), а именно: (Al), (Si), Al5FeSi и Al|5(Fe,Mn)3Si2. При ма-
Рис. 4.17. Зависимость массовой доли
твердых фаз от температуры в сплаве
АК12М2 в процессе неравновесной
кристаллизации
(рис. 4.17) часть меди выделяет-
ся в виде включений фазы АЬСи
по эвтектической реакции L -ь
—> (Al) + (Si) + AhCu + Al5FeSi.
Этих включений сравнительно
немного и в световом микроско-
пе их трудно идентифицировать
(рис. 4.18, а). В сканирующем
микроскопе при достаточно
больших увеличениях их можно
отличить от эвтектических
включений фазы Al15(Fe,Мn)3Si2
(рис. 4.18. б). Из рис. 4.16 также
следует, что полное растворение
меди в (А1) при нагреве не со-
ставляет проблемы, поскольку
;ыя этого достаточно 450 °C.
Нагрев при 500 °C позволяет
добиться фрагментации и частичной сфероидизации частиц эвтекти-
ческого кремния (рис. 4.18, в, г). Общее количество двух Fe-содержа-
щих фаз (AlsFeSi и Al^Fe.MnhSii), как это следует из табл. 4.22, со-
ставляет около 3 % (об.). Старение сплава АК.12М2 приводит к обра-
зованию вторичных выделений (Si) и А12Си (по расчету также должно
иметься очень небольшое количество четверного соединения Q, содер-
жащего магний). Фазовый состав алюминиевой матрицы при 200 °C,
рассчитанный по программе Thermo-Calc, приведен в табл. 4.23.
Силумин AK.I2M2 рекомендуется для получения фасонных отли-
вок сложной формы литьем под давлением, что обеспечивает благо-
приятную (дисперсную) морфологию эвтектических фаз, а также до-
статочно высокое содержание меди в (А1). Такая структура позволяет
получить сравнительно высокие механические свойства в состоянии
TI (ов > 260 МПа, 5 > 1%). При содержании кремния ближе к верхне-
му пределу в структуре могут встречаться первичные кристаллы (Si).
Сплав АК.12М2 обычно не подвергают нагреву по закалку, хотя такая
обработка может существенно повысить пластичность. В последнее
время этот сплав готовят в основном излома и отходов. Применяется
на предприятиях автомобильной промышленности, а также для полу-
чения различных корпусных деталей сложной формы (например, сек-
ций отопительных радиаторов).
Структура заэвтектического силумина /14390 (см. табл. 4.1) харак-
теризуется большим количеством первичных кристаллов (Si), что вы-
текает из политермических разрезов при 17 % Si (рис. 4.19) и расчет-
Таблица 4.22. Фазовый состав сплава АК12М2 при 500 °C, рассчитанный
по программе Thermo-Calc
Фаза	См1	<2,2	Химический сосан, % (мае.)						
			AI	Si	Fe	Си	Mg	Мп	Zn
(AI)	85,76	85,03	96,45	0,84	<0,01	2,16	0,03	<0,01	0,51
(Si)	10.51	12.07	0,00	100	0.00	0,00	0,00	0,00	0,00
AlsFcSi	1,73	1,39	59,09	13,69	27,22	0,00	0.00	0,00	0,00
Al,,(Fe М n) ,Si,	1,99	1.50	61.23	8,40	18,35	2,76	0.00	9,27	0,00
Сплав	100	100	Осн.	11,63	0.84	1,91	0.03	0,19	0,44
'Доля фазы	, % (мае.). (Доля фазы, % (об.								
Таблица 4.23. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава АК12М2
при 200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	(2м1	(2.2	Химический состав, % (мае.)				
			Al	Si	Cu	Mg	Zn
(Al)	95.31	96.58	99.35	<0.01	0,10	<0,01	0,53
(Si)	0,81	0.95	0.00	100	0.00	0,00	0,00
Al,Си	3,79	2.38	46.02	0.01	53.91	0,00	0.05
AI,Cu.MgsSi(,	0.09	0.09	21.59	26.96	20.34	31,11	0,00
(Al),’	100	100	96,45	0.84	2,16	0.03	0,51
'Доля фазы, % (мае.). ’Доля фазы, % (об.). ’Пересыщенный (AJ) после закалки
с 500 °C.
ной зависимости, показанной на рис. 4.20. Эти кристаллы имеют вид
многогранников, их размер в значительной мере зависит от условий
кристаллизации (Иг и наличия модификаторов, например фосфора).
В любом случае именно первичные кристаллы кремниевой фазы в
этом сплаве являются самым заметным элементом структуры, легко
выявляемым в световом микроскопе.
Наличие в составе этого сплава меди и магния приводит к обра-
зованию при кристаллизации эвтектических включений фаз АЬСи и
Al5Cu2Mg8Si6, что вытекает из диаграммы Al-Cu-Fe-Mg-Si (см.
рис. 4.4). По этим элементам марочный состав сплава ДД390 на изо-
термическом разрезе при 500 °C (см. рис. 4.6, «) располагается в об-
ласти (Al) + (Si)+Al2Cu+AI5Cu2Mg8Si6, что свидетельствует о невоз-
можности полного растворения Си и Mg в (А1) при нагреве под за-
калку.
Таблица 4.24. Фазовый состав сплава ЛЛ390 при 500 °C, рассчитанный по
программе Thermo-Calc
Фаза	См'	с,-	Химический сослан. % (мае.)				
			AI	Si	Си	Mg	Fe
(AI)	79,51	7S.48	94.60	0.S7	4,01	0.37	<0,01
AI.Cu	2.02	1.24	47.94	<0.01	50.93	0.00	0.00
AI,Cu.Mg4Sir.	0.83	0.79	21.59	26.96	20,34	31,11	0,00
Al.FeSi	1,83	1.41	59.09	13.69	0.00	0,00	27.22
(Si)	15.81	IS.OS	0.00	100,00	0.00	0.00	0.00
Силан	100	100	Осн.	17.00	4.50	0.55	0.50
'Доля фаза	. гс (мае.)	.-’Доля фа)ы. гг (об.).					
фазы (за счет первичных кристаллов). В закаленном состоянии, кро-
ме (Si), расчет показывает присутствие фаз р, Q и А12Си. Наличие по-
следних двух подтверждает то, что концентрации меди и магния в
этом сплаве превышают предел растворимости в (А1). Состав алюми-
ниевой матрицы качественно такой же. как и в других медистых силу-
минах, но доля выделений АЬСи больше (см. табл. 4.25).
Таблица 4.25. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава /L4390 при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	См'	с>-’	Химический состав. % (мае.)			
			AI	Si	Си	Mg
(Al)	91,46	93.83	99.89	<0,01	<0.01	<0,01
AI,Cu	6.81	4.33	46.02	<0.01	53,96	0,00
AlsCibMgsSif,	1.19	1.19	21,59	26,96	20,34	31.11
(Si)	0.54	0,65	0,00	100,00	0,00	0.00
(Al).’	100	100	94.60	0,87	4.15	0.37
'Доля фазы. % (мае/ закалки с 500 ЭС.		. ’Доля фазы. % (об.). ’ Пересыщенный (А1) после				
Глава 5
ПОРШНЕВЫЕ СИЛУМИНЫ С НИКЕЛЕМ
Отдельную группу литейных алюминиевых сплавов представляют
Ni-содержащие силумины (поршневые сплавы), которые должны об-
ладать высокой жаропрочностью и низким коэффициентом термиче-
ского расширения. По микроструктуре они соответствуют третьей
или четвертой группе (см. рис. 1.1, о). Поршневые силумины — это,
как правило, сплавы с большой объемной долей фаз (прежде всего,
Si- и Ni-содержащих), поэтому их пластичность мала (5 < 1 %). Все
стандартные силумины этой группы, приведенные в ГОСТ 1583—93 и
ГОСТ 30620-98, содержат в качестве легирующих компонентов крем-
ний, медь, магний и никель, а основной примесью является железо
(табл. 5.1 и приложение 1).
Поршневые силумины имеют сложную многофазную структуру, в
них может присутствовать большинство фаз, приведенных в табл. 1.4.
Для строгого анализа таких сплавов требуется рассматривать шести-
компонентную систему Al—Si—Ni—Си—Mg— Fe, поскольку все эле-
менты этой системы оказывают сильное влияние на структуру и фазо-
вый состав. Оценка возможности образования той или иной фазы в
шестикомпонентном сплаве, используя только тройные и четверные
диаграммы, может быть только очень приблизительной даже без уче-
та влияния условий кристаллизации. Поскольку диаграмма
Al-Si—Ni—Си—Mg— Fe не построена, следует пользоваться пятиком-
понентными диаграммами (с участием никеля и кремния), рассмот-
ренными в п. 5.2.
5.1.	Общие особенности фазового состава
Содержание кремния находится от -10 до 23 %, этот диапазон
можно условно разделить на две части: 10-13 % и 14—22 %, что, со-
гласно двойной диаграмме Al—Si (рис. 1.2), соответствует эвтектичес-
ким и заэвтектическим силуминам. Согласно принятой в данной кнп-
Таблица 5.1. Химический состав некоторых марок промышленных порш-
невых Ni-содержащих силуминов112
Марка	Si, %	N i. %	Cu. %	Mg. %	Fe. %	Mn, %
AKI2MMI Н	11-13	0,8-1,3	0.8-1.5	0.7-1.3	0.7	0.2
АК12М2МгН	11-13	0,8-1.3	1.5-3.0	0,7-1,3	0.8	0.3-0.6
AK2I М2.5Н2.5	20-22	2.2-2.8	2.2-3,0	0.2-0,5	0.9	0.2-0,4
КС740	16-18	I.I-1.7	1.8-2,4	0.7-1.2	0.5	0,6-1
KC74I	19-22	1,1-1.7	1,8-2,4	0.7-1,2	0,5	0.6-1
AKI8	17-19	0.8-1.3	0.8-1.5	0.8-1,3	0,5	0.2
Ж.1С	11-13	1-1,3	1-1.3	0-1,3	0,5	0,15
AKI0M2H	9.5-10,5	0.8-1,2	0,9-1,2	0.9-1.2	0,6	0,05
,4Л 393.0	21-23	2.0-2,5	0,7-1.1	0.7-1.3	1.3	0,1
АА 336.0	11-13	2.0-3.0	0.5-1.5	0,7-1.3	1,2	0.35
АА 339.1	11-13	0.5-1,5	1.5-3,0	0.6-1,5	0.9	0.5
FM 109	11.5-12.5	0.8-1.1	0.9-1.3	1.1-1.3	0.5	0.05-0.2
FM 113	II.5-12.5	0.8-1,2	3.0-3.3	0.9-1.2	0.35	0.15
FM 135	12.7-13.7	0.8-1.2	4.8-5,3	0.9-1.2	0.35	0.1
FM 120	12.0-13.5	0.7-1.3	0.8-1.5	0.9-1,3	0.65	0,05-0,3
FM 180	17,0-19,0	0.8-1.3	0.8-1.5	0.8-1.3	0,57	0.05-0,2
FA/S2N	11,4-12.4	2.1-2,5	3,1-3,5	0.6-1,0	0,4	0,15
FM S2	11,0-12.0	2.3-2,8	3.3-3,8	0,6-0,9	0,5	0.15-0,25
FM Bl	12.5-13,5	2,3-2,8	4.9-5,4	0,6-0,9	0,5	0,15-0.25
FM B2	12,2-12,6	2,7-3,0	3.9-4,3	0,6-0.9	0.5	0,15
'Полный состав по другим элементам см. в приложении 1.-’FM - специфика-						
пня Federal-Mogul Corporalion Powenrain Systems.						
ге классификации, поршневые силумины относятся к сплавам тре-
тьей и четвертой групп (Xj и Х4 на рис. 1.1, 0. Нижний предел по
кремнию обусловлен достижением необходимого уровня коэффици-
ента термического расширения, который в значительной мере опре-
деляется количеством кремниевой фазы. Верхний предел связан с
обеспечением минимального уровня пластичности, а также техноло-
гическими проблемами при выплавке высококремнистых сплавов.
Концентрация магния, как правило, составляет около 1 %, что
способствует уже в литом состоянии получить в составе (А1) не менее
0,4 % Mg. Это позволяет добиться существенного прироста твердости
после старения без закалки (Т1). При таком высоком содержании
магния в структуре поршневых силуминов обычно присутствуют эв-
тектические включения фазы Mg2Si, а также других Mg-содержаших
фаз (в частности, четверных соединении л и Q).
Концентрация меди в большинстве сплавов находится в пределах I-
3 %, но иногда превышает и 5 %. В отличие от ранее рассмотренных си-
луминов, в сплавах с никелем медь может образовывать не только фа-
зы А13Си и Al5Cu2MgsSi6, но и тройные соединения Al7Cu4TMi и
AhCuNi. Это значительно усложняет анализ фазового состава. При
старении по режимам Т2 или Т7 образуются не только метастабиль-
ные, но и стабильные Cu-содержашие фазы 0, Q и 5.
Концентрация примеси цинка в марочных сплавах обычно не пре-
вышает 0,5 %, и он практически полностью растворяется в (AI), нс
оказывая влияния на фазовый состав.
Железо обычно является примесью и полностью входит в состав од-
ной из фаз эвтектического или первичного происхождения, которые,
как правило, оказывают отрицательное влияние на механические свой-
ства. Наиболее вредными, как и в других силуминах, являются иглооб-
разные включения фазы Al5FcSi (Р), поэтому на практике к поршневым
силуминам часто предъявляют более строгие ограничения по примеси
железа, чем это показано в базовом марочном составе (см. табл. 5.1). Же-
лезо образует с никелем фазу AkjFcNi, которая может иметь различную
морфологию в зависимости от реакции, по которой она кристаллизует-
ся. Поскольку поршневые силумины содержат много магния, то в них
велика вероятностьпоявления четверного соединения AlsFeMgjSi6даже
при небольшом содержании железа (уже начиная с 0,1 %).
При наличии марганца следует, как и в других силуминах, ожидать
появления фазы Al15(FeMnliSio, которая в составе эвтектик характе-
ризуется скелетообразной морфологией. Наличие марганца (особен-
но в качестве добавки) усложняет анализ распределения железа меж-
ду возможными Fe-содержашими фазами. При этом следует иметь в
виду, что при большой концентрации этой добавки (например, в спла-
ве АК12М2МгН, см. табл. 5.1) возможно появление и первичных кри-
сталлов фазы Al|5(FeMn^Si, в форме многогранников. Концентрация
марганца в алюминиевой матрице, как и в других силуминах, мала.
Никель входит в состав поршневых силуминов обычно в количест-
ве около 1 %, но иногда его концентрация может превышать и 3 %, что
объясняется его положительным влиянием на характеристики жаро-
прочности и коэффициент термического расширения.
Никель оказывает очень сильное влияние на фазовый состав пор-
шневых силуминов, поскольку, в зависимости от соотношения между
элементами, возможно образование различных фаз. С железом он об-
разует соединение Al9FeNi, эвтектические включения которого, в за-
виспмости от состава сплава и скорости охлаждения при затвердева-
нии, могут иметь различную морфологию: скелетную, тонкодиффе-
реннпрованную и компактную (обычно овальную) [16]. Первичные
кристаллы этого соединения из-за грубой морфологии нежелательны.
В случае приготовления сплавов из первичных материалов высокой
чистоты никель образует фазу AlyNi. Эта фаза обычно входит в состав
эвтектик, в частности (Al) + (Si)+AI3Ni. При совместном присутствии
Ni и Си возможно образование двух соединений AI^CiijNi и
AHNi.Cuh. что приводит к обеднению алюминиевой матрицы медью
даже после закалки. При концентрации никеля, как минимум до 4 %
Таблица 5.2. Распределение легирующих элементов между алюминиевой
матрицей и избыточными фазами в Ni-содержащих поршневых силуминах
Фазы	Легируют!ill элемент						
	Si	Fe	Ml!	Си	Mg	Zn	Ni
	Лиоминиевая		матрица				
(AI)		-	-	-	-		-
	Вторичные выделения						
AI.Cu	-	-	-	+	-	-	-
Mg.Si	*	-	-	-	+	-	-
ALC'U-.MgsSi,.	-	-	-	-г-	+	-	-
(Si)	д_	-	-	-	-	-	-
AI.Cu Mg	-	-	-	+	+	-	-
Фим криети.иимционного происхождения							
(Si)'	4-	-	—	—	-	—	
AhFeSi'		-	-	-	-	-	-
AI4FciSi		-	-	-	-	-	-
AI1S( Fe.Mnl.Si'		4.		-	-	-	-
AI,,FeN'i'	-	4-	-	-	-	-	+
AljFeMgjSi,,	4-		-	-	+	-	-
AI,Ni	-	-	-	-	-	-	+
AI-CiijNi	-	-	-	+	-	-	+
Al,( Ni.Cu),	-	-	-	4_	-	-	+
AI.Cu	-	-	-	+	-	-	-
Mg.Si	+	-	-	-	+	-	-
ALCu.Mg^Sis	+	-	-	+	+	-	-
'Возможно образование первичных кристаллов							
включительно (если Fe < 0,1 %), образование первичных кристаллов
Al—Ni фаз маловероятно.
Алюминиевая матрица поршневых сплавов, как и большинства
медистых силуминов, содержит три элемента (Si, Mg и Си), которые
определяют фазовый состав продуктов старения. Остальные элемен-
ты входят в состав тех или иных избыточных фаз. Наиболее вероятное
распределение всех вышеперечисленных элементов между алюмини-
евой матрицей и фазами кристаллизационного происхождения при-
ведено в табл. 5.2. Для более детального анализа фазового состава
многокомпонентных сплавов необходимо использовать соответству-
ющие диаграммы состояния (см. п. 5.2).
5.2.	Основные диаграммы состояния
Система Al—Ni—Si. Несмотря на то что никель входит в состав не-
которых силуминов, для корректного анализа их структуры требуют-
ся, как правило, более сложные фазовые диаграммы. В связи с этом
рассмотрение диаграммы Al—Ni—Si необходимо, прежде всего, как
составной части четверных и пятерных систем.
В сплавах системы Al-Ni—Si тройные соединения не образуются.
в твердом состоянии при-
сутствуют три фазы: (А1),
AI<Ni и (Si). Тройное эв-
тектическое превращение
L —> Al + NiAlз + (Si) про-
текает при 557 °C, 5 % Ni
и 11 — 12 % Si [2, 5]. Алю-
миниевый угол диаграм-
мы состояния Al —Ni—Si
приведен на рис. 5.1. Из
табл. 5.3 видно, что ин-
тервал кристаллизации
Рис. 5.1. Диаграмма состояния системы
Л1—Ni—Si: ликвидус
Таблица 5.3. Нопвариантная и моновариантные реакции в алюминиевом
углу системы Al—Ni—Si
Реакция		Точка на puc. 5.1	T. UC	Концентрация n жндкои фазе. %	
				Ni	Si
£	-> (Al) + AI,Ni (Si)	E	567	5	11-12
£	—> (Al) + Si	e,-E	577-557	-	-
£	-> (Al) + AI,Ni	e:-E	640-557	-	-
двойной эвтектики L (Al) + AI3Ni в силуминах превышает 80 °C.
Растворимость кремния в фазе Al3Ni составляет около 0,4—0,5 %, а
растворимость никеля в (AI) только 0,04 % при температуре плавления
двойной эвтектики. В присутствии никеля растворимость кремния в
(А1) несколько снижается по сравнению с двойной системой Al—Si [2].
Система Al—Cu—Ni. Диаграмма состояния этой системы необходи-
ма для понимания фазового состава более сложных систем с медью и
никелем, в частности Al—Cu—Ni—Si, Al—Си—Mg—Ni—Si и
Al—Си —Fe —Ni-Si (см. ниже). В алюминиевом углу системы
Al—Cu—Ni образуется тройная фаза Al7Cu4Ni. Кроме нее, в равнове-
сии с алюминиевым твердым раствором находятся фазы АЬСи, Al3Ni
и Al3Ni2 (рис. 5.2). В табл. 5.4 приведены нонвариантные реакции в
тройных сплавах системы [2, 5].
Растворимость никеля в алюминии очень мала, а растворимость
меди в тройных сплавах приведена в табл. 5.5. Соединение Al7Cu4Ni
существует в области гомогенности 38.7—50,7 % Си, 11,8—22,2 % Ni.
Двойная фаза Al3Ni2. которая в двойной системе не находи тся в рав-
новесии с (А1), также имеет широкую область гомогенности, которая
распространяется в тройной системе вплоть до 31,2 % Си, 29,9 % Ni
или до состава AI3CuNi (рис. 5.2, б).
Фаза Al7Cu4Ni, для которой также приводятся формулы Al6Cii3Ni.
Al7CuNi, AljCibNi или AI9Cu3Ni, имеет упорядоченную ромбоэдриче-
скую решетку с параметрами а = 1,35 нм. а = 17°27' или гексагональ-
ную решетку с параметрами а = 0.4101—0,4119 нм, с = 0,497—0,5025 нм,
или ОЦК структуру с параметром а = 1,46 нм [2]. Плотность фазы 5,48
г/см3, твердость по Виккерсу 9,87-10 ГПа, а 1-часовая твердость при
300 °C 5,8 ГПа. Эта фаза является жаропрочной.
Фаза A13Ni2 имеет гексагональную решетку с параметрами в двой-
ной системе а = 0,4036 нм, с = 0,490 нм. Плотность фазы 4,76 г/см3, а
твердость по Виккерсу более 11 ГПа при 27 °C и 5 ГПа при 577 °C [2].
Эта фаза также является жаропрочной.
Система Al—Fe—Ni. В тройной системе Al-Fe-Ni в равновесии с
алюминиевым твердым раствором находятся фазы Al3Fe, Al3Ni и
Al9FeNi. Именно последняя в значительной мере обусловливает необ-
ходимость рассмотрения фазовой диаграммы этой системы и особен-
ности ее строения. Это связано с тем, что тройная фаза, обладая удач-
ным сочетанием морфологии, свойств и экономности легирования,
позволяет получить сплавы с особыми характеристиками, как дефор-
мируемые (ЛЛ8001, АК4-1, см. приложение 2), так и литейные (см.
табл. 5.1). Без анализа диаграммы Al-Fe-Ni невозможен анализ более
сложных систем с участием железа и никеля, которые к настоящему
времени мало изучены.
Таблица 5.6. Нонвариантные реакции в богатых алюминием тройных
сплавах системы Al—Fe—Ni
Реакция	Точка па рис. 5.3, a	T. "C	Состав жилкой фазы, %	
			Ni	Fe
L + AI,Fe ->(Al) + Al.,FeNi	P	649	1,7	1.7
L —>(А|) + Al.,FeNi + Al ,Ni	E	637	6.0	0.1-0,3
Фаза Al3Fe растворяет до 3—4 % Ni, а в фазе Al3Ni может раство-
ряться не более 1 % Fe. Область гомогенности фазы AlyFeNi прости-
рается от 4,5 % Fe, 28 % Ni до 14 % Fe, 18 % Ni [2, 15]. Фаза Al9FeNi
(15,6% Fe, 16,4 % Ni) имеет моноклинную решетку типа А19Со2 (про-
странственная группа P2t/c, 22 атома на элементарную ячейку) с па-
раметрами а = 0,8598 нм. Л = 0,6271 нм, с = 0,6207 нм, (3 = 94,66°.
Система Al—Си—Ni—Si. Диаграмма состояния этой четверной сис-
темы необходима для анализа формирования Си- и Ni-содержаших
фаз в поршневых силуминах. Эта диаграмма экспериментально не по-
строена, но имеется предположительный вариант ее строения в обла-
сти алюминиевого угла [5]. Согласно этому варианту, в равновесии с
(А1), кроме фаз из двойных систем ((Si), AFCu Al3Ni), могут находить-
ся два соединения из тройной системы Al—Си—Ni (AlyCii^Ni и
Al3(Cu.Ni)3). Последние могут также присутствовать и в силуминах,
что видно из рис. 5.4, а. Растворимость кремния в фазах Al7Cu4Ni и
AI3(Cu.Ni)i, по-видимому, мала, т. е. он не меняет состав Ni-содержа-
щих фаз, который вытекает из диаграммы Al—Си—Ni. С другой сторо-
ны, в системе Al—Си—Ni—Si должны быть несколько нонвариантных
превращений с участием (А1) п других фаз, приведенных на рис. 5.4, а.
Возможный вариант политермической диаграммы показан на рис.
5.4, о, а параметры нон-, моно- и бивариантных реакций приведены в
табл. 5.7-5.9.
Система Al—Mg—Ni—Si. В данной четверной системе не обнаруже-
ны новые фазы по сравнению с двойными и тройными системами [5].
Диаграмма Al-Mg-Ni-Si имеет простое строение с квазитройным
сечением Al-Mg2Si-A13Ni, которое делит всю диаграмму на две части:
Al—Mg2Si— AI3Ni—(Si) и Al—Mg3Si—Al3Ni—AlsMg5 (рис. 5.5). В каждой
из этих частей имеется по одному пятифазному эвтектическому пре-
вращению (табл. 5.10). Фазы Mg3Si, AI3Ni, (Si), AlsMg5 имеют практи-
чески одинаковый состав, а растворимости магния и кремния в (А1),
вероятно, такие же, как и в тройной системе Al-Mg-Si (см. табл. 3.4).
Четверная эвтектика Al—Mg2Si—Al3Ni—(Si) имеет дисперсное строе-
ние, а входящие в них фазы Mg2Si, Al3Ni и (Si) способны к полной
Таблица 5.7. Нонвариаптные реакции в богатых алюминием четверных
сплавах системы Al—Cu—Ni—Si
Реакции	Точка на рис. 5.4, 6	Состав жилкой (разы. %			T, "C
		Cu	Ni	Si	
L гА1 ,Ni->(AI)+ALCu+AI,(CuNi), +(Si)	P,	-16	-4	1-2	-540
L + AI,(CuNi)> —> (AI) i-AhCu4Ni + (Si)	P,	-22	-2	3-4	-530
L—>(AI)+AbCii-AI-Cu.|Ni+ (Si)	E	-30	-1	-5	-520
Таблица 5.8. Моновариаитные реакции в богатых алюминием четверных
сплавах системы Al—Cu—Ni-Si
Реакция	Липин па рис. 5.4, о	T. "C
L (Al) r AI,Ni — (Si)	c'.'-P;	557-540
L (Al) + Al,(CuNi), + (Si)	P:~P,	540-530
L -> (Al) + AI-ClijNi + (Si)	P,-E	530-520
L -> (Al) - AI.Cu t- (Si)	e,-E	525-520
(AI)+AI,Cu e AI-ClijNi	e,-E	546-520
Z.+AI,(CuNi),—> (Al) + AI-Cu4Ni	P:-P,	590-530
L - AI.Ni (Al) - AljlCuNi),	P~P:	630-540
Таблица 5.9. Бивариантные реакции в богатых алюминием четверных
сплавах
Реакция	Область на puc. 5.4. 6	T. "C
L -» (Al) t AljNi	AhNi-e..-/3.—Pi	640-540
L -> (Al) - AhlCuNi),	P-P'-P^P,	630-530
L -> (Al) + AI-ClijNi	e-E-P^P:	590-520
L (Al) т AI.Cu	Al,Cu-e,-f-e,	54S-520
L —> (Al) т (Si)	(Si)-e —Р,-P/-E- e.	577-520
Ni-содержаших промышленных силуминов. Наиболее полно строе-
ние алюминиевого угла этой системы отражено в книгах [5, 15], со-
гласно которым в системе Al—Fe—Ni—Si четверных соединений не об-
разуется. В равновесии с алюминиевым твердым раствором могут на-
ходиться фазы Al3Fe, AI3Ni, AlgFeNi, AlsFe^Si, Al5FeSi и (Si), что пока-
зано на рис. 5.6, а. Политермическая диаграмма системы
Al—Fe—Ni—Si (рис. 5.6, о) предполагает наличие четырех нонвариант-
ных превращений с участием (А1), из них только одно эвтектическое
Таблица 5.10. Нонвариантные реакции в богатых алюминием четверных
сплавах системы Al—Mg—Ni—Si
Реакция	Точка на рис. 5.5, б	Состав жидкой фазы. %			Г, "С
		Mg	Ni	Si	
£-» (Al) + Mg,Si + (Si) + AI3Ni	Е,	3,5	2	13	550
Z.-»(A1) + Mg,Si + AI,Ni'	Ct	7,4	3	4.8	590
/.-> (AD+Mg.Si +Al,Ni +AI„Mg5	е2	-32	<1,7	<0,4	-447
' Кпаэптроппая реакция.					
Таблица 5.11. Моновариантные реакции в четверных сплавах системы
Al—Mg—Ni—Si
Реакция	Линия на рис. 5.5, б	Т,°С
L—>(AI) + Mg,Si+(Si)	С/-Е!	555-550
Z.-»(AI) + .Mg,Si +Al,Ni	е„- Е,	590-550
	ел-Е,	590-447
>(AI)+AI,Ni+(Si)	е^Е,	557-550
Z.-»(AI) + Mg,Si+AI„Mg5	ej-E,	449-447
Z.^(Al)+Al,Ni+AlKMgs	ej-E-	449-447
Таблица 5.12. Бивариантные реакции в четверных сплавах системы
Al—Mg—Ni—Si
Реакция	Область на рис. 5.5, б	T.°C
Z.—>( А1)+ Mg.Si		595-447
Z.—»(Al)+(Si)	(Sri-ei-Ei-ef	577-550
L-> (AI)i-AI,Ni	А1, N i - e 5- Е,- e д— Е,-	640-447
£-» (AD+AIxMg,	AIKMgs-e^- E,-e,	450-447
С ростом содержания кремния в сплаве имеется тенденция к увеличе-
нию соотношения Ni : Fe в фазе Al9FeNi [15].
При уменьшении концентрации кремния с 8 до 5 % происходит су-
щественное расширение области первичной кристаллизации (AI) [26].
При 8 % Si (и, очевидно, более высоком содержании кремния) пер-
вичные кристаллы фаз Al5FeSi или AI9FeNi могут обнаруживаться при
небольших концентрациях Fe и Ni (0,6—0,8 %), что в ряде случаев мо-
жет делать использование добавки никеля в качестве модификатора
железистой фазы неэффективным и даже вредным.
Таблица 5.13. Нонвариаптные реакции в богатых алюминием четверных
сплавах системы Al— Fe—Ni—Si
Реакция	Точка па pue. 5.6, 6	Состав жидкой фазы. %			T, °C
		Fe	Ni	Si	
L-• (AI) + (Si)+Al ,N i + AI.,FeN i	E	0,2-0.4	4-5	12-14	562-565
L г AlsFe;Si—>(Al)-T-.-\l,FeSi+AL, FeNi	P:	3-4	1-2	6-8	600-610
L + AlsFeSi —(Al) + (Si)+Al.,FeNi	P,	0,6-1	2.5-3	13-14	573-576
£+AI,Fe^(AI)+Al9FeNi+AIHFe3Si	P,	3-5	1-1.5	4-6	620-62S
Таблица 5.14. Моновариантные реакции в богатых алюминием четверных
сплавах системы Al—Fe—Ni—Si
Реакция	Линия на рпе. 5.6. о	T. °C
I. (Al) + (Si) + AI,Ni	e,-£	557-556
L —> (Al) r (Si) + AKFeSi	e,~P,	577-573
L —> (Al) + (Si) + AL,FeNi	P,-E	573-556
L -> (Al) + AI.,Ni + AL,FeNi	e,-E	637-556
L —> (Al) + AI.FeSi + Al4FcNi	P:~P,	600-573
L т AlsFe,Si (Al) + AlsFeSi	Pi~P’	611 - 600
I. —> (AI) - AI.sFe_.Si -AL,FeNi	P,-P:	620-600
I. • AljFe—»(Al) - AlsFe,Si	P.-P:	629-620
L - AhFe-» (Al) ; AUFeNi	P.:~P:	649-620
Таблица 5.15. Бивариантные реакции в богатых алюминием четверных
сплавах системы .Al—Fc-Ni—Si
Реакция	Область па рис. 5.6, d	T. "C
L -> (Al) т (Si)	(Si)-ei-Pi-E-e,	577-556
L -> (Al) + AI,Ni	AlsNi-e-C-e..	640-556
L (Al) + AL,FeNi	p^Pr-P^Pr-E-e,	649-556
L -HAD AI.FeSi	Pi-P.-Pi-e,	611-573
L _> (Al) + AlsFe,Si	P.-P-P-P,	629-600
/. (Al) + A!,Fe	AlsFe-p.-P,-/);	655-620
следующие фазы: е, 5, у, 0, Mg2Si и Q (обозначения см. в табл. 1.4). Со-
гласно экспериментальным данным [65], все эти фазы обнаружива-
ются в структуре поршневых силуминов (предпочтительно использо-
вание СЭМ). Затруднение вызывает только идентификация между со-
ластей: (AI)+(Si)+0+0+y, (Al)+(Si)+2+y+ Mg2Si, (Al)+(Si)+y+8+Mg2Si
и (Al)+(Si)+8+e+Mg2Si. Такому распределению могут соответствовать
4 нонвариантные реакции, приведенные в табл. 5.16 и отраженные в
виде точек на политермической диаграмме (рис. 5.7, б).
Таблица 5.16. Нонвариантные реакции в системе Al—Си—Mg—Ni—Si
с участием алюминиевого и кремниевого твердых растворов
Реакция	Точка на рис. 5.7, б	Состав жилкой фазы, %				Г. °C
		Si	Ni	Си	Mg	
L —»(А1) + (Si) +9 +Q+ у	Е	-6	<1	-28	-2	503-506
L+ Е—> (Al) + (Si) + 8+ Mg.Si	Р,	-10	<1	-12	-3	535-540
L + 8 -> (Al) + (Si) + y+ Mg.Si	Р2	-11	<2	-10	-3	530-535
L + Mg.Si + (Si) -> (Al) +0+ у	Р,	-12	<2	-8	-3	525-530
Таблица 5.17. Моно- и бивариантные реакции в системе
Al—Си—Mg—Ni—Si с участием алюминиевого и кремниевого твердых
растворов
Бивариантные реакции	Область па рис. 5.7, 6	Моновариаптные реакции	Линия на рис. 5.7, б
L —»(AI) + (Si) +9 L—>(AI) + (Si)+C (AI)+(Si) + Mg.Si L -> (AI)+(Si)+y L —> (Al)+(Si)+8 L -»(AI)+(Si)+e	9-е,-E-e, Pt-Pt-E-e, Mg.Si-eР,- Pj- P<-p, Pi-Pi-Pt-E-e, P1-P1-P2-P2 E-Pi-Pi-e.,	L (Al) + (Si) +9 +Q L —»(Al) + (Si) +9 + у L -» (AI)+(Si)+(2+ у L -» (Al) + (Si) +y+ Mg.Si L (Al) + (Si) + 8+ Mg.Si L -»(Al) + (Si) + e+ Mg.Si L+ e—> (Al) + (Si) + 8 L+ 8—> (Al) + (Si) + 8+ у L+ Mg.Si + (Si)—»(Al)+C	Uj	Uj	Uj	c£	о?	cC	о?	Q? L,	L	!-	L	L	L	L	L	L Uj	Uj	cu	cu'	CU	Uj'	cC	cu'	cu’
Нонвариантная эвтектика в пятерной системе, соответствующая
точке Е, по составу и температуре должна мало отличаться от самой
легкоплавкой эвтектики в системе Al—Си—Mg—Si (точка е2 на рис. 5.7,
б). Моно- и бивариантные реакции для предложенного варианта по-
литермической диаграммы системы Al—Си—Mg—Ni—Si (рис. 5.7, б)
соответствуют линиям и областям, как это отмечено в табл. 5.17.
Система Al—Fe-Mg—Ni-Si в области Al—Si сплавов. Поскольку в
промышленных силуминах примесь железа, как правило, присутству-
ет в количестве, достаточном для образования Fe-содержаших фаз, не-
Таблица 5.18. Нонвариаитные реакции в системе Al—Fe— Mg—Ni—Si
с участием алюминиевого и кремниевого твердых растворов
Реакция	Точка на рис. 5.8, б	Состав жидкой фазы, %				Г, °C
		Fe	Mg	Ni	Si	
L —> (AI) т (Si) + Mg.Si +п+е,	Е	<0,15	-3,5	-2	-13	-548
Z.+ р—> (Al) + (Si) + п+ Т	Р,	<0.5	-3	-1	-12	560-565
L т Т —> (Al) + (Si) + п+ е	Р,	<0,5	-3	-1	-12	550-560
вый предполагает равновесие четверного соединения л с фазой е, а
второе — с фазой Т. При выборе первого варианта распределение фа-
зовых областей в твердом состоянии принимает вид, показанный на
рис. 5.8, а. Соответствующая такому распределению политермическая
диаграмма (рис. 5.8, б) предполагает три нонвариаитные реакции: две
перитектические и эвтектическая (табл. 5.18). Эвтектическая реакция
L (Al) + (Si) + Mg?Si + п + е, которая соответствует солидусу боль-
шинства сплавов этой системы, по составу жидкости и температуре, ве-
роятно, должна быть близка нонвариантной эвтектической реакции L —>
—> (Al) + (Si) + MgjSi + е пзсистемы Al-Mg-Ni-Si (точка Свтабл. 5.18).
Моно- и бивариантные реакции, возможные в данной системе по-
сле образования основных фаз (т. е. (А1) и (Si)), приведены в табл. 5.19.
Следует отметить, что из-за неполного протекания перитектических
реакций общее количество фаз может быть больше пяти, что под-
тверждают экспериментальные данные [65].
Система Al—Cu—Fe—Ni—Si в области Al—Si сплавов. Наиболее веро-
ятное распределение фазовых областей в системе Al—Cu—Fe—Ni—Si
предполагает равновесие между соединением Ти фазой 0, следствием
чего является наличие четырех пятифазных областей, как это показа-
Таблица 5.19. Моно- ибивариантныереакции всистеме Al—Fe—Mg—Ni—Si
с участием алюминиевого и кремниевого твердых растворов
Бивариантные реакции	Область на рис. 5.8, б	Моновариантные реакции	Линия па рис. 5.8, о
L —> (Al)+(Si)+р L —>(А1) + (Si)+ п £-» (AI)+(Si) + Mg.Si L -»(AI)+(Si)+E L -> (Al)+(Si)+T	И-	гп	? J?	1	ста	1 । -? 'tn	I 1	Т	।	н 1	Ы	Л	-о	1 “О 1 Т 'т 4 J 71 F 4	L-> (Al) +(Si) + Mg.Si +e (AI)+(Si) + Mg,Si+n L-> (Al)+(Si) +£ +n L-> (Al)H-(Si) +E+T L-> (Al)-t-(Si) +п +T L+$—> (AI)+(Si)+T	uj uj uj с£‘ <£ <£ 1 L I, I । । 4, а. цу <С о?
Таблица 5.20. Нонвариаптные реакции в системе Al—Си—Fe—Ni—Si
с участием алюминиевого и кремниевого твердых растворов
Реакция	Точка на рис. 5.9, б	Сослан жилкой фазы. %				Г, °C
		Fe	Si	Со	Ni	
L (А1)т (Si) тетг+у	Е	<0.5	-5	-30	-1	515-520
L+ г-> (Л1) " (Si) 5т Т	Р,	<0,5	-3	-16	-4	540-550
1. + 5— (Л1) " (Si) туг Т	Р,	<0,5	-4	-22	-2	530-540
L т р _> (А1)т (Si) тет Т	Р,	<0.5	-5	-28	<1	520—525
Таблица 5.21. Моно- и бивариантные реакции в системе Al—Си—Fe—Ni—Si
с участием алюминиевого и кремниевого твердых растворов
Бивариантные реакции	Область па pue. 5.9, 6	Mоновариантные реакции	Линия на рис. 5.9. б
L —>(Al)+(Si) • 0	0—e:~ P;— E—e,	£ (Al) т (Si) то ту	е,-Е
L -> (AI)T(SiH р	[i-p,-Pr-e:	£ —> (Al) т (Si) то т p	с,-Р>
£ —»(AI)T(Si)- Г	P:~e,~P,-P:-F.-P,	£-> (AI)+(Si)+0+T	Р,-Е
£ —»(AI)T(Si) • у	Ct-E-P;	£ -»(Al) -t (Si) тут £	Р:-Е
£ -> (AI)T(Si) i 5	P^P.-P.-P,	L —> (Al) + (Si) + 5+7“	Р,~Р:
£ -> (Al) ‘(Si)-f	t'-Pr-P'-e,	£ -» (Al) + (Si) + c- T	е:-Р,
		L т e—»(Al) " (Si) + 5	Р!~Р,
		£ з 5-> (Al) + (Si) т 5+ у	Р:-Р.-
		£ т p_> (Al) - (Si) т T	Р..-Р,
зы должна быть близка нонвариантым эвтектическим реакциям из си-
стем Al-Cu-Ni-Si и Al-Cu-Fe-Si (см. табл. 5.7 и 5.9), которые в свою
очередь близки трои ной эвтектике из системы А1—Си—Si (табл. 4.3).
В реальных условиях подавление перитектических реакций может
приводить к появлению «лишних» фаз. В частности, если состав спла-
ва попадает в область е—/?|—/>|—(рис. 5.9, г7), то в литой структуре
возможно присутствие всех трех Ni-содержаши.х фаз (е, 5 и у).
5.3.	Эвтектические Ni-содержащие силумины
Равновесный фазовый состав поршневых силуминов при низком
содержании примеси железа вытекает из диаграммы Al-Cu-Mg-Ni-Si
(см. рис. 5.7). Для анализа влияния двух компонентов можно восполь-
зоваться изотермическими сечениями при 13 % Si и 300 °C (рис. 5.10),

Таблица 5.22. Фазовый состав сплава АК12ММгН при 500 °C, рассчи-
танный по программе Thermo-Calc
Фаза	См'	Qe	Химический состав, % (мае.)							
			AI	Si	Fe	Си	Mg	Ми	Zn	Ni
(AI)	83.88	83.08	97.51	0.82	<0.01	1,10	0.42	0.02	0.11	<0.01
(Si)	10.97	12.59	0.00	100	0.00	0.00	0.00	0.00	0.00	0.00
А1|Д FcMn) ,Si;	0,75	0,56	61.09	8.72	13,39	1.33	0.00	15.00	0.00	0.00
Mg.Si	0.48	0.68	0.00	36,62	0,00	0.00	63.38	0.00	0,00	0,00
AI.,FeNi	3.92	3.09	67,66	0.00	7.27	0.00	0.00	0.00	0.00	25,06
Сплав 'Доля фа ii	100 1. с'с (Mi	100 с.). -'До	Оси. 1я фазь	11.92 . гс (об	0.39 ).	0,93	0.66	0.13	0.09	0.99
Таблица 5.23. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава
АК12ММгН при 200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	Cm1	Or’	Химический состав. pc (мае.)				
			Al	Si	Cu	Mg	Zn
(Al)	96.86	97.33	99.77	<0.01	0.10	<0,01	0.13
(Si)	0.45	0.53	0.00	100	0.00	0.00	0.00
AI.Cu	1.35	0.84	46.02	0.01	53.95	0.00	0.15
AI,Cu.MgkSi,.	1.34	1.30	21.59	26.96	20.34	31.11	0.00
(Al).’	100	100	97.51	0.S2	1.10	0.42	0.1 1
'Доля фазы. С/с (мае.). :Доля (разы. гс (об.). ’Пересыщенный (AI) после закалки
с 500 "С.
В результате неравновесной кристаллизации фазовый состав этого
сплава усложняется, а интервал кристаллизации расширяется, что по-
казано на рис. 5.15. Влитом состоянии основной структурной состав-
ляющей является алюминиево-кремниевая эвтектика, внутри кото-
рой в световом микроскопе сложно увидеть включения других фаз, в
частности железистых (рис. 5.16, «). При содержании кремния на
верхнем пределе и при наличии модифицирующей добавки фосфора
в структуре этих силуминов следует ожидать значительного количест-
ва первичных кристаллов (Si).
Из-за высокого для силуминов содержания магния в сплавах
АК12М2МгН и АК12ММгН присутствуют скелетообразные части-
цы фазы MgjSi, а также четверного соединения AlsFeMgiSi6. Медь
входит в состав фаз AI5Cu2Mg8Si6
и AhCu, при этом количество по-
следней в сплаве АК12ММгН
очень мало. Часть меди и магния
растворяется в (А1), что приводит
к упрочнению, особенно сущест-
венному после термообработки
TI, главным образом за счет вто-
ричных выделений метастабиль-
ных модификаций фаз Mg2Si и
AI6Cu2Mg8Si5. Для идентифика-
ции вышеуказанных фаз реко-
мендуется использовать сканиру-
ющую электронную микроско-
пию, хотя из-за образования
сложных скоплений разных час-
тиц (рис. 5.16, б) и этот метод не
всегда достаточен (требуется ми-
крорентгеноспектральный анализ).
Легче всего выявляются частицы
Mg2Si, имеющие в СЭМ черный
контраст, что позволяет их отличать
от других фаз, которые светлее алю-
миниевой матрицы (рис. 5.16, в).
В силумине АК12М2МгН, который
содержит марганец в качестве ле-
гирующего компонента, следует
ожидать значительного количест-
ва частиц фазы Al|5(FeMn)3Si2
как эвтектического, так и пер-
вичного происхождения.
Минимальные механические
свойства поршневых силуминов,
приведенные в табл. 5.24, показы-
вают, что последние характеризу-
ются низкой пластичностью и не-
Рис. 5.15. Зависимость массовой до-
ли твердых фаз от температуры в спла-
вах АК12ММгН (а), АК18(б)и /М135
(в) в процессе неравновесной кристал-
лизации
5.4.	Заэвтектические поршневые силумины
Фазовый состав заэвтектических силуминов практически не от-
личается от фазового состава сплавов типа АК12ММгН и в твердом
состоянии может быть проанализирован с помощью изотермичес-
ких разрезов, показанных на рис. 5.10, 5.12 и 5.13. Последователь-
ность реакций кристаллизации при низком содержании железа так-
же можно проследить по рис. 5.11, принимая во внимание, что пер-
вично кристаллизуется (Si), затем эвтектика (Al)+(Si), а далее — ос-
тальные реакции, в зависимости от соотношения между медью, маг-
нием и никелем.
Сплав АК21М2,5Н2,5 содержит более 20 % Si, т. е. является типич-
ным заэвтектическим силумином, однако, кроме кремниевой фазы,
при содержании примеси железа на верхнем пределе первично может
кристаллизоваться и соединение Al9FeNi. Именно эти первичные
кристаллы позволяют легко отличить по структуре сплав
АК21М2,5Н2,5 от других стандартных силуминов [15]. Остальные
элементы структуры примерно такие же, как и в других поршневых
силуминах: алюминиево-кремниевая эвтектика и частицы фаз
AljCibMggSie и АЬСи. Образование силицида магния маловероятно.
Сплав АК21М2,5Н2,5 отличается высокой твердостью, в том числе
при повышенных температурах, из-за высокой объемной доли избы-
точных фаз его пластичность очень мала, в то же время у него наи-
меньший среди всех стандартных литейных сплавов коэффициент
термического расширения. Сплав изготовляют из первичных и вто-
ричных материалов, его выплавка существенно более трудоемка по
сравнению с другими силуминами: необходимо вводить большое ко-
личество труднорастворимого первичного кремния при температуре
выше 800 °C. Применяется для производства тяжелонагруженных
поршней, к которым предъявляются повышенные требования по жа-
ропрочности и линейному расширению.
Значительное количество первичных кристаллов кремниевой фазы
имеют также и силумины с небольшой «заэвтектичностыо». Примером
могут быть сплавы FM120, FM113 н FM135, содержащие до -14 % Si (см.
табл. 5.1). Как и большинство других поршневых силуминов, они со-
держат около 1 % Ni и 1 % Mg, различаясь, главным образом, по ме-
ди. При низкой концентрации примеси железа их равновесный фазо-
вый состав в твердом состоянии может быть проанализирован с помо-
щью изотермических сечений, показанных на рис. 5.10. Как видно из
этих сечений, медь оказывает сильное влияние на их фазовый состав.
В частности, в сплаве FM\20 силицид магния является равновесной
фазой, а в сплаве FM135 - нет.
Характер кристаллизации этих сплавов тоже должен быть различ-
ным, что вытекает из политермического разреза диаграммы
Al—Си—Mg—Ni—Si при 13 % Si, 1 % Mg и 1 % Ni (см. рис. 5.10, в). Этот
разрез, имеющий сложное строение с большим количеством фазовых
областей и четырьмя нонвариантными горизонталями, хорошо согла-
суется с экспериментальными данными [65].
В качестве примера анализируется сплав FM135, который содер-
жит много меди (см. табл. 5.1), поэтому в нем даже в равновесных ус-
ловиях должна кристаллизоваться нонвариантная эвтектика L —> (Л1) +
+ (Si) + 9 + Q + у. Так как отношение Си : Ni достаточно велико, то со-
став сплава FM\35, вероятно, попадает в область р2 - Р2 - Р2 - Е - et
(рис. 5.7, о). Из этого вытекает, что никель должен входить в состав
только одной фазы у, которая образуется по эвтектическим реакциям
(см. табл. 5.10, 5.11).
Исходя из того, что в равновесном состоянии сплав АЛЛ 35 (при
отсутствии железа) должен иметь 5 фаз, объемные доли (QF) послед-
них можно рассчитать с использованием данных по их составу и
плотности (см. табл. 1.4) по методике [10]. Расчетные значения Q,
для низких температур, когда концентрации меди, магния и кремния
в (AI) пренебрежимо малы, приведены в табл. 5.25. Эти значения по-
казывают, что Qi кремниевой фазы составляет менее 2/3 от обшей
объемной доли, т. е. доля других фаз весьма существенна. С помощью
расчета можно также выявить влияние меди на Qi-разпы.х фаз при по-
стоянных концентрациях Si. Ni и Mg (см. рис. 5.14), т. е. что дает воз-
можность на количественном уровне сравнить сплавы FM\20, FM\ 13
и АЛЛ 35.
Поскольку реальная структура сплава /3/135 содержит «лишнюю»
фазу Mg2Si, то расчет ее максимгътьного количества также требует рас-
Таблица 5.25. Расчетные значения объемных долей фаз сплавов системы
.41—Си—Mg—Ni—Si, содержащих 12 % Si и I % Mg
Состояние1	Концентрация в ciLiaue. сс		Доли фаз (0, ). % (об.)2					
	Си	Ni	(Si)	0	Q	Y	Л/	Сумма
P	5	1	13.3	1.4	3	3.5	-	21.2
H	5	1	13,5	1.7	1.9	3,5	0.54	21.1
P	3.8	1	13.2	0	3	3.5	-	19.7
н	5	1.36	13.4	0	3	4.8	-	21.2
1 P и H -	равновесное и неравновесное состояния.; При 20 °C.							
Таблица 5.26. Фазовый состав сплава АК18 при 500 °C, рассчитанный по
программе Thertno-Calc
Фаза	Ом'	Q,:	Химический состав. % (мае.)							
			Al	Si	Fe	Си	Mg	Мп	Zn	Ni
(AI)	77,75	76,24	97,54	0,82	<0,01	1,11	0,43	0,01	0,07	<0,01
(Si)	16.62	18,89	0,00	100	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00
Al ,s( FeM n),Si,	0,43	0,32	61,11	8,24	15,33	1,35	0.00	13,53	0.00	0.00
Mg,Si	0,58	0,82	0,00	36,62	0.00	0,00	63,38	0,00	0,00	0.00
AljFeMg^i,,	0,54	0,51	42,07	32.84	10,88	0,00	14,21	0,00	0.00	0,00
Al5Cu,MgKSi„	0,30	0,29	21,59	26,96	0,00	20,34	31,11	0,00	0,00	0,00
AI,FeNi	3,77	2,94	67,70	0,00	8,32	0,00	0,00	0,00	0,00	23,98
Силан	100	100	Осп.	17,77	0,44	0,93	0,87	0,07	0,06	0,91
'Доля фазы, % (мае.). -’Доля фазы, % (об.).
Таблица 5.27. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава АК18 при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	Ом’	0F	Химический состав. % (мае.)				
			AI	Si	Си	Mg	Zn
(Al)	96,86	97,33	99,77	<0,01	0,10	<0,01	0.13
(Si)	0,44	0,52	0,00	100	0,00	0,00	0,00
Al,Си	1,36	0.85	46,02	0,01	53,95	0,00	0,15
AlsCu,MgxSib	1.34	1,31	21,59	26,96	20,34	31,11	0.00
(Al).’	100	100	97.54	0,82	1,11	0,43	0,07
'Доля фазы, с 500 °C.	ai (мае.). -’Доля фазы, % (об.). ’Пересышеппый (AI) после закалки						
Глава 6
ЛИТЕЙНЫЕ И ДЕФОРМИРУЕМЫЕ СПЛАВЫ
С МЕДЬЮ
В данной главе рассматриваются термически упрочняемые спла-
вы, в которых главным легирующим компонентом является медь
(табл. 6.1 и 6.2). Их можно условно разделить на четыре подгруппы.
К первой относятся сплавы на базе системы AI—Си (без магния и
кремния): литейные сплавы типа АМ5 (ЛЛ224) и деформируемые ти-
па 1201 (Л/12219). Ко второй — сплавы на базе системы Al—Cu—Mg (ду-
ралюмины): как правило, это деформируемые сплавы типа Д16
(А42024), но есть несколько американских литейных сплавов (напри-
мер, Л/1206). К третьей подгруппе принадлежат деформируемые спла-
вы на базе системы Al-Cu-Mg-Si типа АК8 (/L42014). В отдельную
(четвертую) подгруппу следует выделить сплавы с никелем: деформи-
руемые типа АК4-1 (А42618) и литейные типа АЛЗЗ. Сплавы послед-
них двух подгрупп рассматриваются вместе, поскольку они имеют об-
щее назначение (их иногда называют ковочными дуралюминами).
Общей чертой сплавов, которые рассматриваются в данной главе, яв-
ляется то, что основные фазы-упрочнители, образующиеся при старе-
нии, содержат медь. Прежде всего это метастабильные модификации
фаз АЬСи (0' и 0") и AKCuMg (S' и S").
Таблица 6.1. Химический состав некоторых литейных сплавов на основе
системы А1—Си
Марка1	Химический состав, %					
	Си	Мп	Mg	Si	Fe	Другие
АМ5	4,5-5,3	0,6-1	0,05	0,3	0,2	Ti
АМ4,5Кд	4,5-5,!	0,35-0,8	0,05	0,2	0,15	Ti, Cd
44224.0	4,5-5,5	0,2-0,5	-	0,06	0,1	-
44201.0	4-5	0,2-0,4	0.15-0,35	0,05	0,1	Ag
ТОСТ 1583-93 и 44.						
Таблица 6.2. Химический состав некоторых деформируемых сплавов на
основе системы А1—Си
Марка'	Химический состав, %					
	Си	Мп	Mg	Si	Fc	Другие
1201	5,8-6,8	0,2-0,4	0,02	0,2	0,3	Ti, Zr, V
Д1	3.5-4.5	0.4-1	0,4-0,8	0,2-0,8	0,7	
Д16	3.8-4,9	0,3-0.9	1,2-1,8	0,5	0,5	
Д16ч	3.8-4,9	0,3-0,9	1,2-1,8	0,2	0,3	
Д19ч	3.8-4,3	0.4-0,9	1,7-2,3	0,2	0,3	Be
AK4-I	1.9-2,7	0,2	1,2-1,8	0,35	0,8-1,4	Ni0,8-1.4
А Кб	1.8-2,6	0,4-0,8	0,4-0,8	0,7-1.2	0,7	
АК8	3,9-5	0,4-1	0,2-0,8	0.5-1.2	0.7	
/1/42219	5,8-6.8	0.2-0.4	0,02	0,2	0,3	Ti. Zr, V
/1/12224	3.8-4,4	0.3-0,9	1,2-1,8	0,12	0.15	
/1/12214	3.9-5	0.4-1,2	0,2-0,8	0,5-1.2	0,3	
.4.42618	1.9-2.7	-	1.3-1,8	0,1-0,25	0,9-1,3	NiO.9-1,2
'ГОСТ 1583-93. ГОСТ4784-9			нАА.			
6.1. Общие особенности фазового состава
В сплавах данного типа, кроме меди, могут присутствовать следу-
ющие легирующие элементы и примеси: магний, марганец, титан,
цирконий, никель, железо, кремний, реже хром, ванадий, кадмий и
серебро. Их влияние на фазовый состав рассматривается ниже.
Медь распределяется между (А1) и другими фазами (табл. 6.3), в за-
висимости от состава сплава. Оптимизация общей концентрации ме-
ди в последнем случае представляется непростой задачей, требующей
анализа соответствующих многокомпонентных диаграмм состояния.
Оптимальная концентрация меди в классических сплавах 1-й под-
группы типа АМ5 составляет около 5 %, а температура нагрева под за-
калку около 540 °C, что прямо вытекает из двойной диаграммы (рис.
1.4). При наличии других элементов (в частности, магния и кремния)
предельная растворимость Си в (А1) снижается. Обычно присутствие
в структуре Cu-содержащих фаз кристаллизационного происхожде-
ния является нежелательным.
Магний является вторым (после меди) легирующим компонентом
в дуралюминах (типа Д16), его максимальная концентрация достига-
Таблица 6.3. Распределение легирующих элементов между алюминиевой
матрицей и избыточными фазами в сплавах на основе системы А1—Си
Фазы	Легирующий элемент					
	Cu	Mg	Ми	Fe	Si	Ni
(AI)	+	Аиоминиевая матрице 1 + 1 +		1 -	+	-
AhCu	+	Вторичные	выделения			
AhCuMg	+		-	-	-	-
Mg,Si	-	_1_	-	-	+	-
AI6Cu;MgBSil	+		-	-	+	-
(Si)	-	-	-	-	+	-
Al;,>0'11,1X411,	+	-	+	-	-	-
AI,,Mn,Si,	+	-	-	-	+	-
AI„Mn	-	-		-	-	-
AI,Zr	-	-	+-	-	-	-
Al-Cr	-	-	-	-	-	-
AI,Ti	-	-	-	-	-	-
AI,Cu	Фазы кри	ста.пизацио	того прои	схождения		
AhCuMg	+	+	-	-	-	-
(Si)	—	—	—	—	—	—
AkFeSi	+	+	-	-	-	-
AhFe,Si	+	+	-	-	-	-
AI|S(Fe.Mn),Si,	+	+	+	—	-	-
AMFe.Mii.Cu) AI,FeNi	—	+		—	—	
AhCu,Fe	+	-	—	+	-	-
AI-Cu,Ni	—	-	-	+	-	-
AI,(Ni.Cu),	-	-	-	+	-	-
Mg,Si	+	-	-	-	+	-
AhClbMgsSis	+	-	-	+	+	-
ет - 2,5 %. Магний образует с медью фазу Al2CuMg, которая при не-
равновесной кристаллизации выделяется в составе тройной эвтекти-
ки (AI)+AI2Cu+Al2CuMg при 505-507 °C, что существенно расширяет
интервал кристаллизации (по сравнению со сплавами типа АМ5). Ли-
тейные свойства, и без магния низкие, становятся совсем плохими,
поэтому дуралюмины не годятся для аргонно-дуговой сварки. При
наличии кремния возможно также образование фаз Mg2Si и
A^CibMgjjSis, как это следует из диаграммы состояния Al—Си— Mg— Si
(см. рис. 4.2). Последние могут иметь как эвтектическое, так и вто-
ричное происхождение.
Марганец присутствует во многих А1—Си сплавах в количестве до
1% и в таком количестве может полностью входить при кристаллиза-
ции в состав (А1). При нагреве под закалку практически весь марганец
выделяется из (А1) в виде дисперсоидов А120Си3Мп2, которые положи-
тельно влияют на прочность при повышенных температурах. Наличие
других элементов (Ni, Fe и Si) может привести к образованию разных
Mn-содержащих фаз эвтектического происхождения (см. табл. 6.1),
что, как правило, нежелательно, поскольку это приводит к снижению
концентрации этого элемента в алюминиевой матрице.
Никель при введении совместно с железом в соотношении -1 : 1 (в
частности, в сплавах типа АК4-1) образует фазу Al9FeNi, которая по-
ложительно влияет на жаропрочность. При низком содержании желе-
за возможно появление фаз AI6Cu3Ni или Al3(Ni,Cu)2, которые также
относятся к группе наиболее жаропрочных. Это отражено в составе
некоторых промышленных сплавов (например, АЛЗЗ). Однако обра-
зование этих соединений сопровождается снижением концентрации
меди в алюминиевой матрице, что снижает прочностные свойства
при комнатной температуре.
Железо, образуя фазы с марганцем, кремнием, никелем и самой
медью, может существенно влиять на структуру, что и определяет не-
обходимость анализа его влияния, так как железо является главной
примесью в промышленных Al-Си сплавах (наряду с кремнием).
Включения железа (за исключением фазы Al9FeNi) отрицательно вли-
яют на механические свойства, особенно на пластичность, ударную
вязкость и другие характеристики конструкционной прочности [16].
Литейные свойства гораздо менее чувствительны к примеси этого
элемента. Примесь железа часто очень строго ограничивают, напри-
мер в американском сплаве ЛЛ224.2 допускается не более 0,04 % [2].
Кремний является одним из основных компонентов в деформируе-
мых сплавах типа АК8 (АА2214). В эти сплавы его вводят в количестве
до -1,5 %, чтобы большая часть при закалке перешла в (А1), а при ста-
рении выделилась в составе фаз-упрочнителей (в частности, метаста-
бильных модификаций фаз Mg2Si и Al6Cu2Mg8Si5). В качестве малой
добавки (до 0,3 %) кремний присутствует в сплавах типа АК.4-1
(ЛЛ2618), не оказывая значительного влияния на фазовый состав. Но
в большинстве случаев этот элемент представляет собой вредную при-
месь, предельное содержание которой жестко ограничивают. Напри-
мер, в американском литейном сплаве /1/1224.2 допускается не более
0,02 % Si (см. приложение 1).
Остальные легирующие элементы (они используется в основном
как малые добавки) практически не сказываются на фазовом составе
А1—Си сплавов. Титан измельчает зерно первичных кристаллов (А1);
кадмий и серебро повышают эффект дисперсионного твердения,
хром, цирконий и ванадий наряду с марганцем образуют дисперсоиды,
что положительно сказывается на характеристиках жаропрочности.
Наиболее вероятное распределение всех вышеперечисленных эле-
ментов между алюминиевой матрицей и фазами кристаллизационно-
го происхождения приведено в табл. 6.1. Видно, что в состав алюми-
ниевой матрицы может входить, кроме меди, достаточно большой на-
бор элементов, количество эвтектических фаз также велико. Для про-
гнозирования фазового состава многокомпонентных сплавов целесо-
образно использовать соответствующие фазовые диаграммы, постро-
енные в области А1—Си.
6.2. Основные диаграммы состояния
Система Al—Си—Mg. Эта система является основой так называемых
дуралюминов, которые чаше используются в качестве деформируемых
сплавов. Ввиду ее важности диаграмма состояния Al—Си—Mg доста-
точно хорошо изучена [1—5]. Наиболее общепринятый вариант этой
тройной диаграммы в области алюминиевого угла приведен на рис.
6.1. Согласно этому варианту, происходит несколько нон- и моновари-
антных реакций с участием (AI), которые приведены в табл. 6.4 и 6.5.
В равновесии с алюминиевым твердым раствором находятся двой-
ные фазы АЬСи и Al8Mg5 и тройные фазы AbCuMg (5) и AlbCuMg^ (Т).
Значения предельной растворимости меди и магния в (А1) в вершинах
трехфазных областей (AI)+Al2Cu+Al2CuMg, (Al)+Al2CuMg+AlbCuMg4
и (AI)+AlsMg5+AI6CuMg4 при разных температурах приведены в табл.
6.6. Наличие частично квазибинарного разреза AI—5 позволяет разде-
лить алюминиевый угол диаграммы на две части: А1-5-А12Си и
А1—5—AlsMg5. Составы всех промышленных сплавов, рассматривае-
мых в данной главе, попадают в первую.
Соединение AbCuMg (46 % Си, 17 % Mg) характеризуется узкой обла-
стью гомогенности. Оно имеет орторомбическую решетку (пространст-
венная группа Стет, 16 атомов на элементарную ячейку) с параметрами
а = 0,401 нм, b = 0,925 нм, с = 0,715 нм. Расчетная плотность фазы 3,55
г/см-1, микротвердость при 20 °C 4,44 ГПа, а 1-часовая микротвердость
при 300 °C 2,22 ГПа [2, 5]. Соединение AlhCuMgj (22-27 % Си, 27,5-30 %
Таблица 6.5. Моновариантные реакции в системе Al—Cu—Mg с участием (А1)
Реакция	Линия на рис. 6.1, a	T, °C
L ->(Al) + А1,Си	e i~Et	548-507
L -»(Al) + AbCuMg	е^—Е) и er P	518-507 и 518-467
L —> (Al) + AI,,CuMg4	P-E:	467-449
L -> (Al) + AI,Mg5	e,-E:	450-449
Таблица 6.6. Совместная растворимость меди и магния в (А1) [5]
T, °C	(Al) +AI2Cu +AbCuMg		(Al) +AbCuMg +AI(jCuMg4		(Al) +AlgMg5 + Al(,QiMg4	
	Cu. cc	Mg. T	Cu. ci	Mg. %	Cu. T	Mg, °C
450	2.0-2.6	0.6-1.1	0.3-0.35	8.5	0,3	10,5
400	1.4-1.8	0.4-0.8	0.2-0,3	7.4	0.2	9.2-9.5
350	0.9	0.5	0.1	6.2	0.1	7.6
300	0.6	0.2	0.1	5.0	0.1	5.6
Метастабильные модификации фаз АЬСи (0' и 0") и AbCuMg (S')
обеспечивают значительный эффект дисперсионного твердения
при распаде пересыщенного (А1). в том числе и при естественном
старении.
Система Al—Си—Мп. С помощью фазовой диаграммы А1—Си—Мп
можно корректно проанализировать фазовый состав жаропрочных
сплавов типа АМ5 (приложение 1). Поскольку влияние марганца
весьма существенно, использование только двойной диаграммы
AI—Си недостаточно.
В алюминиевом углу системы А1—Си—Мп (рис. 6.2) в равновесии с
алюминиевым твердым раствором находятся фазы А12Си, А16Мп и
тройное соединение Т (Al2UCu2Mn3 или А1,2СиМп2) [2, 5]. Нонвари-
антные реакции этой системы в области, богатой алюминием, приве-
дены в табл. 6.7.
Тройное соединение (его иногда обозначают Т) имеет область го-
могенности 12,8-19 % Си и 19,8-24 % Мп. В пределах этой области
возможны две формулы: Al20Cu2Mn3 (15,3 % Си, 19,8 % Мп) и
А1|2СиМп2 (12,8 % Си, 22,1 % Мп). Это соединение имеет орторомби-
ческую структуру с параметрами а = 2,411 нм, b = 1,251 нм, с = 7,71 нм
[5], а его плотность составляет 3,59 г/см3.
В фазе Al2Cu растворяется до 0,1 % Мп, а в соединении А16Мп -
около 0,2 % Си. Значения совместной растворимости меди и марган-
ца в (А1) при разных температурах приведены в табл. 6.8.
Таблица 6.9. Нонвариаитные реакции в алюминиевом углу системы
A)—Fe—Си
Реакции	Точка на рис. 6.3, a	T,“C	Состав фаз, %			
			L		(Al)	
			Cu	Fe	Cu	Fe
L + AhFe —> (Al) + Al6(FeCu)	P,	620	10,8	1,4	1.5	0,03
L+Al„(FeCu)-> (Al) + AljCu,Fe	P,	590	20,0	1,0	3,0	0,02
L -»(Al) + AI,Cu + AI7Cu,Fe	E	545	32,5	0,3	5,3	0,03
Таблица 6.10. Моновариантные реакции в алюминиевом углу системы
Al—Fe—Си с участием (А1)
Реакция	Точка па puc. 6.3, a	T,"C
L -> (Al) + AI,Fe	e,~ P,	655-620
L -»(Al) + Al,,(FeCu)	P,~ Л	620-590
/.-> (AI)+AI;Cu,Fe	A- E	590-545
L —> (Al) + Al.Cu	е,— E	548-545
Таблица 6.11. Растворимость меди и железа в твердом алюминии
в вершинах трехфазных областей
T, °C	(Al) a AhCu + AljFeCib		(Al) + AI6(FeCu) + AI’FcCih		(Al) +AI,Fe +AI6(FeCu)	
	Cu. %	Fe. %	Cu, %	Fe, %	Cu, %	Fe, %
552	5.65	0.018	2,00	0,015	0,60	0.013
527	5.00	0,012	1,75	0,010	0,50	0,009
502	4.00	0,005	1,50	0,005	0,40	0,006
477	3.30	0,003	1,00	0,003	0,30	0,003
452	2.56	0.002	0.80	0,002	0,23	0,002
427	1,50	0,001	0,58	0,001	0,19	0,001
Фаза Al7FeCu2 (36,9 % Си, 16,2 % Fe), обозначаемая так же как
P(FeCu) и /V, имеет достаточно широкую область гомогенности: 29-39 %
Си и 12-20 % Fe [2, 5]. Структура этой фазы принадлежит к тетраго-
нальной сингонии (пространственная группа Р4/тпс, 40 атомов в эле-
ментарной ячейке) с параметрами а = 0,6336 нм, с = 1,4879 нм и плот-
ностью 4,3 г/см3.
Система Al—Cu—Mg—Мп. Несмотря на важность этой системы для
подавляющего большинства дуралюминов, она мало изучена. Приве-
денные в литературе [2, 5] изображения проекция ликвидуса (рис. 6.4,
а) и распределения фаз в твердом состоянии (рис. 6.4, б), а также ре-
Таблица 6.12. Нопвариантные реакции в алюминиевом углу системы
Al—Си—Mg—Мп
Реакции	Точка па рис. 6.4, 6	Состав жидкости, %			T.°C
		Си	Mg	Si	
L-> (Al) + AI2Cu + Al.CuMg + AljcCibMtij	E,	-32	-6	-0.5	-503
L + Al,,Mn -> (Al) +• AI.CuMg + А12||Си2Мп,	P>	-	-	-	-
L + AICu.Mg-» (Al) + AI,,CuMgj+ AI6Mn	P,	-10	-25	-0.3	-467
Z. -»(Al) + AI6CuMgq + All„(MgMn),+ AI„Mg5	£,	-2.5	-30	-0.2	-447
L + AI,,Mn-> (Al) +AI6CuMgj + AI|„(MgMll),	A	<2.5	<32	<0,2	-
Таблица 6.13. Моно- и бивариантные реакции в алюминиевом углу системы
A)-Cu-Mg-Mn с участием (AI)
Бивариантные реакции	Область iш рис. 6.4, 6	Моновариантные реакции	Линия па рис. 6.4, б
L-> (Al) + AljCu L-> (Al) +AI;CuMg L—> AljoCTijMll, Z.-» (Al) + AI6Mn L -> (AI)+AI6CuMgq L->(AI)+AI,„( MgMn), L -> (Al)+ AIKMgs	"l Ju?	_	<	a? L	i	L,	L	y'	°T Uj	Q	1	°*	Q 	1	Ц 1	I	a?	L	i Ь	iC	i	«	u?	L	L, i 1 a? L 7 a-' ? 5- Ш U f < < <	L-»(AI) +AI,Cu +AI,CuMg L->(A1) + AI2Cu+AI2()Cu2Mn, Z.-»(AI)+AI2CuMg+AI2„Cu2Mn3 Z_—»(AI) +AI6CuMgq+AI|ll(MgMn)1 L -»(Al)+AI|„(MgMn)1 + AlHMg5 L -> (Al) +AlhCuMg4 + AIHMg, L -»(AI)+AI2CuMg+MnAl(, Z.-»(AI)+AI6CuMg4 + MnAI6 L + Al6Mn-»(AI) + AI2i)Ch,Mii, L + AI,.Mn—> (Al)+ Al,„(MgMn)3 L + AlCu,Mg-> (Al) + AI6CuMgj	Uj	Lq*	Uj Uj	Uj‘ Cjq‘	О»	оЗ	О»	Q?	Q»’ L	i, L L. L L, L k L L, L г»	Ci.ci.ci.
В сплавах с большим содержанием магния возможно полное связыва-
ние меди в фазу 5, что предполагает появление фазы А16Мп. В реаль-
ности (т. е. с учетом отклонения от равновесности) анализ фазового
состава сплавов этой четверной системы существенно сложнее по
сравнению с системой Al-Cu-Mg, что в значительной мере обуслов-
лено низкой диффузией марганца в (А1).
Система Al—Си—Fe—Mg. Фазовая диаграмма этой системы позво-
ляет анализировать влияние примеси железа на фазовый состав дура-
люминов при низком содержании кремния и марганца. Без анализа
этой четверной диаграммы невозможно проанализироть пятикомпо-
нентные системы, в частности Al—Си—Fe—Mg—Si.
Таблица 6.14. Нонвариантные реакции в алюминиевом углу системы
Al-Cu-Fe—Mg
Реакция	Точка на рие. 6.5, 6	T^C	Состав жидкоеni, %		
			Cu	Fe	Mg
L т Д' —> (Al) + D + S	P,	<517	25	<1	<5
L—> (Al) + AI.Cu + ;V+ 5	E,	505	33	0,3	5
Z. + S —> (Al) г О + T	P,	465	10	<1	20-25
L + D —> (Al) + Al^Fe + T	P,	450	5	<1	25-30
(Al) + AliFe + AlKMgs + T	E,	445	2	0,1	33
(Al) + ,V+ S1	e5	<517	-24	<1	-10
'Квазитройная реакция. Фазы: 5- Al2CuMg; T- AUCuMgj; N - AI.Cu, AI„(FeCu).					Fe: D-
можные в четверной системе нон-, моно- и бивариантные реакции
приведены втабл. 6.14, 6.15 и 6.16 соответственно.
Поскольку концентрация железа в жидкой фазе, участвующей в
пятифазных реакциях, мала (см. табл. 6.14), все моновариантные ли-
нии этой диаграммы проходят вблизи стороны AI2C11—AlsMg5, соот-
ветствующей тройной системе Al-Cu—Mg (рис. 6.5, о). Из рис. 6.5, а
следует, что добавление небольшого количества железа к тройным ду-
ралюминам с фазовым составом (Al)+ AI2Cu+S (т. е. типа Д16) может
Таблица 6.15. Моновариантные реакции в четверных сплавах системы
Al—Cu-Fe-Mg
Реакция	Линия на рис. 6.5, б	T, l'C
L-> (Al) + AlsMg5+ T	е,— Е,	449-445
L + .S —> (Al) + T	РгР’	467-465
+ AI.Cu + 5	e,-E,	507-500
L (Al) + AI.Cu + N	64—Ey	545-500
L + D—> (Al) + N	Pl-Pj	590-517
L + AI,Fe->(AI) + D	Р2-Р1	620-450
L -> (Al) + AIHMg5 + AI.Fe	c —Et	450-445
£_> (Al) + T + AI,Fe	P,-E,	450-445
L -> (Al) + T+ D	P.r-P,	465-450
L-»(M) + S+ D	P.,~P>	5S7-465
L —> (Al) + 5" + N	e^-P,	518-517
	e^E,	517-500
Таблица 6.16. Бивариантные реакции в четверных сплавах системы
A)—Cu—Fe—Mg
Реакция		Область на рис. 6.5. 6	T, "C
L -»	(Al) + AI„Mg,		450-445
L	(Al) + T	e:-p,~ P2-PrEi	467-445
	(Al) + 5	p ,-e ,- E:-er- P.i- P’	515-465
L ->	(Al) + AhCu	AljCu-t’j— Ei-e,	448-500
	(Al) + D	P.-Р,- P’-Pj-P,	620-450
L	(Al) + N	Pi-Pj-e^Ej-t.^	590-500
L ->	(Al) + Al,Fe	AI>Fe-e,-£Pi~p2	655-445
привести к появлению только одной фазы AlyCioFe. С другой сторо-
ны в сплавах типа Д19 (т. е. фазовой области (А1)+5) железо может
привести также к образованию фазы Alb(FeCu).
Система Al—Cu—Fe—Мп. Фазовая диаграмма этой! системы позво-
ляет анализировать влияние примеси железа на фазовый состав спла-
вов типа АМ5 и 1201 при низком содержании примеси кремния. Без
анализа этой четверной диаграммы невозможно проанализировать
большинство практически важных пятикомпонентных систем с учас-
тием марганца.
В алюминиевом углу системы Al—Fe—Си—Мп истинные четверные
фазы не образуются, однако, благодаря изоморфности фаз А16Мп и
Alb(FeCu), между ними формируется неограниченный ряд твердых
растворов, обозначаемый как (AlCu)6(FeCuMn) [2, 5]. Строение этой
диаграммы показано на рис. 6.6.
Кроме трех- и четырехфазных реакций в четверной системе идут
две нонвариаитные пятифазные реакции (табл. 6.17—6.19). Необходи-
мо также заметить, что моновариантная линия е3—р3 (рис. 6.6, о) ме-
няет свой характер от эвтектического в точке е3 (Z. —> (Al) + Al3Fe +
AlbMn) до перитектического в точкер} (L + Al3Fe -> (Al) + Al6(FeCu)).
Поданным [2], кристаллы (AlCu)b(FeCuMn), выделенные из спла-
ва, содержащего 7,76 % Си, 0,75 % Мп и 1,5 % Fe, имели орторомби-
ческую решетку с параметрами а = 0,7473 нм, b = 0,6452 нм, с = 0,8794
нм. Эти значения хорошо согласуются с параметрами кристалличес-
кой решетки фаз А16Мп и A16(FeCu).
Согласно распределению фазовых областей в твердом состоянии
(рис. 6.6, а), добавление железа в сплавы типа АМ5, имеющие фазо-
вый состав (AB+AFCu+AboCuiMn;), приводит к появлению фазы
Al7FeCu2. Однако при значительной концентрации этого элемента
возможно образование и другой Fe-содержащей фазы, а именно
Таблица 6.17. Нонвариаитные реакции в четверных сплавах системы
Al—Cu—Fe—Мп
Реакция	Точка па рис. 6.6, 6	Состав жидкости, %			T,°C
		Cu	Mu	Fe	
L—>(AI)+AI,CiiJ-AI-FeCu; +AI,„Cu,Mn1 L + (AICii),,(Cii FeMn)->(AI)+AI7Cu,Fe+ ^-AljoCiijMih	E P	31-33 15-20	<0.5 <1	<0.5 <1	>537 <587
Таблица 6.18. Моновариантные реакции в четверных сплавах системы
Al—Cu—Fe—Мп
Реакция	Линия на рис. 6.6. б	Т, "С
L —>(AI) + AhCu + AI-FeCu,	е.-Е	545-537
L —>( (AI) + AhCu + Ah„CuA1iii	е,-Е	547—537
L —>( (Al) + AhFcCib-r AI^CibMn,	Р-Е	587-537
L - AI(,Mu' -»( (Al) + AhpCu.Mlii	Р,-Р	616-587
L - AI„Mn'-»((Al) + Al-FeCu,	Р’-Р	590-587
L ->( (Al) + AljFe Al(.Mn‘	t'.'-P.:	654
		620
'(AICuMCuFeMu).		
Таблица 6.19. Бивариантные реакции в четверных сплавах системы
AJ-Cu-Fe—Мп
Реакция	Область па рис. 6.6, 6	T,°C
£.-»( (Al) + AhCu	AI.Cu-Cj— E —e.	548-537
L —>( (AI) А121|Си;Мп,	ei-E-P-p,	616-537
L —>( (Al) + AljFeCu,	С’-Рг-Р-Е	590-537
L ->( (Al) + AkMn'	AhMn -Pi—P-P;—Pr-e,	658-587
L ->( (Al) + AI,Fe	AI,Fe- e,-p,	655-620
1 (AlCu),,(CuFeMn).		
Система Al—Си—Мп—Si. Диаграмма состояния этой четверной си-
стемы требуется для анализа влияния кремния на фазовый состав
сплавов типа АМ5 и 1201 при низком содержании примеси железа.
Кроме того, эта четверная диаграмма необходима при анализе более
сложных систем, в частности Al-Cu-Fe—Mn—Si.
Таблица 6.20. Нонвариантные реакции в четверных сплавах системы
A)—Si—Си—Мп
Реакция	Точка па рис. 6.7, б	Состав жидкости, %			Т.°С
		Си	Ми	Si	
Z.->(AI)+AI,Cu+(Si)+AI|5MiijSi;	Е	-25	-1	-5	-517
L+AboCihMih-jlAO+AbCu+AIisMnjSii	Р:	-20	-1	-3	-547
/.+А1(,Мп->(А1)+А1,0СигМП)+А1|5Мп351,	Р,	-15	-1.5	-4	-597
Таблица 6.21. Моновариантные реакции в четверных сплавах системы
A)—Si—Си—Мп
Реакция	Линия на рис. 6.7, 6	Г, "С
L->(AI)+Al;Cu+(Si)	е.'-Е	525-517
L->(Al) + AI,Cii -f-AI|SMn,Si,	Р,-Е	547-517
L—>(Al)+(Si)+Al|5MiijSi,	е.-Е	574-517
Z.—>( Al) + AIS)Cii,Mnj + AlijMiijSi,	Р,-Р’	597-547
Z.—»(Al) + АЬСн + А1.ч,СигМП)	е,~Р:	447,5-547
L + Al,,Mn-»(A1) + AI,„CibMn,	Pi-Pi	616-597
L + AI6Mn-»(Al) + AJ,5Mii-,Sh	Pj-P,	64S-497
Таблица 6.22. Бивариантные реакции в четверных сплавах системы
A)—Si—Си—Мп
Реакция	Область на рис. 6.7, 6	Г. °C
Z.—>(A1)+AI2Cu	А1,Си-е;-£-<?_.	548-517
L->(Al)+(Si)	(Si)-е,- Е- е_,	577-517
L->(Al)+Al]5Mii)Si,	Pr-Pi-Pt-E- е.	649-517
L->(AI)+Al6Mn	А1„Мп-р:-Рг Pi	658-597
/.->(А1)+А12,,Си,МП)	Pi-Рг- Pr- е.	616-547
скал диаграмма (рис. 6.7, б) имеют предположительный характер.
Нон-, моно- и бивариантные реакции кристаллизации приведены в
табл. 6.20, 6.21 и 6.22 соответственно.
В равновесии с (А1) и А12Си, т. е. в области составов типа АМ5 и
1201, могут находиться только фазы Al|5Mn3Si2 и (Si) (см. рис. 6.7, а).
Кремний, по-видимому, снижает растворимость марганца в (А1) по
сравнению с тройной системой А1—Си—Мп (см. табл. 6.8).
Таблица 6.23. Нонвариаптные реакции в четверных сплавах системы
А)—Си—Fe—Ni
Реакция	Точка на рис. 6.8, о	Состав жидкости, %			T,°C
		Си	Ni	Fe	
L—>(Al)+/\l.Cu+AI7FeCu<-AKCu4Ni	E	-32	-1	<0.5	-545
£+/\ljFe—*( AD+AluFcNi+AlfttCuFe)	P,				
L +Al6(CuFc) —»(AI)+AL)FeNi+ AI-FeCiu	P:				
Z. -*• AI,CuNi—>(AI)+AI,FeNi + AI7Cii4Ni	P,	-22		<0.5	-589
Z. AI,\i^(AIHAI„FeNi+AI;CuNi	P4	-16	-4	<0,5	-629
L Al,FeNi -»(AI)+AI,FeCu,+AI?Cu4Ni	P,	-32	-1	<0.5	-550
При этом было принято во внимание, что, согласно [2], фазы АЬСи и
AlqFeNi не могут находиться в равновесии друг с другом. Значитель-
ное число промежуточных фаз и сложность тропных систем опреде-
ляют еще более сложное строение данной четверной диаграммы, в ко-
торой предполагается наличие 6 четырехфазных областей (рис. 6.8, и)
и 6 нонвариантных реакций! (рис. 6.8, б и табл. 6.18).
Из рис. 6.8, а следует, что добавление никеля и железа в А1-Си
сплавы, независимо от их соотношения, должно приводить к образо-
ванию фаз Al-CiijFe и AI-CiqNi из соответствующих тройных систем.
С другой стороны, полагая, что концентрации железа и никеля в точке
Таблица 6.24. Моновариантные реакции в четверных сплавах системы
Al—Си—Fe—Ni
Реакция	Линия иа рис. 6.8. 6
/.->( AD+Al.Cu-^AI-FeCu,	e,-E
Z.—>(AI)+Al-Cu ‘Al-Cu4Ni	e:-E
L—>l AI)-AI-FeCu, ‘-.AI-Cu4Ni	P<-E
L -»(AI)+AI.,FeNi-‘-AI-Cu4Ni	PP>
L + AI>CuNi-»(AI)^AI-Cu4Ni	P--P:
L ->(A!)-LAI.,FeNi+AI-.CuNi	P4-P,
L - AliNi-»(AI)-AllCuNi	P4-P.
L -4AI)J‘Al,FeNi+AI,Ni	e,-P4
Z.~AIiFe->(AI)+AI„FeNi	p-P,
/.-AljFe—>(Al)4-AI,,(CuFe)	Pi-Pi
Z.-»(AI)+AI,FeNi+Alf.(CuFe)	Р,~Рг
L +AI(,(CuFe)—>(AI)+ AFFeCih	P.-P;
L—>( Al)+AI,,Fe Ni + AI-FeCu,	P.-P>
Таблица 6.25. Бивариантные реакции в четверных сплавах системы
Al-Cu-Fe-Ni
Реакция	Область на рис. 6.8, 6
L—>(А1) + Al,Си L -HAD + AIjCiijNi L -HAD +Al,CuNi L -HAD + Al,Ni L —И Al) + AI,FeNi L -HAD +Al,Fe L -HAD + AI6(CuFe) L —>(AI) + AI-FcCu,	°T 1	L	<	L	L	L	I CJ	CC	I	0,	a,’	O,	|	Л- L,	L	°-	L	L	L	<'	i a.	1	v	<'	5	i	Lu —	L	s.	.1	1	J.	».' L О	a.	L	Z	<C	u.	Lv —1	L.	—	I	—	s. L. i_
Р5 (рис. 6.8, б), вероятно, низки (примерно, как и в точках е2 и трой-
ных систем Al—Cu—Ni и Al—Cu—Fe), то возможное присутствие фазы
AkjFeNi можно объяснить неполным протеканием данной перитекти-
ческой реакции (см. табл. 6.23).
Если рассмотреть добавление небольших количеств меди в сплавы
системы Al—Fe—Ni, то возможных вариантов фазового состава даже
для равновесных условий становится больше, так как в равновесии с
соединениием Al9FeNi находятся сразу четыре Си-содержащие фазы
(см. рис. 6.8, а).
Система Al—Cu—Fe—Mg—Si в области Al—Си сплавов. Согласно чет-
верным фазовым диаграммам Al —Fe—Cu—Si, Al —Fe—Си —Mg и
Al—Си—Mg—Si, в равновесии с (Al) и Al2Cu могут быть следующие фа-
зы: AI7FeCu2, AhCuMg, AlsFeSi, Mg2Si, Al5Cu2Mg8Si6 и (Si). Распреде-
ление фазовых областей этой пятерной системы и политермическая
проекция в области алюминиевомедных сплавов, поданным [5], при-
ведены на рис. 6.9. Согласно ему, в системе Al—Cu—Fe—Mg—Si имеет-
ся 6 пятифазных областей в твердом состоянии (рис. 6.9, а) и 6 шести-
фазных реакций кристаллизации (рис. 6.9, б, табл. 6.26) с участием
фаз (AI) и А12Си. Предложенный вариант предполагает наличие ква-
зичетверного сечения и соответствующей пятифазной нонвариант-
ной эвтектической реакции. Моно- и бивариантные реакции в пяти-
компонентных сплавах этой системы приведены в табл. 6.27 и 6.28.
Система Al—Fe—Си—Мп—Si в области А1—Си сплавов. Строение дан-
ной пятикомпонентной системы было предложено в работе [5] на ос-
нове анализа соответствующих четверных диаграмм, согласно кото-
рому в равновесии с (А1) и А12Си могут находиться следующие фазы:
(Si), Al7FeCu2, А120СизМп2, Al5FeSi и Al,5(FeMn)jSi2. Из этого вытека-
ет наличие трех шестифазных областей и трех нонвариантных реак-
ций (эвтектической и двух перитектических) с участием фаз (А1) и
Таблица 6.26. Нонвариаитные реакции кристаллизации в сплавах системы
Al-Cu—Fe-Mg-Si с участием фаз (А1) и А12Си
Реакция	Точка на рис. 6.9, б	Состав жидкости, %				Т, °C
		Си	Fe	Мр	Si	
L-> (Al)+Al,Cu+Mg,Si+AI7Cu,Fe+ +Al,CuMg	Е,	-33	<0,3	-5	<0,3	-500
L—»(AI)+AliCu+(Si)+ л+ Q	е2	-28	<0,2	-2	-6	-505
Z.->(Al)+AI,Cu+Mg2Si+AI7Cti,Fel	Е,	-23	<0,3	-10	-2	-515
L+AljCibFe—»(Al) + AhCu + Mg2Si + +jt	Р,	-	-	-	-	-
L+Al7Cu,Fe->(AI)+CuAl, +Al5FeSi+n	Р,	-27	<0,3	<1	-4	-530
Z + Mg,Si -»(Al)+AI,Cu+n+(?	Р,	-30	<0,3	-3	-3	-510
Z.+AI5FCS1—»(Al) + CuAl2+(Si)+ л	Р4	-27	<0,3	<2	<5	-520
'В квазичетверном сечении. Фазь	: л - AlnFeMgjSis, Q		- Al5Cu,MgHSis			
Таблица 6.27. Моновариаитные реакции в системе Al—Fe—Cu—Mg—Si
с участием фаз (А1) и А12Си
Реакции	Липин на рис. 6.9. 6
6-» (Al)+AI,Cu+AhCu,Fe+Al,CuMg Z—» (AI)+Al.,Cu+Mg,Si+Al,CuMg L—> (Al)+AI,Cu + Mg,Si+AI;Cu,Fe L—>(Al)+Al,Cu+(Si)+ л 6—>(Al)+AljCu+(Si)+ Q 6->(А1)+А1,Си+л+С L—»(Al)+Al,Cu+(Si)+AlsFeSi Z—> (Al) + AhCu + Mg,Si +л L+Al;Cu, Fe->( Al )+CuAh +AlsFeSi Z. + Mg,Si ->(Al)+AI,Cu+C	Ci-E, e2-E, E,-E. и E,-Pt p<-e2 e,-E, p2-e, e<-P2 P,~P2 P2-Pj Pi~P2
Таблица 6.28. Бивариантные реакции в системе Al—Fe—Cu—Mg—Si
с участием фаз (А1) и Д12Си
Реакции	Области на рис. 6.9, б
L-> (AI)+Al2Cu+Al2CuMg L—> (Al)+Al,Cu+Al7Cu,Fe Z.-» (AI)+Al2Cu+Mg,Si Z.—>(Al)+AI2Cu+(Si) Z.->(Al)+AI2Cu+n Z.->(A1)+AI2Cu+ q L—»(A1)+ A12Cu +AlsFeSi	Al2CuMg -e2-E,-ei AI7Cu2Fe-e,—Pi—P2-p2 Mg2Si-p,-/’2-/’;- ££,- e2 P2-P,-P2-E2-P4 Pi-Ci~E2-P2 р2-Р.,-Р4-е2
Таблица 6.29. Нонвариаптные реакции кристаллизации в сплавах систе-
мы Al— Fe—Си—Мп-Si с участием фаз (А1) и А12Си
Реакция	Точка на рис. 6.10, б	Состав жидкости, %				Т, °C
		Си	Fe	Мп,	Si	
L—>(Al)+Al2Cii+(Si)+Al5FcSi +	Е	-25	-0,4	-1	-5	-516
+AI|5(FeMn)JSi; Z.+Al7Cu,Fe-»(Al)+AI,Cu + +AlsFeSi +All5(FeMn)JSi!;	Р2	-25	-0,4		-4	-533
L+AIjnCihMri,-» (Al)+AI,Cu+ +AI1S( FeMnhSb + AljCiiiFe	Р,	-20	-0,3	-1	-3	-546
Таблица 6.30. Моновариантные реакции в системе Al-Fe-Cu—Mn—Si
с участием фаз (А1) и А12Си
Реакции	Линии па рис. 6.10, б
L—»(AI)+Al,Qi+(Si)+AI5FeSi L—>(AI)+Al2Cu+(Si)+All5(FeMn)JSi2 Z.->(AI)+Al2Cu+AI5FeSi+Al15(FeMn)3Si2 L —>(AI)+Al2Cu+AI2(,Cu3Mn, +AI7Cu,Fe L -»(Al) +AI,Cu +AI;Cu2Fe+Al|5(FeMn),Si2; Z.+Ala,CiijMn2-> (AI)+AljCu+ AI|5(FeMn)3Si2 Z.+AI,Cu,Fe->(AI)+AI2Cu+Al5FeSi	er-E е2-Е Р,-Е е,-Р, Р,~Р2 Pi-Pi Р1-Р2
Таблица 6.31. Бивариантные реакции в системе Al—Fe—Си—Мп—Si
с участием фаз (А1) и Д12Си
Реакции	Области на рис. 6.10. б
L—>(AI)+AI,Cu+(Si) L—>(Al)+AI2Cu+Al5FeSi L—>( Al)+Al,Qi+Al ,5( FcM n)3Si, L —>(Al)+AI,Cu ++Al7Cu,Fe L—»(Al)+AI,Cu + Al2llCu2Mn3	(SO-Cr-f'-e, Pj-Pi-E-e., Рг-Р^Рт-Е-е, M-,C\.\2Fi-ei-Pl-P2-p2 Al2l,Cu2Mn3-p i-Pi-e,
ным реакциям, по-видимому, должны располагаться вблизи кремни-
евого угла, как это показано на рис. 6.10, б. Моно- и бивариантные ре-
акции в области Al-Cu сплавов приведены в табл. 6.30 и 6.31.
Как следует из рис. 6.10, а, наличие примесей Fe и Si в сплавах ти-
па АМ5 и 1201 должно привести (в равновесных условиях) к появле-
нию фазы Al,5(FeМn)3Si2, а также одной из двух фаз: Al7Cu2Fe или (Si)
(в зависимости от соотношения между железом и кремнием).
Система Al—Cu—Mg—Мп—Si в области Al—Cu сплавов. Данная пяти-
компонентная необходима прежде всего для анализа сплавов типа АК8
(/1/12214), в которых все 4 легирующих компонента (медь, кремний, маг-
ний и марганец) оказывают существенное влияние на фазовый состав.
Согласно [5], в равновесии с (AI) и A12Cli могут находиться следующие
фазы: AbCuMg, (Si), Al20Cu3Mn2, Al|5Mn3Si2, Mg2Si и Al5Cu2MgsSi6.
Распределение фазовых областей в твердом состоянии показывает
наличие четырех пятифазных областей, причем все с фазой Al15Мn3Si2
(рис. 6.11, а). Политермическая диаграмма данной системы показана
на рис. 6.11, б, а реакции кристаллизации приведены в табл. 6.27, 6.28
и 6.29. Из рис. 6.11, о вытекает наличие квазитройного сечения и со-
ответствующих реакций (табл. 6.32-6.34).
Таблица 6.32. Нонвариантные реакции кристаллизации в сплавах систе-
мы Al—Cu—Mg—Мп—Si с участием фаз (А1) и А12Си
Реакция	Точка па рис. 6.11,6	Состав жидкости, %				T,°C
		Si	Cu	Mg	Mu	
Z.-»(Al)+AI,Cu+(Si)+£)+All5Mii1Si,	£)	-6	-28	-2	-1	-505
Z.+Mg,Si-»(AI)-rAI,Cu+£)+AI|5MnjSi,	P,	-3	-31	-3	-1	-511
Z.-»(AI)+AI,Cu + AI.„Cu, Мп, + + Mg_,Si + Al ,5M n,Si.		-o,3	-30	-7	-1	-500
Z.+5->(AI)+AI_,Cu + Mg,Si т AI,0Cu, Mil,	A	-0,4	-30	-6	-1	-502
П p и м e ч а н и e. Q - AljCu.MgsSi,,, S	- AI.CuMg.					
Таблица 6.33. Моновариантные реакции кристаллизации в сплавах систе-
мы Al—Cu—Mg—Мп—Si с участием фаз (А1) и А12Си
Реакция	Линия па рис. 6.11.6	Т.°С
Z—> (Al) + AI.Cu + (Si) + AljCu,MgsSi6		507-505
Z.—> (Al) + ALCu + (Si) + Al।sMn;Si,	е^Е,	517-505
L —>(Al) + AI.Cu + AljCu.MggSi,, + AI|SMn3Si,	Р,-Е,	511-505
6-» (Al) + AI.Cu + AI.CuMg + Mg.Si	е:-Р,	505-500
L —>(Al) + AI.Cu + AI.CuMg + Al.oCu.Miij	е,-Р:	503-502
L —> (Al) + AI.Cu + AI|5MlljSi. + AI.CuMg	Р:-Е_	502-500
L + Mg.Si —> (Al) + AI.Cu +AI5Cii,MgsSi(,	Pi-Pi	512-511
L + Al.oCu.Mn,-»(Al) + AI.Cu + AlisMn.Si, 1	Р:-Е:	547-502
L —»AI) + AI.Cu + Mg.Si + AI|5MiijSi,	е~Е2 и	514-500
— » —	е-Р,	514—511
1 Может перейти в эвтектическую реакцию.		
Таблица 6.34. Бивариантные реакции кристаллизации в сплавах системы
Al—Cu—Mg—Mn—Si с участием фаз (А1) и А12Си
Реакция	Область па рис. 6.11, б	Т, °C
L—> (Al) + Abdi + (Si)	(Si)-е,- Е,-е4	525-505
7—> (Al) + AI,Cu + Al5Cu,MgHSi(,	Pi—Pi—Ei—ei	512-505
L —>(Al) + AI,Cu + Al,5Mn,Si,	Р:~ег~ Pi-Cf-Р;	547-505
L —> (Al) + AI,Cli + AhCuMg	Al,Cu Mg-e,- Р:-е,	505-499
L —> (Al) + AI,Cu + Mg,Si	Р !~?2 —	~ Л	515-499
L —» (Al) + AhCu + Al,„Cu,Mn;	AI,|,Cli; М пу-р,-Р:-ег	547-514
6.3. Литейные сплавы типа АМ5
и деформируемые сплавы типа 1201
Составы характерных промышленных сплавов, рассматриваемых в
данном разделе, приведены в табл. 6.1. Наилучший комплекс механи-
ческих свойств достигается на композиции А1-5 %, Си—1 % Мп при
минимальном содержании примесей, особенно Fe, Si и Mg [13).
Именно такой композиции отвечает состав стандартного сплава АМ5.
Некоторые марки А1—Си сплавов содержат также малые добавки.
В частности сплав АМ4,5Кд, самый прочный среди стандартных (по
ГОСТу 1583-93), имеет в своем составе кадмий. Деформируемые
сплавы типа 1201 мало отличаются от литейных по составу.
Это классические термически упрочняемые сплавы, что обуслов-
лено большим эффектом дисперсионного твердения при распаде (А1)
в процессе старения за счет зон ГП когерентных 0' и частично коге-
рентных дисперсных выделений 0"(СиА12)-фазы. Малые добавки ту-
гоплавких переходных металлов (Mn, Ti, Cr, Zr и др.) способствуют
дополнительному упрочнению А1—Си сплавов при комнатной и осо-
бенно повышенных температурах благодаря дисперсоидам, образую-
щимся в процессе нагрева под закалку (см. п. 1.4). В деформируемых
сплавах типа 1201 эти дисперсоиды выполняют также функцию анти-
рекристаллизаторов.
Все сплавы, приведенные в табл. 6.1, можно отнести (с некото-
рым допущением относительно 1201) к структурной группе (т. е. ти-
па Д', на рис. 1.1, а). Основной их структурной составляющей явля-
ется Al-твердый раствор, первично кристаллизующийся из жидкос-
ти и содержащий до - 5 % Си, а также десятые доли процента малых
добавок и примесей. Объемная и массовая доля избыточных фаз эв-
тектического происхождения невелика, что обеспечивает высокую
пластичность. Их способность к дисперсионному упрочнению
выше, чем у силуминов. Однако полный и эффективный интервал
их кристаллизации значительно шире, чем у силуминов. В результа-
те литейные свойства алюминиевомедных сплавов низки, их литье в
металлические формы вызывает большие трудности, и поэтому про-
изводство отливок из них ведется с использованием разовых, подат-
ливых форм.
Содержание меди в сплавах типа 1201 выше предела растворимос-
ти в (AI), поэтому в его структуре всегда присутствует некоторое коли-
чество включений А12Си. С другой стороны, состав алюминиевой ма-
трицы в этих сплавах во всем марочном диапазоне (табл. 6.1) практи-
чески одинаков (в отличие от сплавов типа АМ5).
Фазовый состав сплавов этой подгруппы можно в первом прибли-
жении проанализировать и по двойной диаграмме А1—Си (см. рис.
1.4). из которой вытекает оптимальная температура нагрева под за-
калку — - 540 °C. Но поскольку все эти сплавы содержат добавку мар-
ганца (см. табл. 6.1), то для более корректного анализа следует ис-
пользовать тройную диаграмму А1—Си—Мп (см. рис. 6.2), которую и
следует считать базовой. Характерные изотермические и политемиче-
ские сечения этой диаграммы приведены на рис. 6.12.
В частности, изотермическое сечение при 540 °C (рис. 6.12, а) по-
казывает, что сплав АМ5 в процессе нагрева под закалку должен стать
двухфазным ((А1)+А12ОСи2Мп3). На микроструктурном уровне это оз-
начает, что неравновесные эвтектические включения фазы А12Си
должны раствориться в (AI), а фаза AI2OCu2Mn3, наоборот, выделиться
из (AI) в виде дисперсоидов. С другой стороны, из сечения при 200 °C
(рис. 6.12, о) следует, что после старения сплав АМ5 становится трех-
фазным ((Al)+Al20Cu2Mn3+Al2Cu). Это соответствует образованию
вторичных выделений А12Си. Сплав 1201 ив закаленном и в состарен-
ном состоянии является трехфазным.
Реакции кристаллизации и фазовый состав данных сплавов при
разных температурах можно проследить с помощью политермических
разрезов, приведенных на рис. 6.12, в, г.
Хотя сплавы АМ5 и 1201 имеют строгие ограничения по примесям
железа и кремния (см. табл. 6.1), последние даже в небольшом коли-
честве могут оказать заметное влияние на фазовый состав. Раздельное
влияние этих примесей можно проследить с помощью разрезов соот-
ветствующих четверных систем (рис. 6.13 и 6.14). Изотермический и
политермический разрезы системы Al—Cu—Fe—Мп при 5 % Си пока-
зывают, что одна примесь железа (без кремния), независимо от содер-
жания марганца, может привести к образованию только одной фазы
Al7Cu2Fe. Влияние кремния сложнее, поскольку этот элемент может
О 0.5	1.0	1.5 2.0	2,5 3.0
,	Мп. %
Рис. 6.16. Расчетные зависимости объемной доли фаз в сплавах типа АМ5 и
1201 при 200 °C:
а - 5 % Си; б - 0,5 % Мп
отражает изменение доли твердых фаз в сплавах АМ5 и 1201 (а это в
основном (А1)) в процессе неравновесной кристаллизации.
Фазовый состав сплава АМ5 среднего состава при температуре на-
грева под закалку приведен в табл. 6.35, а состав алюминиевой матри-
цы этого сплава при температуре старения — в табл. 6.36. Результаты
аналогичного расчета значений (?м и (?гдля сплава 1201 показаны в
табл. 6.37 и 6.38.
Сплавы типа АМ5 и 1201 гомогенизируют при 530—540 °C (для
первых эта термообработка совмещается с нагревом под закалку).
Основная цель этой операции — полное растворение неравновес-
ной фазы АЬСи эвтектического происхождения, которая присутст-
вует влитых отливках и слитках (рис. 6.18). Закалку (как отливок,
так и слитков) проводят с 530-540 °C и подвергают старению на
максимальную прочность при 170-180 °C (Тб). В случае длитель-
Рис. 6.17. Зависимость массовой доли твердых фаз от температуры в сплавах
A1VI5 (а) и 1201 (б) в процессе неравновесной кристаллизации
Таблица 6.35. Фазовый состав сплава АМ5 при 540 °C, рассчитанный по
программе Thermo-Calc
Фаза	Ом'	О.2	Химический состав, % (мае.)					
			AI	Си	Мп	Fe	Si	Ti
(AI)	96,05	97,11	95.08	4,39	0,21	0.003	0,10	0.21
Л1,,(Fe М п) ,Si,	0.03	0.03	62,30	1,42	17,23	11,53	7.51	0,00
AI-CtbFe	0.95	0.60	50.80	34,18	0,00	15,02	0.00	0,00
Al,„Cu;M lb	2.96	2.25	64.90	15,28	19,82	0,00	0,00	0,00
Сплав	100	100	Осп.	5,00	8,00	0,15	0,10	0.2
'Доля фазы, % (мае.). ;Доля фазы			% (об.).					
Таблица 6.36. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава АМ5 при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	Cm1	Qr	Химический состав, % (мае.)					
			Al	Си	Mn	Fe	Si	Ti
(Al)	90,77	93,85	99,87	0,10	<0,01	<0,01	<0,01	0,02
(Si)	0,02	0,03	0,00	0,00	0,00	0,00	100,00	0,00
AhCu	7,94	5,10	46,02	53.98	0,00	0,00	0,01	0,00
AI,Ti	0,52	0,44	62,83	0,00	0,00	0,00	0,00	37,17
Al15(FeMn)1Si2	0.74	0.58	60,62	1,41	28,22	0,40	9,35	0,00
(Al),'	100	100	95,08	4.39	0,21	0.003	0.10	0.21
'Доля фазы, % (мае.). -’Доля фазы, % (об.). 'Пересыщенный (AI) после закитки
с 460 °C.
ного использования при повышенных температурах рекомендуется
перестаривание по режиму Т7 (250 °C, 10 ч). Сплавы типа АМ5 ис-
пользуют также в закаленном состоянии без искусственного старе-
ния (Т4), что позволяет получить более высокие значения пластич-
ности при снижении прочностных свойств. Жестко регламентиро-
ванные примеси железа и кремния (< 0,2—0,3 %) входят, как прави-
ло, в состав фазы Al15(Fe,Мn^Sij эвтектического происхождения. В
структуре гомогенизированных слитков и деформированных полу-
фабрикатов сплава 1201 всегда присутствует некоторое количество
включения фазы А12Си эвтектического происхождения (рис. 6.19).
Основные области применения сплавов типа АМ5 и 1201: аэроко-
смический комплекс и оборонная промышленность. Литейные алю-
миниевомедные сплавы относительно широко используются в тех
случаях, когда требуются литые детали с высоким уровнем механиче-
ских свойств при комнатной и повышенных температурах. Из них из-
готовляют высококачественные литые детали, применяемые в авиа-
строении, работающие до 300 °C, а также для силовых деталей, рабо-
тающих при комнатных и пониженных температурах с высокими ви-
брационными нагрузками. Данные, приведенные в табл. 6.39, нагляд-
но демонстрируют преимущества А1—Си сплавов перед силуминами
(см. гл. 3-5) по всему комплексу механических свойств. Сплав
АМ4,5Кд является самым прочным среди стандартных литейных
сплавов, приведенных в ГОСТ 1583-93.
Сплавы типа 1201 (/1/12219) применяют в основном в авиастрое-
нии, в частности в конструкциях, где, кроме высокой прочности, при
комнатной температуре требуется хорошая свариваемость и жаро-
прочность. Из них делают все виды деформируемых полуфабрикатов:
листы, плиты, профили, штамповки, поковки, трубы и др. Механиче-
ские свойства сплава 1201 после закалки и старения по режиму Т1
приведены в табл. 6.40.
Таблица 6.40. Типичные механические свойства деформируемого
сплава 1201
Сплав	Полуфабрикат	с„. МПа	с0,. МПа	8, %	о_|, МПа
I20ITI*	Прессованные профили	430	300	13	130
*Т1 (см.	табл. 1.8) в долевом направлении.				
6.4. Деформируемые сплавы типа Д16 (дуралюмины)
Дуралюмины являются наиболее старыми алюминиевыми сплава-
ми, однако и в настоящее время они широко применяются в качестве
конструкционного материала, особенно в авиации. Типичным пред-
ставителем «классических» дуралюминов является сплав Д16 (амери-
канский аналог/1/12024), содержащий в среднем 4,3 % Си, 1,5 % Mg,
0,6 % Мп (см. табл. 6.2). Сплавы этой группы обладают хорошим со-
четанием прочности и пластичности, но имеют при этом невысокую
коррозионную стойкость. В связи с этим для них часто используют за-
щитные покрытия в виде технического алюминия или оксидные, по-
лучаемые по различным технологиям, например анодированием.
Фазовый состав дуралюминов в первом приближении можно про-
анализировать по диаграмме состояния Al—Си—Mg (см. рис. 6.1), хотя
более корректно — по четверным и пятерным диаграммам (с учетом
марганца, железа и кремния). Изотермический разрез этой тройной ди-
аграммы при 500 °C (рис. 6.20, а) показывает, что классические дуралю-
мины располагаются вблизи границы однофазной области, т. е. они со-
ответствуют структурному типу Л) (см. рис. 1.1,6). При 200 °C они по-
падают в фазовую область (А1) + 5+0 или (А1) + 5, что вытекает из рис.
6.20, б. Из этого следует, что в процессе старения в дуралюминах обяза-
тельно образуются вторичные выделения фазы 5(или 5') и это отлича-
ет их от сплавов типа 1201, рассмотренных в предыдущем разделе.
Отличительной чертой дуралюминов является очень узкий диапа-
зон допустимых температур нагрева под закалку, что вытекает из по-
литермических разрезов (рис. 6.20, в, г). Перегрев свыше оптималь-
ной температуры приводит к пережогу, а недогрев — к неполному рас-
творению меди и магния в (А1).
Подавляющее число современных дуралюминов содержат добавку
марганца, поэтому для наиболее корректного анализа их фазового со-
става следует использовать диаграмму Al—Си—Mg—Мп (см. рис. 6.4).
Некоторые сечения этой четверной диаграммы приведены на рис.
6.21. Из них, в частности, следует, что в сплаве Д16 марганец может
образовывать не только фазу AboCibMnj, но и А16Мп.Чем больше маг-
ния в сплаве, тем больше последней фазы, поскольку медь преимуще-
ственно связывается в фазу 5.
Влияние примесей железа и кремния на фазовый состав дуралю-
минов можно проследить по изотермическому сечению диаграммы
Al-Cu-Fe-Mg-Mn-Si при 4,3 % Си, 1,5 % Mg, 0,6 % Мп и 500 °C
(рис. 6.22). Из него видно, что эти примеси в зависимости от их соот-
ношения могут приводить к появлению следующих фаз: Al7CibFe, (Si)
и Al 15(FeMnJjSii.
Таблица 6.41. Фазовый состав сплава Д16ч при 500 °C, рассчитанный по
программе Thermo-Calc
Фаза	(2 м'	Qv-	Химический состав, % (мае.)					
			Al	Си	Mg	Мп	Fe	Si
(AI)	96.72	97,60	94,39	3.88	1,55	0,12	0.002	0,05
AI,s(FcMn);Si;	0.71	0,54	62.46	0,93	0.0	17,19	12.01	7,39
AI-CibFe	0,76	0.48	50.80	34,18	0.00	0,00	15,02	0,00
Al,„Cti;Mn i	I.S2	1.38	64,90	15,28	0.00	19.82	0,00	0,00
Сплав	100	100	Осп.	4,30	1,50	0,60	0.2	0.1
'Доля фазы. гс (мае.). -’Доля фазы. % (об.).
Таблица 6.42. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава Д16ч при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	(2м1	Q,'	Химический состав, Я (мае.)					
			AI	Си	Mg	Мп	Fe	Si
(Al)	91.03	92,96	99.81	0.10	0.08	<0.01	<0,01	<0.01
AI;„CU,Mll;	0.59	0,45	64.90	15.28	0,00	19.82	0,00	0.00
AI.Cu	0.08	0.05	46,01	53,98	0.00	0.00	0.00	<0.01
Al,Л FeMnl.Si;	0.02	0,01	62,94	0.03	0,00	17.59	12.44	6,99
Mg.Si	0,13	0,20	0,00	0,00	63,38	0.00	0.00	36.62
AI.CuMg	8,15	6.33	76.79	0.00	0,00	0,00	6.45	0,00
(Al).'	100	100	94,39	3,88	1.55	0,12	0,002	0.05
'Доля (разы. % (мае.), закалки с 460 °C.		’Доля (разы. (об.). 'Пересыщенный (AI) после						
(AbCii). Большая часть марганца входит в состав дисперсоидов
AljoCibMnj и в эвтектические включения фазы Al15(Fe,Мn^Si^.
Сплав Д1 содержит менее 0,8 % Mg (см. табл. 6.2), поэтому в его
структуре количество фазы 5будет меньше, чем в Д16. Отметим, что в
этом сплаве также имеется добавка кремния. Это делает его более
Таблица 6.43. Типичные механические свойства классических дуралюмипов
Силан1	Полуфабрикат	а,„ МПа	о„,, М Па	8, %	С-	, М Па
Д1	Листы	400	240	20		-
	Прессованные прутки	480	320	14		125
Д16	Листы, плиты	440	330	18		-
	Прессованные прутки	530	400	11		140
Д19	Листы	425	310	18		-
'Т1 (см. табл. 1.8) в долевом направлении.						
6.5. Деформируемые сплавы типа АК8 и АК4-1
Сплавы типа АК8 (/1/12214), которые получили название ковочных
дуралюминов, относятся к системе Al—Cu—Mg-Мп—Si. Составы не-
которых сплавов этой подгруппы приведены в табл. 6.2. Они характе-
ризуются сложным фазовым составом, который может меняться в
пределах марки, что демонстрируют изотермические и политермпче-
ский разрезы этой системы, приведенные на рис. 6.26 и 6.27.
Количественные оценки фазового состава сплава АК8ч в закален-
ном и состаренном состояниях приведены в табл. 6.44 и 6.45. Как вид-
но из табл. 6.44, в закаленном состоянии этот сплав даже при низком
содержании примеси железа (0.2 %) должен содержать около 3 °с (об.)
фазы Al|5(FeMn)iSi2. Это обусловлено наличием в его составе значи-
тельных количеств марганца и кремния (см. табл. 6.2).
После старения алюминиевая матрица сплава АК8ч содержит в ос-
новном две фазы: AhCu и Q (табл. 6.45). Кроме этих фаз в ней должны
присутствовать Mn-содержащие дисперсоиды, которые образуются
при гомогенизации. Расчет показывает наличие фазы Al|5MnjSi2, а не
А120Си2Мпз, как в сплаве Д16 (см. выше). Отметим, что в силуминах,
которые имеют близкий состав алюминивой матрицы, дисперсоиды
практически отсутствуют, так как растворимость переходных метал-
лов в (A1) при высоком кремнии низка (это относится не только к
марганцу, но и к цирконию, хрому и титану).
Интервал кристаллизации сплавов типа AK8 примерно такой же,
как «классических дуралюминов», что демонстрирует зависимость,
показанная на рис. 6.28.
Микроструктура литых слитков сплава АК8 характеризуется нали-
чием достаточно большого количества избыточных фаз, располагаю-
щихся по границам дендритных ячеек (рис. 6.29, «). При малых увели-
Таблица 6.45. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава 2214 при
200 °C, рассчитанный по программе Пегто-Calc
Фаза	(2м'	Q,’	Химический состав, % (мае.)					
			AI	Си	Mg	Мп	Fe	Si
(AI)	91,07	93,66	99,89	0,10	<0,01	<0,01	<0,01	<0,01
Q	1,66	1,66	21,59	20,34	31,11	0,00	0,00	26,96
А1,Си	7,01	4,48	46,02	53,96	0,00	0,00	0,00	0,01
(Si)	0,03	0,04	0,00	0,00	0,00	0,00	0,00	100,00
Al । s( FeM 111)51,	0.22	0,17	60,64	1,48	0.00	27,63	0,92	9,32
(Al),'	100	100	94,69	4,22	0,52	0,06	0,002	0,51
'Доля фазы, % (мае.). -’Доля фазы. % (об.). 'Ilepeci.iineiiiibiii (Al) нос. с 460 С.								е закалки
ским дуралюминам, при этом
медь и магний практически
полностью связаны в фазу 5.
Исходя из особенности
структур сплавов типа АК.4-1,
характеризующейся наличием
эвтектических включений со-
единения Al9FeNi и вторичных
выделении фазы 5, наиболее
показательным для них следу-
ет считать квазитройное сече-
ние Al—AFCuMg—AI9FeNi, по-
казанное на рис. 6.30 [5]. Из
этого сечения вытекает, что в
сплаве АК4-1 доля эвтектики
(Al) + Al9FeNi должна состав-
лять более 50 %, т. е. этот ко-
вочный дуралюмин является
типичным представителем до-
эвтектических сплавов типа АЗ
Рис. 6.28. Зависимость массовой доли
твердых фаз от температуры в сплаве
.4.42214 в процессе неравновесной крис-
таллизации
(см. рис. 1.1, б). Квазитройное сечение также показывает, что интервал
кристаллизации этой эвтектики составляет более 100 °C, а неравновес-
ный солидус соответствует —515 °C, т. е. температуре нонвариантной эв-
тектики L —> (Al) + AFCuMg + AkjFeNi. Расчетные зависимости массовой
доли твердых фаз от температуры в сплаве АК4-1 в процессе неравновес-
ной кристаллизации подтверждают это (рис. 6.31).
Таблица 6.48. Типичные механические свойства ковочных дуралюминов
Силан1	Полуфабрикат	о,„ МПа	а„;, МПа	б, %	а ,(10"), МПа
АК6	Поковки	400	290	12	125
АК8	Поковки	480	380	9	130
А К.4-1	Прессованные профили	420	350	12	120
'TI (см. табл. 1.8) а долевом направлении.					
6.33, в). Иными словами, сплавы данной группы в меньшей степени
склонны к строчечности по сравнению с большинством других де-
формирумых сплавов, в том числе и типа Д16.
Типичные механические свойства ковочных дуралюминов приве-
дены в табл. 6.48. Из нее видно, что при температурах до 200 °C
сплав АК4-1 не имеет преимущества перед другими дуралюминами
(см. табл. 6.43). Однако при 250—300 °C этот сплав является одним
из наиболее прочных, что и определяет основные области его при-
менения. Он используется в основном в авиации в виде штамповок
и поковок, в частности, из него изготавливают поршни авиацион-
ных двигателей. Из сплава АК4-1 можно также делать и другие де-
формированные полуфабрикаты, например листы и прессованные
профили. Отметим, что более прочный ковочный дуралюмин АК8
также используется в основном в авиации, в том числе для ответст-
венных силовых штамповок.
Глава 7
ЛИТЕЙНЫЕ И ДЕФОРМИРУЕМЫЕ МАГНАЛИИ
Литейные и деформируемые сплавы на базе системы Al-Mg (маг-
налии) по структуре относятся к первой структурной группе (сплав А)
на рис. 1.1). Исключение составляют менее распространенные сплавы
с добавкой кремния (только литейные, за редким исключением), в ко-
торых относительно много эвтектики (их следует отнести ко 2-й груп-
пе типа АЗ). Составы некоторых промышленных марок приведены в
табл. 7.1 и 7.2.
Отличительными особенностями магналиев являются высокая
коррозионная стойкость, пластичность и вязкость, хорошая сварива-
емость. Это термически не упрочняемые сплавы, однако при высоких
концентрациях магния (10—12 %) за счет растворного упрочнения
значение sb в закаленном состоянии достигает 350—400 МПа. Предел
текучести у магналиев невысок: даже в наиболее прочном сплаве
АМгЮ он не превышает 200 МПа [14].
Магналии имеют повышенную чувствительность к концентрации
примеси железа, которая возрастает с увеличением концентрации
магния. Для наиболее ответственных отливок требования по примеси
железа (наряду с кремнием) очень строги, в некоторых марках допус-
кается не более 0,05 % Fe (см. табл. 7.1). Это связано с вредным влия-
нием Fe-содержащих фаз не только на механические свойства, но и на
коррозионную стойкость. Марганец, который входит в состав многих
магналиев, частично нейтрализует отрицательное влияние железа.
7.1.	Общие особенности фазового состава
В сплавах рассматриваемой группы, кроме магния, могут присут-
ствовать (в качестве добавок или примесей) марганец, хром, кремний,
железо, медь, цинк, титан, цирконий, бериллий. Влияние этих эле-
ментов на фазовый состав и свойства рассматривается ниже.
Магний при его концентрации до 5-6 % образует при кристаллиза-
ции незначительное количество эвтектической фазы AlsMg5, г. е. он и
в литом состоянии в основном находится в алюминиевой матрице.
Таблица 7.1. Состав некоторых литейных сплавов на основе системы
Al-Mg
Марка1	Концентрации, % (AI - основа)						
	Mg	Мп	Si	Fe-	Си	Zn	Другие
АМг5К	4,5-5,5	0.1-0,4	0,8-1,3	3-0,5; К-0,4;Д—1,5	0,1	0,2	—
АМг5Мп	4,8—6.3	0,4-1	0.3	3-0,3; К-0,4;Д-0,5	0,3	-	-
А М гбл	6-7	0,1	0,2	3,К-0,2	0,15	0,1	Zr, Ti, Be
АМгблч	6-7	0,1	0,05	3,К-0,05	0,05	0,05	Zr, Ti, Be
АМгЮ	9,5-10,5	0,1	0,2	З.К.Д-0.2	0,15	0,1	Zr, Ti, Be
АМгЮч	9,5-10,5	0.1	0,05	3, К,Д-0,05	0,05	0,005	Zr, Ti, Be
AMrI 1	10,5-13	-	0,8-1,3	3-0,5;К- 1;Д—1,2	-	0.1	Ti, Be
ЛЛ515.0	2,5-4,0	0,4-0,6	0,5-1	1,3	0,2	0,1	-
ЛЛ535.0	6,2-7,5	0,1-0.25	0.15	0,15	0,05	0,1	Ti
ЛЛ520.0	9,5-10,6	0,15	0,25	0.3	0,25	-	-
ТОСТ 1583-93 при литье пол ламе		23 - при пнем.	литье п песчаные формы, К -		при литье в кокиль, Д -		
Поскольку магний является эффективным твердорастворным упроч-
нителем, его концентрацию для достижения максимальной прочнос-
ти целесообразно поддерживать на верхнем пределе. При этом литей-
ные свойства с ростом содержания магния должны немного повы-
шаться, а коррозионная стойкость, особенно под напряжением, на-
Таблица 7.2. Состав некоторых деформируемых сплавов на основе системы
Al-Mg
Марка1	Концентрации, % (А! - основа)							
	Mg	Мп	Сг	Fe	Si	Си	Zn	Другие
AM 1'2	1,8-2,6	0.2-0.6	0,05	0,4	0,4	0,1	0,2	—
АМгЗ	3,2-3,8	0.3-0,6	0.05	0.5	0,4-0,8	о,1	0,2	-
AMr4	3.8-4,5	0,5-0,8	0,05-0,25	0,4	0,4	0,1	0,2	Ti
АМг5	4.8-5.8	0.3-0.8	-	0.5	0,5	0,1	0.2	Ti
АМгб	5.8-6,8	0.5-0.8	—	0.4	0,4	0.1	0,2	Ti
ЛЛ5451	1,8-2,4	0,1	0,15-0,35	0,4	0,25	0,1	0,1	-
ЛЛ5456	4.7-5,5	0.5-1	0.05-0,2	0,4	0.25	0,1	0,25	-
ЛЛ5056	4,7-5.6	0,05-0.2	0.05-0,2	0.4	0,3	0.1	0.1	-
ТОСТ 4784-97 и АА.								
оборот, снижаться. При нагреве под закалку фаза AlsMgs полностью
растворяется в (А1), что приводи!' к повышению как прочности, так и
пластичности. Из-за особенности вторичных выделений фазы AlsMgs
старение к двойным магналпям неприменимо, поэтому их обычно ис-
пользует в состоянии Т4. Уже в процессе естественного старения (и
особенно при нагреве) происходит образование вторичных выделе-
нии фазы AlsMg5. преимущественно по границам зерен и субзерен.
С ростом концентрации магния этот процесс ускоряется, что может
приводить к формированию сплошных зернограничных прожилок.
В связи с этим промышленные литейные сплавы содержат не более
11 — 12 % Mg. а деформируемые — не более 6-7 % Mg (т. е. заметно
меньше предельно!! растворимости Mg в (А1), см. рис. 1.3).
Марганец часто используют в магналиях в количестве до 1 %. При
низком содержании примесей Fe и Si этот элемент может полностью
входить в состав (AI). Это способствует значительному твердораствор-
ному упрочнению в литом состоянии и образованию дисперсоидов
при гомогенизационном отжиге. При наличии железа и кремния, как
правило, образуется фаза Alt5(Fe.Мn)2Si» в виде скелетообразных
включений эвтектического происхождения, что выводит часть мар-
ганца из алюминиевой матрицы.
Хром вводят преимущественно в деформируемые сплавы в количест-
ве до 0,35 СЬ (табл. 7.2) для образования Сг-содержащпх дисперсоидов,
которые еще более эффективно по сравнению с Мп-содержащими пре-
пятствуют рекристаллизации, что приводит к повышению прочности.
Кремний, связывая магний в фазу Mg2Si. сильно снижает пластич-
ность и несколько повышает литейные свойства, что нашло отраже-
ние в составах небольшого числа промышленных сплавов (например,
АМгэК). в которых его содержание может достигать 1,5—2 %. В при-
сутствии железа и марганца возможно образование и других фаз, в ча-
стности AIsFe2Si и А1!5(FeMn)2Si>. Концентрация кремния в (А1) не-
значительна. что не позволяет использовать старение для упрочнения
за счет вторичных выделений фаз |У и Р" (Mg2Si). В классических маг-
налиях, особенно в литейных (типа АМгбл и АМгЮ), предельно допу-
стимая концентрация примеси кремния строго ограничена.
Железо в магналиях без марганца и кремния образует фазу Al3Fe.
иглообразные включения которой сильно снижают механические
свойства. В присутствии этих элементов наиболее вероятно образова-
ние фазы Al|5(Fe,Mn)1Si2. имеющей более благоприятную скелетооб-
разную морфологию. В сплавах ответственного назначения предельно
допустимая концентрация примеси железа строго ограничена (в спла-
ве АМгбл допускается не более 0,05 %). Наоборот, в сплавах, предназ-
наченны.хдля получения фасонных отливок методом литья под давле-
нием, в том числе и с высоким содержанием магния (AMrl 1), допус-
кается существенно большее количество железа, примерно (до 1 %).
Если использовать такие сплавы при литье в землю, то можно ожи-
дать появления грубых первичных кристаллов фазы Al3Fe. Очевидно,
что механические свойства в этом случае будут очень низкими.
Медь в большинстве магналиев является вредной примесью, по-
скольку образует при неравновесной кристаллизации фазу Al6Mg4Cu,
снижающую пластичность и коррозионные свойства. Концентрация ме-
ди влитом (А1) невелика, а ее отрицательное влияние на пластичность
значительно. Как легирующий элемент медь (в количестве до около 1 %)
присутствует в составе некоторых сплавов (например, АМг4К1). Дефор-
мируемые магналии обычно допускают не более 0,1 % (см. табл. 7.2).
Цинк присутствует в составе некоторых сплавов на основе системы
Al—Mg, делая их термически упрочняемыми за счет выделений фазы
Т' (AbMgjZn,) (например, ВАЛ 11) [ 14]. Однако такие сплавы вряд ли
стоит относить к магналиям. В большинстве промышленных марок
концентрация цинка строго ограничена (см. табл. 7.1 и 7.2).
Наиболее вероятное распределение всех вышеперечисленных эле-
ментов между алюминиевой матрицей и фазами кристаллизационно-
го происхождения приведено в табл. 7.3.
Магналии часто легируют малыми добавками Ti, Zr и Be (см. при-
ложения 1 и 2). Цирконий и титан используются как модификаторы
зерна (А1), а бериллий — для предохранения от окисления при плавке
и высокотемпературной термообработке. На фазовый состав эти эле-
менты практически не оказывают влияния.
Как видно из фазовой диаграммы Al—Mg (см. рис. 1.3), при кон-
центрациях магния до 17 % эвтектическая реакция с образованием
фазы AlsMgs идти не должна. Но в реальных условиях она протекает в
большинстве промышленных сплавов, содержащих более 3—4 % Mg.
В процессе нагрева под закалку, которая является основным видом
термической обработки литейных магналиев ответственного назначе-
ния, эвтектическая фаза AlsMg5 легко растворяется в (А1), что повы-
шает в нем концентрацию магния. Это обеспечивает улучшение меха-
нических и коррозионных свойств. В присутствии других малораство-
римых в (А1) добавок и примесей в структуре закаленных магналиев
остаются такие фазы кристаллизационного происхождения, как
MgiSi, Al3Fe, Al|5(Fe,Mn)4Si: и др. (см. табл. 7.3). Все они отрицатель-
но сказываются на эксплуатационных характеристиках отливок. По-
скольку вышерассмотренные элементы могут присутствовать в маг-
налиях в различных соотношениях, для анализа их влияния на фазо-
вый состав целесообразно использовать многокомпонентные диа-
граммы состояния, которые рассматриваются ниже.
Таблица 7.3. Распределение легирующих элементов и примесей
между фазами в Al— Mg сплавах
7.2.	Основные диаграммы состояния
Система AI—Mg—Мп. Диаграмма состояния системы Al— Mg— Мп
позволяет корректно проанализировать фазовый состав большинства
магналиев (они часто содержат марганец) в случае высокой чистоты
по примесям Fe и Si. Она также необходима для анализа более слож-
ных диаграмм с участием Mg и Мп.
В алюминиевом углу системы Al-Mg-Mn (рис. 7.1) в равновесии с
алюминиевым твердым раствором находятся фазы AI^Mn, AI8Mg5 и
тройное соединение Ali0(MgMn)1 (13,7 % Mg, 13,5 % Мп) или
Al,()Mg2Mn (12,8-13,03 % Mg, 14,72-14,8% Мп) [2, 5]. Фаза Al8Mg5(eO
часто приписывают формулу Al3Mg2) имеет сложную гранецентриро-
ванную кубическую решетку (пространственная группа Fd3m, 1166
атомов на элементарную ячейку) с параметром а = 2,82 нм (со сторо-
ны алюминия) и 2,86 нм (со стороны магния) [2]. Плотность этой фа-
зы составляет 2,23 г/см3, а твердость во Виккерсу: 2—3,4 ГПа при 27 °C;
1,6 ГПа при 327 °C; и -0 при 450 °C (т. е. это соединение относится к
нежаропрочным). Тройное соединение образуется по перитектичес-
ким реакциям (табл. 7.4).
При 437 °C, поданным [2],
происходит эвтектическое
превращение L —» (А1) +
+ AlsMg5 + AI|0(MgMn)3,
которое соответствует не-
равновесному солидусу
тройных сплавов. Другой
вариант диаграммы AI-
Mg—Мп отрицает наличие
этого тройного соединения,
а эвтектическая реакция
выглядит как L —» (А1) +
+ AlsMg5 + А16Мп [5].
Фаза Al|0(MgMn)3 (ей
также приписывают фор-
мулу AlisMgjMiii) имеет
кубическую решетку типа
Al|SCr2Mg3 или А1|2Мп
(пространственная группа
Fd3m, 184 атома на элемен-
тарную ячейку) с парамет-
ром а = 1,453 нм [2].
Растворимость марган-
ца в алюминии снижается
Me. %	Al.Me.
о
Рис. 7.1. Диаграмма состояния системы
Al—Mg—Мп;
а — ликвидус; о — солидус
Таблица 7.4. Нои- и моновариантные реакции в системе Al—Mg—Мп с
участием (А1)
Реакция	Точка пли линия на рис. 7.1, о	Состав жидкости, %		Г. °C
		Mg	Мп	
L + AI,,Mll--> (AI) + Al|„( MgMll)j	Р,	22*	<0.5*	510*
L —> (Al) + AlsMgs + А!,„(MgMn),	Е	33	0,1-0,2	437
L—>(AI)+ Al,.Mil	е,-Р,	-	-	658-510
Z.-»(AI)+Alll,(MgMn)1	Р,-Е	-	-	510-437
L->(AI)+Al,Mg,	е:-Е	-	-	450-437
L^> (Al) + AlsMgs + AI„Mn‘*		28,3	1.0	437
♦Оценочное значение из рис. п граммы.	.1. **Coi.iac	но ;11ыернатнвному варианту дна-		
при введении магния. Так, при 597 °C введение 2 % Mg снижает рас-
творимость марганца в алюминии с 0,96 до 0,8 %. Максимальная рас-
творимость магния в алюминии также снижается в присутствии мар-
ганца: наибольшая растворимость в тройной системе составляет 14 %
Mg, в отличие от 17,4% Mg в двойной системе. Растворимость магния
в А16Мп и марганца в AlsMg5 очень мала [2, 5].
Система Al—Mg—Сг. Хром входит в состав многих промышленных
деформируемых сплавов данной группы (см. табл. 7.2), поэтому эта
тройная диаграмма заслуживает определенного внимания. По дан-
ным [2], в равновесии с (А1), кроме фаз А17Сг и AlsMg5, может нахо-
диться тройное соединение AllsCr2Mg3 (15,7 % Сг, 11,1 % Mg), которое
участвует в следующих реакциях, приведенных в табл. 7.5.
Проекция ликвидуса в области алюминиевого угла, приведенная
на рис. 7.2, показывает, что концентрационная граница появления
первичных алюминидов с ростом содержания магния сдвигается в
сторону больших концентраций хрома. Это, по мнению автора, пред-
ставляется маловероятным, так как противоречит эксперименталь-
ным данным по структуре магналиев.
Фаза Al|SCr;Mg3 имеет кубическую решетку (Fd3m, 184 атома в эле-
ментарной ячейке, а = 1,453-1,468 нм) с плотностью 2,87 г/см\ При
понижении температуры фазовая область (Al) + Al]SCr2Mg3 резко су-
жается, в частности, концентрации Сг и Mg в (А1) при 207 °C состав-
ляют менее 0,01 и 2 % соответственно.
Система А1—Сг—Мп. Рассмотрение данной тройной диаграммы
позволяет проанализировать совместное влияние марганца и хрома. Из
табл. 7.2 видно, что эти элементы одновременно входят в состав некото-
Таблица 7.5. Нон- и моновариантные реакции всистеме Al—Mg—Сг
с участием (А1)
Реакция	Точка или линия на рис. 7.2, а	Состав жидкости. %		Г, °C
		Mg	Сг	
L т А17Сг —> (Al) + AlmCrjMg,	Р,	12,8	1,7	633
L -> (Al) + Al„Mg5 + AluCfjMgj	Е	31,1	1,7	437
L + AI,Cr-> (Al)1	Pi-Pi	-	-	658-633
7—> (Al) + AIHCr,Mg,	Р,-Е	-	-	633-437
L -> (Al) + AI„Mgs	Е,-Е	-	-	450-437
'Возможен переход к эвтектической реакции.				
рых промышленных марок
(например, АМг4). В этой
системе имеется тройная
фаза, однако при кристалли-
зации образуются только
двойные соединения [2]. Че-
тырехфазная эвтектическая
реакция L —> А1 + А17Сг +
+ А16Мп протекает при
657 °C (жидкость содержит
0,3 % Сг и 2 % Мп). Увели-
чение концентрации мар-
ганца приводит к сокраще-
нию поля первичной! крис-
таллизации фазы А17Сг, об-
ласть кристаллизации (AI)
при этом также сокращает-
ся (рис. 7.3, л). Раствори-
мость хрома в жидком алю-
минии уменьшается до
-0.15 %'при 0,5 % Мп.
В сплавах в твердом состоя-
нии имеется тройная фаза,
которая, вероятно. образу-
Рис. 7.2. Диаграмма состояния системы
Al-Mg-Cr:
а — ликвидус; б — солидус
ется по перитектоидной реакции при 587 °C (AI) + А17Сг + А1(,Мп —»
А1|?(СгМп).
Соединение Л1|2(СгМп) служит метастабильной фазой AliiMn,
стабилизированной путем замещения части марганца хромом. Оно
существует в пределах концентрации от 2 % Сг и 12 % Мп до 4 % Сг и
10 % Мп. Эта фаза имеет ОЦК. решетку (пространственная группа
1тЗ. 26 атомов в элементарной ячейке) с параметром а = 0,7507 -ь
0,7509 нм; ее плотность составляет 2,92 г/см3. Соединению также при-
писывают кубическую решетку (пространственная группу Fm3m, 180
атомов в элементарной ячейке) с параметром а = 14,65 А и формулу
А165СгМп4 (2,5 % Сг и 10,5 % Мп). В соединениях А17Сг и А1| ।Сг2 хром
может замещаться марганцем, при этом в фазе А17Сг может содер-
жаться до 13,55 % Сг и 11,55 % Мп, а в фазе А1цСг2 — до 2,99 % Сг и
26,61 % Мп. Растворимость хрома в соединениях А16Мп и А14Мп весь-
ма ограничена (не более 1 % Сг) при всех температурах.
Система Al-Fe-Mg. Анализ данной диаграммы состояния позво-
ляет проследить влияние примеси железа на фазовый состав магнали-
ев при низком содержании кремния, марганца и других возможных
Рис. 7.3. Диаграмма состояния системы
Al-Cr-Мп:
а — ликвидус; б — солидус
элементов. Она также не-
обходима для анализа бо-
лее сложных диаграмм с
участием Mg и Fe.
В тройной системе
Al-Fc-Mg не обнаружено
тройных соединений [2-
5]. В равновесии с алю-
миниевым твердым рас-
твором находятся двойные
фазы Al?Fe и AlsMg5.
В алюминиевом углу этой
системы имеет место един-
ственное нонвариантное
эвтектическое превраще-
ние при 445 °C, что показа-
но в табл. 7.6 и на рис. 7.4.
Образующаяся эвтектика
имеет полностью вырож-
денное строение.
Растворимость магния
в AljFe и железа в AlsMgs
пренебрежимо мала. Рас-
творимость железа в твер-
дом алюминии при введе-
нии магния несколько снижается. Железо же существенно снижает
растворимость магния в алюминии, которая составляет 14,1 % Mg при
температуре тройной эвтектики. Распределение фазовых областей
при 445 °C (в оригинале [2]) 452 °C, что не согласуется с эвтектичес-
кой температурой), 427 °C и 377 °C показано на рис. 7.4, б.
Таблица 7.6. Нон- и моновариантные реакции в системе Al—Fe—Mg с уча-
стием (AJ)
Реакция	Точка или линия на рис. 7.4. л	Т. "С	Состав жидкости. %	
			Mg	Fe
L-»(А1) - AI,Fe - AlxMgs	Е	445*	32.2	0.37
L—»(Al) AI,Fe	е,-Е	655-445	-	-
L—>(AI) - Als\fgi	е:-Е	450-445	-	-
•По другим данным, 451 °C (2], что не eoi		пасуется с диаграммой Л1-		Mg.
Увеличение скорости
охлаждения резко усилива-
ет тенденцию к вырожде-
нию тройной эвтектики.
При лом крупные крис-
таллы AI;Fe могут образо-
вываться при низких кон-
центрациях железа, а со-
единение AlsMgs кристал-
лизуется уже при 2-3 % Mg.
Сис тема Al-Fc-Mg-Mn.
С помощью диаграммы
лом четверной системы
можно достаточно кор-
ректно анализировать вли-
яние примеси железа на
фазовый состав магналиев
с добавкой марганца при
низком содержании приме-
си кремния. Эксперимен-
тальных данных по системе
Al-Fe-Mg-Mn очень ма-
ло. Согласно [2, 5], в ней
,\1	К)	20	зо
Me. %
о
Al. А1 Ге
Рис. 7.4. Диаграмма состояния системы
Al-1'e-Mg:
а — ликвидус; б — солидус
отсутствуют четверные со-
единения. В равновесии с (А1) находятся фазы AF,Fe, AlsMgs,
А1(,(FeMn) и AlHi(MgMn)', (рис. 7.5, «). На рис. 7.5, б показана полигер-
мическая диаграмма, из которой вытекает наличие двух нонварпант-
иых реакций: L + Al(,(FeMn) —> (Al) + AIjFe + Al1()(MgMnb, и L —»(Al) +
+ AliFe + AlsMg5 + All0(MgMn)3 (им соответствуют точки P и E соот-
ветственно). Оба превращения протекают при температурах и кон-
центрациях, близких к точке двойной эвтектики в системе Al —Mg —
450 °C (см. рис. 1.3). Состав кристаллов тройной фазы, выделенных из
матрицы четверных сплавов, составил 10— 12 °с Mg, 14—18 % Мп и ме-
нее 1 с'с Fe [2].
Система Al-Mg—Mn-Si. Диаграмму состояния системы
Al—Mg—Мп—Si полезно использовать для анализа фазового состава
магналиев, которые часто содержат марганец в качестве добавки и
примесь кремния. Однако из-за скудости экспериментальных дан-
ных вариант, предполагающий отсутствие четверных фаз, при-
веденный на рис. 7.6. следует считать предположительным. Согласно
этому варианту [2], в равновесии с (AI) могут находиться только фа-
зы из двойных и тройных систем: (Si), Mg5Als, МпА16, (MgMnbAl|0,
Таблица 7.7. Нонвариаитные реакции в системе Al—Mg—Mn—Si
Реакция	Точка на рис. 7.6, о	Состав жидкости.			Г. °C
		Mg	Мп	Si	
L—>(AI)+ J„Mg, +AJ„,(MgMn)j+Mg,Si	Е,	'30	-0.1	-0.2	-435
А1ЬМn —> (Al) + AIj5Mn,Si, + Mg,Si	Р_,	-30	-о.з	-0.5	-590
(Al) - (Si) + Mg.Si + AllsMn,Si,	£.	<5	<1	-12	-554
Z.+AI(,Mn-MAI)AI|i,(MgMn)l+AI|<Mn1Si,	Р,	<30	~0,1	<0.2	-500
Таблица 7.8. Моновариантные реакции в системе Al—Mg— Mn-Si
Реакция	Линия на рис. 7.6. б	Т. "С
L-И Al) - AlsMgs + AI|„(MgMn),	е,-Е,	437-435
L—>(AI) - AlsMgs + Mg;Si	е.-Е,	449-435
L -» (Al) - AI,„(MgMn)1'Mg;Si	Р.-Е,	500-435
L - Al,.Mn ->(Al)-AI|„(MgMn),	Pi-Pi	510-500
L - ALMn->(AI)+AI,sMn,Si,	Р:-Р:	648-590
/. (Al) -i- (Si) + AI|4Mn:Si,	е:-Е:	575-554
L -> (Al) +(Si) + Mg.Si	е,-Е.	555-554
I. -> (Al) Mg.Si AI6.Mll	е-Р,	544—500
	е<-Р:	594-590
L-> (Al) Mg.Si ' Al,,Mn,Si,	Р.-Е:	590-554
пни L —» (Al) + AljFe + MgiSi + AlsMg5 + Al|0(MgMn)1 и предельно
простому распределению фазовых областей, как показано на рис. 7.7.
7.3.	Литейные магналии
Наилучшими механическими и коррозионными свойствами обла-
дают сплавы АМгблч и АМгЮч (см. табл. 7.1) с минимальной допус-
тимой концентрацией примесей железа и кремния и малыми добавка-
ми Zr, Ti и Be. которые не оказывают ощутимого влияния па фазовый
состав. Для анализа таких высокочистых литейных магналиев доста-
точно двойной диаграммы Al-Mg(cM. рис. 1.3).
Литейные свойства алюминиевомагниевых сплавов, особенно горя-
челомкость и жидкотекучесть, заметно выше, чем у алюминиевомедных
Таблица 7.10. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава AMrlO при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	(2м1	Q,'	Химический сослав. % (мае.)			
			AI	Mg	Fe	Si
(AI)	79,60	76.32	96.56	3,18	<0.01	<0,01
AljFe	<0.01	<0,01	59,17	0,00	40,83	<0,01
Mg,Si	<0,01	<0.01	62,90	0,00	0,00	36,62
AIjMg,	20,40	23,68	63,94	36.06	0.00	0.00
(Al),'	100	100	89.91	9.89	<0,01	<0,01
'Доля фазы, % (мае.). -’Доля фазы. % (об.). ’Пересыщенный с 460 °C.					(Al) после	•JilKILlKII
тура отличается от структуры сплава АМгбл большим количеством
прожилок фазы AlsMg5, которые отрицательно влияют как на механи-
ческие, так и на коррозионные свойства. В связи с этим сплав АМгЮ
используется только в состоянии Т4.
Зависимость массовой доли твердых фаз от температуры при не-
равновесной кристаллизации сплава AMrlO, рассчитанная по про-
грамме Thermo-Calc, приведена на рис. 7.10. а. Именно эта зависи-
мость и объясняет наличие неравновесной эвтектики в этом сплаве в
литом состоянии (рис. 7.11).
Расчетные значения объемных долей фазы в этом сплаве для состоя-
ния Т4, приведенные в табл. 7.9, показывают, что при обычном содержа-
нии примесей Fe и Si количество образуемых ими фаз (эвтектического
происхождения) не превышает в сумме 0,7 % (об.). С другой стороны, из
табл. 7.10 следует, что максимальное значение Q, (т. е. при полном рас-
паде (А1)) вторичных выделений фазы AljMgi, которые неизбежно долж-
ны образоваться со временем (см. выше), составляет более 20 % (об.).
Сплав АМгЮч является модификацией базового сплава, отличаясь
от него сверхжестким допуском по примесям железа и кремния (0,05 %),
что обеспечивает более высокую коррозионную стойкость, а также
улучшает усталостные характеристики. Кроме наиболее высокой сре-
ди магналиев прочности (а„ > 350 МПа), высокомагниевые сплавы
АМгЮ и АМгЮч имеют и более высокие литейные свойства по срав-
нению со сплавом АМгбл.
Сплавы АМгЮ и АМгЮч рекомендуются для применения в сило-
вых деталях, работающих при температурах от —60 до +60 °C в различ-
ных климатических условиях, включая воздействие морской воды
(взамен бронз, латуней, нержавеющих сталей и деформируемых алю-
миниевых сплавов) [13].
Сплав AMrl 1 содержит максимальное количество магния (до 13 %)
среди всех стандартных алюминиевых сплавов (как литейных, так де-
формируемых). Такая высокая концентрация основного легирующего
элемента вместе с добавкой кремния (около 1 %) позволяет получить
па этом сплаве хорошую жидко текучесть, более высокую, чем у спла-
ва АМгЮ. При этом его интервал кристаллизации остается весьма
широким, что видно из рис. 7.10, б. Этот магналий предназначен для
получения фасонных отливок различными методами литья. Из-за вы-
соких концентраций железа (до 1 %) и, соответственно, большой объ-
емной доли Fe- и Si-содержаших фаз его механические свойства не-
высоки, даже в состоянии Т4. В структуре сплава AMrl 1 обычно при-
сутствуют иглообразные включения фазы Al3Fe, а также скелетооб-
разные частицы силицида магния.
Расчетные значения объемных долей фазы сплаве AMrl 1 для со-
стояния Т4, приведенные в табл. 7.11, показывают, что количество
фаз Al3Fe и Mg2Si намного превышает соответствующие значения для
сплава AMrlO (см. табл. 7.9). Количество вторичных выделений фазы
Al3Mg2 в этом сплаве также больше (табл. 7.12), поскольку он содер-
жит больше магния.
Сплав АМг5Мц содержит до 1 % Мп, т. е. он по составу аналог де-
формируемого магналия АМгб (см. ниже). Этот сплав предназначен
для получения фасонных отливок практически всеми методами литья
(в землю, кокиль, под давлением). Он используется, главным обра-
зом, влитом состоянии, поскольку добавка марганца, входя при не-
равновесной кристаллизации в состав (А1), приводит к заметному
твердорастворному упрочнению. Магний, примерно так же как и в
сплаве АМгбл, распределяется между (А1) и эвтектическими прожил-
ками фазы Al8Mg3. Наличие примесей железа и кремния может при-
вести к образованию фаз AI|5(Fe,Mn)2Si3 и Mg2Si. Появление в литой
Таблица 7.11. Фазовый состав сплава AMrll при 440 °C, рассчитанный
по программе Thermo-Calc
Фаза	<2м'	(?>’	Химический состав, % (мае.)			
			AI	Mg	Si	Fe
(А1)	95.43	94,82	89,18	10,76	0,0004	<0,01
Mg.Si	2.73	3.90	0,00	36,62	63,38	0,00
AljFc	1,71	1.18	59,17	0,00	<0,01	40.83
Сплав	100	100	Осп.	12,00	1.0	0.7
'Доля фазы, % (мае.). :Доля фазы. % (об.).						
Таблица 7.12. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава AMrll при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	Ом1	Qr	Химический состав, % (мае.)			
			AI	Mg	Si	Fc
(А1)	77,09	73,57	96,69	3,30	<0,01	<0,01
AI,Fe	<0,01	<0,01	59,17	0,00	<0,01	40,83
AhMg,	22,78	26,33	63,94	36,06	0,00	0,00
Mg,Si	<0,01	<0,01	0,00	63,38	36,62	0,00
(Al)/	100	100	89,18	10,76	0,0004	0,001
'Доля фазы, % (мае.). -’Доля фазы, % (об.). 'Пересыщенный (AI) после						
закалки с 460 °C.						
структуре других фаз маловероятно. Сплав АМг5Мц применяют для
изготовления деталей арматуры трубопроводов пресной воды, масля-
ных и топливных систем, судовых механизмов и оборудования при
рабочей температуре до 100 °C [7].
Добавка марганца (0,2—0,6 %) присутствует также в составе сплава
АМг7, который предназначен для литья поддавлением, обеспечивая не-
плохие механические (oD > 250 МПа, 8 > 5 %) и литейные свойства. Этот
сплав содержит также добавку кремния (0,5—1 %), которая в основном
связывается в силицид магния, что способствует повышению литейных
свойств, но снижению пластичности. Примесь железа в основном вхо-
дит в состав скелетообразных включений фазы Al15(Fe,Mn)2Si3. Отлив-
ки сплава АМг7 используют без термообработки.
Для улучшения литейных свойств в некоторые сплавы Al—Mg вво-
дят до 1,7 % Si. Это приводит к образованию эвтектики (Al) + Mg2Si,
улучшающей структуру магналиев в твердо-жидком состоянии. Одна-
ко кристаллы Mg2Si эвтектического происхождения отличаются по-
вышенной хрупкостью и заметно снижают механические свойства,
особенно характеристики пластичности и вязкости разрушения [14].
Анализ фазового состава таких сплавов требует, как минимум, трой-
ной диаграммы Al—Mg—Si, некоторые сечения которой приведены на
рис. 7.8. Поскольку эти сплавы обычно допускают значительное ко-
личество примеси железа, то для более корректного анализа следует
использовать сечения четверной диаграммы Al—Fe-Mg-Si, приве-
денные на рис. 7.9. Следует также отметить, что в магналиях раство-
римость кремния в (А1) очень мала во всем температурном диапазоне,
что наглядно демонстрирует рис. 7.8.
Силицид магния является основной избыточной фазой в сплаве
АМг5К1, который отличается наименьшей склонностью к образова-
нию горячих трещин среди магналиев. Это связано с тем, что в нем не
кристаллизуется легкоплавкая эвтектика, содержащая фазу Al8Mg5, т. е.
интервал кристаллизации (и вероятно, эффективный) уже, чем в дру-
гих Al-Mg сплавах. Таким образом, магний распределяется между (А1)
и фазой MgiSi. Последняя имеет разветвленную скелетную морфоло-
гию («китайский шрифт») и, являясь наиболее хрупкой среди избыточ-
ных фаз, обусловливает низкие механические свойства (о„ ~ 150 МПа,
8 - 1 %). Поскольку сплав АМг5К содержит добавку марганца, при-
месь железа полностью связана в фазу Al15(Fe,Мn)2Sij, которая часто
обнаруживается в составе колоний тройной эвтектики (Al) + Mg2Si +
Al।s(Fe,Mn)2Si3. Сплав АМг5К используют в литом состоянии, по-
скольку термообработка мало сказывается на количестве избыточных
фаз, что показано в табл. 7.13. С другой стороны, в результате нагрева
(обычно не менее 500 °C) включения фазы Mg2Si способны к фраг-
ментации и сфероидизации, что положительно отражается на механи-
ческих свойствах. Количество вторичных выделений фазы Al8Mg5 в
сплаве АМг5К невелико (табл. 7.14). Это обусловлено сравнительно
невысоким содержанием магния в этом сплаве, а также связыванием
значительной его части в силицид магния.
Из литых отливок сплава АМг5К изготавливают детали для судо-
строения, несущие средние нагрузки и работающие в морской воде
или слабощелочных растворах при температурах до 200 °C, т. е. выше
предельных температур других магналиев.
Как уже отмечалось, в целом коррозионная стойкость литейных
магналиев высока. В закаленном состоянии низка скорость общей
коррозии на воздухе, в пресной и морской воде. При концентрациях
магния до 6 % не проявляется склонность к коррозии под напряжени-
Таблица 7.13. Фазовый состав сплава АМг5К при 440 °C, рассчитанный
по программе Thermo-Calc
Фаза	(2м1	Q,'	Химический состав, % (мае.)			
			AI	Mg	Fc	Si
(AI)	96.30	95,45	96.60	3,40	0,003	0.003
Mg;Si	2,72	3,88	0,00	63,38	0,00	36,62
AljFe	0,97	0,67	59,17	0,00	40,83	0,008
Сплав	100	100	Осн.	5.00	0,40	1,00
'Доля фазы, % (мае.)		!Доля фазы, % (об.).				
Таблица 7.14. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава АМг5К при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	(2м1	Q,'	Химический состав. % (мае.)			
			Al	Mg	Fe	Si
(AI)	99,70	99.64	96,70	3.30	<0,01	<0.01
AI,Fe	<0,01	<0.01	59,17	0,00	40.83	<0,01
Mg_,Si	<0,01	<0.01	0,00	63.38	0,00	36,62
Al,Mg,	0.2S	0.34	63,94	36,06	0,00	0.00
(Al).'	100	100	96.60	3.40	0,003	0.003
'Доля фазы. % (мае.). -’Доля фалы. % (об.). 'Пересыщенный (AI) после закалки
с 460 °C.
ем и межкристаллитной коррозии. Однако последняя активизирует-
ся, если отливки подвергаются нагреву до 70—100 °C и выше. В этом
случае наблюдается распад (AI) с образованием почти сплошной
пленки выделений Р'- и [3-фаз (AlsMg5) вдоль границ зерен, который
и вызывает развитие межкристаллитной коррозии. Для ее предо!вра-
щения требуется проведение специальной термообработки.
Рабочие температуры для отливок из Al—Mg сплавов не должны
обычно превышать 100 3С. Высокая диффузионная подвижность маг-
ния приводит к низкой жаропрочности магналиев.
Сплавы на основе системы Al—Mg используются в судостроении и
других отраслях для получения деталей, работающих во влажной ат-
мосфере, в пресной и морской воде, в сварных конструкциях, напри-
мер гребные винты и внутренние корпусные детали. Из Al—Mg спла-
вов делают ответственные детали газовой аппаратуры (взамен медных
сплавов) средней конфигурации (крышки, корпуса, кронштейны и т. д.).
Таблица 7.15. Типичные механические свойства литейных сплавов на ос-
нове системы Al—Mg [93]
Cn.ian	Состояние1	а„. МПа	а,,,. МПа	5. %	а 1, МПа
AMr5K	3. Л	170	100	з	45
A M15 M и	З.Л	210	120	4	-
АМгбл	З.Л	200	120	4	40
AMrlO	З.Т4	375	200	22	60
'3 - ,iin ье n землю. Л - без термообработки, T4 - закатка.					
а также изделия, где предъявляются повышенные требования к кор-
розионной стойкости и пластичности, например в пищевой промыш-
ленности (смесители, станины машин, просеивающие агрегаты, тру-
бопроводы). Механические свойства некоторых марочных литейных
магналиев приведены в табл. 7.15.
7.4.	Деформируемые магналии
Деформируемые магналии (5ххх серии по классификации АА) явля-
ются термически не упрочняемыми сплавами, но они прочнее сплавов
Зххх и 8ххх серии (см. гл. 2). Они содержат от I до 6 % Mg, а также до-
бавки дисперсоидообразующих переходных металлов (как правило,
марганца и хрома), что показано в табл. 7.2. С увеличением содержа-
ния магния прочность магналиев растет, поэтому самым прочным из
них является сплав АМгб, который в среднем содержит 6,3 % Mg.
Деформируемые магналии выпускаются в виде разнообразных по-
луфабрикатов - листов, плит, прутков, профилей, штамповок и т. д.
Широкое использование этого сплава объясняется высокой стойкос-
тью против атмосферной коррозии и хорошей свариваемостью. В ми-
кроструктуре полуфабрикатов сплава АМгб могут присутствовать сле-
дующие фазы кристаллизационного происхождения: A]|5(Fe,Mn)?,Si2,
АЦГе.Мп) и Mg2Si. Большая часть марганца входит в состав Мп-со-
держаших дисперсоидов. Магний входит в состав (А1), а также при-
сутствует в виде вторичных выделений фазы AI8Mg5. Последние в ос-
новном располагаются по границам зерен, в случае сплошных цепо-
чек они оказывают негативное влияние на механические и коррози-
онные свойства.
Фазовый состав большинства магналиев (в том числе и АМгб) при
низком содержании примесей Fe и Si может быть проанализирован с
использованием изотермических и политермических сечений диа-
граммы состояния системы Al—Mg—Мп (рис. 7.12). Из них, в частно-
сти, следует, что в сплаве АМгб фаза AIjMgj (Al3Mg2) должна полно-
стью раствориться в (А1) уже при 300 °C (и при более низких темпера-
турах в сплавах с меньшим содержанием магния).
Количественные данные по фазовому составу сплава АМгб при ти-
пичном содержании примесей Fe и Si приведены втабл. 7.16 и 7.17. Из
табл. 7.16 следует, что суммарная объемная доля эвтектических вклю-
чений фаз AI15(Fe,Мn)3Si2 и Mg2Si после гомогенизации составляет
более 3 % (об.). С другой стороны, в алюминиевой матрице при 200 °C
количество вторичных выделений фазы AI8Mg5 превышает 10 % (об.)
(см. табл. 7.17).
Таблица 7.17. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава АМгб при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	(2м1	(2г2	Химический состав, % (мае.)					
			AI	Mg	Мп	Fe	Si	Ti
(AI)	91.16	89.54	96,69	3,30	<0.01	<0,01	<0,01	<0,01
А1(,Мп	0,16	0,13	74,41	0,24	24,85	0,50	0,00	0,00
AI,Mg,	8,68	10,32	63,94	36,06	0,00	0,00	0,00	0,00
(Al),'	100	100	93,77	6.14	0,04	0,0008	0,001	0,005
'Доля фазы, % (мае.) с 460 °C.			(Доля фазы, % (об ). ’Пересыщенный (AI) после закалки					
Анализ фазового состава магналиев, содержащих, кроме марганца,
добавку хрома, следует проводить по сечениям диаграммы
А1—Сг— Mg-Mn, которые приведены на рис. 7.13. Поскольку в этой
системе возможно образование трех фаз с участием этих дисперсои-
дообразующих элементов, то фазовый состав таких сплавов (напри-
мер. АМг4) может сильно меняться в пределах марочного состава (см.
также рис. 7.14). В качестве примера втабл. 7.18 и 7.19 приведены дан-
ные количественного расчета фазового состава сплава А45083. Так же
как и в сплаве АМгб (см. табл. 7.16), в этом магналии основной избы-
точной фазой кристаллизационного происхождения является
AI|s(Fe.Mn)3Si2, в которой растворено - 2 % Сг.
Как видно из рис. 7.15, деформируемые магналии (в частности,
АМгб и /1/15054) в неравновесных условиях заканчивают кристаллиза-
цию при 450 °C. При этом интервал кристаллизации весьма широк.
В литой микроструктуре деформируемых магналиев (рис. 7.16 и
7.17), кроме прожилок фазы AlgMgs, выделяются скелетообразные ча-
стицы фазы AI|5(Fe,Mn)3Si2. В процессе деформации эти частицы
дробятся и часто выстраиваются в виде строчек. Тонкая структура по-
луфабрикатов выявляет значительное количество дисперсоидов, раз-
меры которых могут достигать 1 мкм (см. рис. 7.17).
Механические свойства деформируемых магналиев сильно зави-
сят от состава (содержания Mg, Мп и Сг), степени деформации, тем-
пературы отжига и других технологических факторов. В состоянии Н
сплав АМгб имеет достаточно высокую прочность (<зв~400 МПа и да-
же выше), однако после отжига (или эксплуатационных нагревов) она
сильно снижается. Другие магналии, содержащие меньшее количест-
во магния, имеют промежуточный уровень свойств между АМгб и
АМц (табл. 7.20).
Глава 8
НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ ДЕФОРМИРУЕМЫЕ
СПЛАВЫ С Mg2Si
Сплавы данной группы (табл. 8.1) являются наименее легирован-
ными из термически упрочняемых сплавов. Они обладают средней
прочностью и прекрасной технологичностью при обработке давлени-
ем (в частности, при высокоскоростном прессовании), поэтому они
получили наибольшее распространение по сравнению с другими тер-
мически упрочняемыми деформируемыми сплавами (2ххх и 7ххх се-
рий). Их иногда называют авиалями, а по классификации Алюминие-
вой Ассоциации они соответствуют бххх серии. Эти сплавы можно
разделить на две группы: 1) простые авиали и 2) авиали с добавкой ме-
ди. Первые содержат в своем составе только кремний и магний, а так-
же примесь железа (в некоторых марках этот элемент является добав-
кой), поэтому для анализа их фазового состава достаточно диаграммы
Al—Mg—Fe—Si. Вторые, кроме этих элементов, содержат медь и, кро-
ме того, часто марганец и хром, что сильно усложняет их фазовый со-
став. Все авиали соответствуют первой структурной группе (сплав Xt
на рис. 1.1, б).
8.1.	Общие особенности фазового состава
Составы большинства промышленных сплавов располагаются
вдоль линии квазибинарного разреза Al—Mg?Si вблизи точки предель-
ной растворимости соединения Mg?Si в (А!) (рис. 8.1). Поскольку
обычно имеется то или иное отклонение от стехиометрического соот-
ношения (Mg : Si = 1,73), то в общем случае фазовый состав авиалей
можно анализировать по тройной диаграмме Al—Mg—Si (см. рис. 3.1),
если концентрации железа и других элементов незначительны.
Упрочнение в авиалях достигается за счет образования метаста-
бильных фаз Р' и Р" (MgiSi), как и в силуминах типа АК7ч (см. гл. 3).
В микроструктуре полуфабрикатов наиболее вероятно присутствие
Таблица 8.2. Распределение легирующих элементов и примесей между фа-
зами в низколегированных сплавах с Mg2Si
стороны, этот диапазон соответствует пределу растворимости этого
элемента в (А1) при совместном введении с магнием (см. рис. 3.1, в), а
с другой — обеспечивает достаточный эффект дисперсионного упроч-
нения. Кремний обычно образует с железом фазы AlsFeSi (Р) и
AlsFeiSi (а), которые в основном и определяют микроструктуру авиа-
лей в полуфабрикатах. Но в принципе в них могут присутствовать все
Fe-содержащие фазы, указанные в табл. 8.2 (в частности, четверное
соединение я). Следует отметить, что, чем больше связывается крем-
ния в эти фазы, тем меньше его остается для алюминиевой матрицы.
Из-за этого эффект упрочнения будет меньшим по сравнению с «чи-
стыми» сплавами (без железа). В сплавах с медью часть кремния свя-
зана в фазу Al5Cu2Mg8Si6 (О как эвтектического, так и вторичного
происхождения.
Обычная концентрация магния примерно такая же, как и кремния
(0,5—0,9 %), но может достигать и 1,4 %. Этот элемент в закаленном
состоянии в основном входит в (А1), а после старения (а также после
гомогенизации) он практически весь содержится во вторичных выде-
лениях MgiSi. Магний может присутствовать только в одной желези-
стой фазе: четверном соединении я. В сплавах с медью часть магния
связана в фазу AI5Cli2MggSi^ (Q) как эвтектического, так и вторичного
происхождения.
Железо образует наибольшее количество фаз в авиалях, все они
имеют эвтектическое происхождение и разную морфологию. По-
скольку эти сплавы (особенно наименее легированные из них типа
/1/16063) позволяют производить нагрев до 600 °C, то некоторые Fe-co-
держашие фазы (в частности, а) способны к фрагментации и сферои-
дизации (см. рис. 1.13, б). С другой стороны, иглообразные включе-
ния P-фазы не меняют своей морфологии.
Медь присутствует в составе авиалей типа АВ в количестве 0,1 —0,5 %
(некоторые марки содержат до 1 % Си). Этот элемент вводят для по-
вышения эффекта дисперсионного твердения (за счет образования
метастабильных модификаций фаз А12Си и 0), поэтому при нагреве
под закалку он должен полностью перейти в (А1). Однако при содер-
жании меди ближе к верхнему пределу в марочных сплавах (см. табл.
8.1) возможно присутствие в структуре небольшого количества фаз
эвтектического происхождения.
Назначение марганца и хрома - получить дисперсоиды при гомо-
генизационном отжиге. Однако из-за присутствия в составе авиалей
кремния и железа неизбежно частичное связывание Мп и Сг в Fe-co-
держашие фазы эвтектического происхождения (см. табл. 8.2), что,
очевидно, снижает их концентрацию в алюминиевой матрице. Пре-
дельное содержание марганца в марочных сплавах достигает 1 %
(/1/16082), а хрома — 0,35 % (/1/16061).
Среди других добавок, присутствующих в сплавах данной группы,
отметим свинец и висмут (например, сплав/1/16262), которые вводят
для улучшения обрабатываемости резанием. Эти легкоплавкие метал-
лы нс связываются с другими элементами и присутствуют в виде
практически чистых компонентов (т. е. рассмотрение многокомпо-
нентных диаграмм состоянии для анализа их влияния не требуется).
В процессе термообработки неизбежно их оплавление, что при силь-
ной ликвации по этим добавкам может отрицательно сказаться на ме-
ханических свойствах.
Состав (А1) зависит как от температуры, так и от фазовой области,
в которую попадает рассматриваемый сплав, что требует специально-
го анализа. Как видно из рис. 8.1, составы сплавов бххх серии могут
попадать в 5 четырехфазных областей: (Al) + М + л + (Si); (Al) + М +
+ я + Р; (А1) + М + Р + a; (Al) + М + а + Fw (Al) + (Si) + Р + я. Посколь-
Таблица 8.3. Совместная растворимость магния и кремния в алюминиевом твердом растворе в четырехфазных об-
ластях системы Al—Fe—Mg—Si при разных температурах [64]
Т,"С	(Al)+W+n+(Si)		(Al)+(Si)+P +п		(А1) + Л/+л+Р		(Al)+W+p+a,		(M)+M+a+F	
	Mg, %	Si, %	Mg, %	Si, %	Mg, %	Si, %	Mg, %	Si, %	Mg, %	Si, %
586	—	—	—	—	—	—	—	—	1,14	0,66
576	—	—	—	—	-	—	1,09	0,63	—	-
568	-	—	—	—	1,06	0,60	-	—	-	-
567	-	—	0,92	1,19	-	-	-	-	-	-
554	0,85	1,1	0,85	1,1	-	-	-	-	-	-
540	0,72	0,94	0,72	0,94	0,92	0,52	0,92	0,52	0,92	0,52
520	0,60	0,78	0,60	0,78	0,82	0,46	0.82	0,46	0,82	0,46
500	0,49	0,65	0,49	0,65	0,71	0,40	0,71	0,40	0,71	0,40
480	0.40	0,53	0,40	0,53	0,61	0,34	0,61	0,34	0,61	0,34
450	0,30	0,40	0,30	0,40	0,47	0,26	0,47	0,26	0,47	0,26
400	0,19	0,26	0,19	0,26	0,27	0.16	0,27	0,16	0,27	0,16
350	0,14	0,20	0,14	0,20	0,17	0,10	0,17	0.10	0,17	0,10
300	0,12	0,17	0,12	0,17	0,19	0,11	0,19	0,11	0,19	0,11
200	0,07	0,10	0.07	0,10	0.17	0,10	0,17	0,10	0,17	0,10
ку максимальная растворимость железа в (AI) не превышает 0,05 %, то
в первом приближении ею можно пренебречь (т. е. достаточно опре-
делить растворимости магния и кремния). Значения совместной рас-
творимости Mg и Si в (AI) в четверных сплавах приведены в табл. 8.3
При низких температурах, характерных для старения, все эти раз-
личия в составе (AI) для разных областей в значительной степени ни-
велируются низкой растворимостью всех элементов в (А1), но при го-
могенизации и нагреве под закалку они могут быть существенными.
Наибольшую надежность имеют, конечно, прямые эксперименталь-
ные данные, но, учитывая сложность достижения равновесия в Fe-со-
держащих алюминиевых сплавах, предварительный анализ фазовой
диаграммы Al—Fe—Mg—Si (особенно расчетными методами) может
быть очень полезен. Это позволит ограничиться небольшим количест-
вом сплавов и существенно повысить эффективность эксперимента.
8.2.	Сплавы без меди
Первое представление о фазовом составе и структуре «классичес-
ких» авиалей (на примере /1/16160, /1/16005 и /1/16162) можно получить
из сечений тройной диаграммы Al—Mg—Si, показанных на рис. 8.2. Из
них следует, что в закаленном состоянии сплавы должны иметь одно-
фазную структуру. При этом чем менее легирован сплав, тем больше
диапазон допустимых температур их нагрева (для гомогенизации и за-
калки). Это наглядно демонстрируют политермические разрезы при-
менительно к сплавам /1/16162, /1/16160 и /1/16005 (см. рис. 8.2, а, б).
Изотермический разрез при 600 °C (см. рис. 8.2, а) показывает, что ме-
нее легированный сплав /1/16160 можно во всем марочном диапазоне
по Si и Mg нагревать при данной температуре, не опасаясь пережога.
С другой стороны, состав более легированного сплава /1/16005 попада-
ет в область (А1)+£, что свидетельствует о недопустимости такой тем-
пературы для его термообработки. При температурах старения, как
это следует из рис. 8.2, г, все рассматриваемые сплавы попадают в од-
ну из двух фазовых областей: (Al)+ Mg2Si или (Al)+(Si)+ Mg2Si.
Наличие железа (уже начиная с 0,1 %) резко усложняет фазовый
состав авиалий, что иллюстрируют изотермические и политермичес-
кие сечения диаграммы Al—Fe—Mg—Si, приведенные на рис. 8.3 и 8.4.
Так как все три элемента могут оказывать существенное влияние
на фазовый состав, для анализа сплавов бххх серии требуется доста-
точно большое количество изотермических и политермических разре-
зов. В качестве примера анализируется сплав/1/16003 [10], который от-
личается широким диапазоном по составу (0,8—1,5 % Mg, 0,35—1 % Si,
Таблица 8.5. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава ЛЛ6063 при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	(2 м1	Qv	Химический состав, % (мае.)		
			А1	Si	Mg
(AI)	98,86	98,38	99,99	<0,01	<0.01
(Si)	0,04	0,05	0,00	100,00	0,00
Mg2Si	1,10	1,57	0,00	36,62	63,38
(Al).,’	100	100	98,16	<0,01	1,01
'Доля фазы, % (мае.). (Доля фазы, % (об.), с 580 °C.			’Пересыщенный (AI) после закалки		
Как следует из табл. 8.4, сплав /1/16063 среднего состава (Mg : Si = 1,4)
в закаленном состоянии содержит только фазу AlgFe2Si, а в состарен-
ном состоянии вторичных выделений кремниевой фазы очень мало
(табл. 8.5). Фазовый состав сплава /1/16082 рассмотрен для разных тем-
ператур нагрева под закалку. Из табл. 8.6 видно, что при Mg : Si = 1 и
Таблица 8.6. Фазовый состав сплава ЛЛ6082 после закалки с разных тем-
ператур, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	Qm1	Qv1	Химический состав, % (мае.)			
			AI	Si	Mg	Fe
(Al)	98,57	98,88	580" С 98.16	<0,01	1,01	<0,01
AlsFeSi	1,43	1,12	59,09	13,68	0,00	27,22
Сплав	100	100	Осн.	1,00	1,00	0,40
(Al)	97,75	97,72	500" С 98,97	<0,01	<0,01	<0,01
Al5FeSi	1,46	1,14	59,09	13,68	0,00	27.22
Mg,Si	0,80	1,14	0,00	36,62	63,38	0,00
Сплав	100	100	Осн.	1,00	1,00	0,40
(Al)	97,08	96,83	400" С 99,59	<0,01	<0,01	<0,01
Al»FeMg3Sif,	0,25	0,24	42,07	32,84	14,21	10.88
Al5FeSi	1,37	1,07	59,09	13,68	0,00	27,22
Mg,Si	1,30	1,86	0,00	36,62	63,38	0,00
Сплав	100	100	Осн.	1,00	1,00	0,40
'Доля фазы, % (мае.). ’Доля фазы, % (об.).						
Таблица 8.7. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава 6082 при 200 °C,
рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	<2м’	<2/	Химический состав. % (мае.)		
			AI	Si	Mg
(AI)	98,18	97,47	99,98	<0,01	<0,01
(Si)	0,23	0,27	0,00	100,00	0,00
Mg,Si	1,59	2,26	0,00	36,62	63,38
(Al),’	100	100	98,16	<0,01	1,01
'Доля фазы, % (мае.). ’Доля фазы. % (об.). ’Пересыщенный (AI) после закалки с 580 °C.					
580 °C равновесной оказывается фаза Al5FeSi. Снижение температуры
до 500 °C приводит к появлению силицида магния, а при 500 °C до-
бавляется четверное соединение я. Фазовый состав алюминиевой ма-
трицы сплава /1/16082 показывает (см. табл. 8.7) несколько большее
количество вторичных выделений фазы (Si), чем в сплаве /1/16063.
Поскольку в промышленных авиалях всегда присутствуют Fe-со-
держащие фазы, то представляет практический интерес сравнение их
максимальных объемных долей. Из табл. 8.8 видно, что при одинако-
вой концентрации железа наименьшее значение Qvсоответствует фа-
зе Al3Fe, а наибольшее - четверному соединению я. При этом разли-
чие более чем четырехкратное.
Сплавы бххх серии имеют широкий интервал кристаллизации и
небольшое количество эвтектики (это следует из зависимостей, пока-
занных на рис. 8.6), поэтому они обладают худшей свариваемостью по
сравнению с магналиями типа АМгб.
Таблица 8.8. Расчетные значения максимальной объемной доли (Qy) Fe-
содержащих фаз в сплавах бххх серии при разном содержании железа в сплаве
Fe. %	GC % (об.)			
	AI,Fc	a(AI„Fe,Si)	p(Al5FeSi)	n(AlsFeMg3Si6)
0.1	0,19	0,23	0,31	0,88
0.2	0,38	0,46	0,63	1,76
0,3	0,56	0,69	0,94	2.64
0,4	0,75	0,91	1,25	3,51
0,5	0,94	1,14	1,57	4,39
1,0	1,88	2,29	3,13	8,78
больше кремния. Это означает, что кремний, в конце концов, должен
сформировать собственные выделения, т. е. (Si). В сплавах с избытком
кремния выделения (Si) могут образовываться независимо от Mg2Si.
Хотя кремниевые выделения не приводят к упрочнению, сам процесс
их формирования необходимо учитывать. Согласно работам Matsuda et
al. [119], Edwards et al. [120] and Gupta et al. [121], распад (Al)5 в сплавах
системы Al-Mg-Si с избытком кремния протекает в следующей по-
следовательности: кластеры, обогащенные Si, или кластеры, обога-
щенные Mg, —> растворение Mg кластеров —> образование Mg/Si клас-
теров —> «произвольные» или «параллелограмовидные» когерентные
выделения игольчатого типа (GPZ) —> когерентные выделения (3"(игло-
образные); дисперсные частицы (Si) —> полукогерентные стержневые
частицы (У; стержни Рд; стержни Р^; стержни и рейки Р'с, пластинчатые
и граненые (Si) —> пластинчатые и кубические частицы р (Mg2Si).
В зависимости от температурно-временных условий распада про-
цессы могут протекать в полном или частичном соответствии с выше-
приведенной последовательностью. При температурах свыше 300 °C
распад начинается с образования выделений Р'с или (УА. А при темпе-
ратурах свыше 400 °C сразу образуется стабильная фаза Mg2Si. Следу-
ет отметить, что при отжиге в интервале 300-350 °C метастабильная и
стабильная фазы (У и (3 могут сосуществовать в течение длительного
времени [122].
Когерентные выделения GP (Mg, Si) и Р", которые являются эф-
фективными упрочнителями, могут образовываться и при естествен-
ном старении. Согласно большинству источников, модификации Р'
дают меньшее упрочнение по сравнению с Р' [5].
Типичные микроструктуры в слитках и деформируемых полуфаб-
рикатах сплавов этой группы приведены на рис. 8.7. Наиболее нагляд-
но морфологические особенности и избыточных фаз проявляются в
крупных слитках (рис. 8.7, а). Вторичные выделения фазы Mg2Si
имеют игольчатую форму, в гомогенизированных слитках их размер
превышает 1 мкм (рис. 8.7, б).
8.3.	Сплавы с малой добавкой меди
Сплавы данной группы имеют еще более сложный фазовый состав по
сравнению с «классическими» авиалями. В частности, анализ влияния
только одной меди (без учета примеси железа) требует, как минимум, ди-
аграммы Al-Cu-Mg— Si, которая рассмотрена в гл. 4 (см. рис. 4.2).
Изотермические сечения этой четверной диаграммы при 0,5 и 1 %
Si, приведенные на рис. 8.8, позволяют проследить совместное влия-
-0,85
Al—0,5 % Si	(Al) i (Si)+Mg2Si	Mg, %
Рис. 8.8. Изотермические сечения диаграммы состояния системы
Al—Cu—Mg—Si в области сплавов бххх серии:
а - 0,5 % Si и 200 °C; б, в - 1 % Si и 500 °C; г - 0,5 % Си и 300 °C
Таблица 8.11. Фазовый состав сплава ЛЛ6061 при 550 °C и разном содер-
жании кремния, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	См1	Qv	Химический состав, % (мае.)					
			А1	Si	Mg	Cu	Cr	Fe
				0,4 % Si				
(AI)	99,04	99,28	98,24	0,33	1,01	0,30	0,11	<0.01
а3	0,96	0,72	62,54	7,68	0,00	0,17	9.57	20,04
Сплав	100	100	Осп.	0,40	1,00	0,30	0,20	0,20
				0,6 % Si				
(А1)	98,95	99,20	98,09	0,51	1,01	0,30	0,08	<0,01
AluCrjSij	0,10	0,08	52,27	16,74	0,00	0,00	30,99	0,00
а	0,94	0,71	62,26	7,94	0,00	0,22	9,17	20,42
Mg2Si	0,01	0,01	0,00	36,62	63,38	0,00	0,00	0,00
Сплав	100	100	Оси.	0,60	1,00	0,30	0,20	0,20
				0,8 % Si				
(AI)	98,78	98,98	98,09	0,64	0,90	0,30	0,07	<0,01
Al |3CnSi4	0,16	0,13	52,27	16,74	0,00	0,00	30,99	0,00
а	0,92	0,69	62,25	8,03	0,00	0,25	8,3	21,29
Mg.Si	0,14	0,20	0,00	36,62	63,38	0,00	0,00	0,00
Сплав	100	100	Осп.	0,80	1,00	0,30	0,20	0,20
‘Доля фазы, % (мае.).			’Доля фазы, % (об.)		’Фаза ти	ui AllsMn,Si_>.		
единения Q могут присутствовать
только при содержании кремния
ближе к верхнему пределу.
Интервал кристаллизации
сплавов типа ЛЛ6061 шире по
сравнению с «классическими»
авиалями, поскольку они закан-
чивают затвердевание при более
низкой температуре (рис. 8.10).
Рис. 8.10. Зависимость массовой
доли твердых фаз от температуры в
сплаве ЛЛ6061 в процессе неравновес-
ной кристаллизации
Таблица 8.12. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава АА6061 при
200 °C и разном содержании кремния в сплаве (после закалки с 550 °C), рас-
считанный по программе Thermo-Calc
Фаза	См1	е,’	Химический состав, % (мае.)				
			AI	Si	Mg	Си	Сг
			0, 4 % Si				
(AI)	98,01	97,83	99,63	<0,01	0,34	0,02	<0,01
АЬСг	0,47	0,41	77,13	0,00	0,00	0,00	22,87
Mg.Si	0,90	1,29	0,00	36,62	63,38	0,00	0,00
AI.CuMg	0,61	0,47	38,05	0,00	17,14	44,81	0.00
(Al),’	100	100	98,24	0,33	1,01	0,30	0,11
			0, 6 % Si				
(Al)	97,85	97,41	99,82	<0,01	0,08	0,10	<0,01
AI,Cr	0,34	0,29	77,13	0,00	0,00	0,00	22,87
Mg.Si	1,39	1,99	0,00	36,62	63,38	0,00	0,00
AI.CuMg	0,31	0,23	38,05	0,00	17,14	44,81	0,00
AI.Cu	0,11	0,07	46,01	<0,01	0,00	53,99	0,00
(Al),’	100	100	98,09	0,51	1,01	0,30	0,08
			0, 8 % Si				
(Al)	97,86	97,56	99,87	<0,01	0,02	0,10	<0,01
Al । ,C r.,S i.|	0,23	0,18	52,27	16,74	0,00	0,00	30,99
Mg.Si	0,89	1,28	0,00	36,62	63,38	0,00	0,00
AlsCu;MgHSi(,	1,02	0,98	21,59	26,96	31,11	20,34	0,00
(Al),’	100	100	98,09	0,64	0,90	0,30	0,11
'Доля фазы, % (мае.). 460 °C.		’Доля фазы, % (об.		. ’Пересыщенный (Al) после закалки с			
Фаза Q, как это видно из табл. 4.5-4.7, может образовываться по
различным эвтектическим и перитектическим реакциям, самой
легкоплавкой из них является L —> (Al) + Al5Cu2MggSi6 + Al2Cu +
+ (Si) при ~ 505 °C.
При низких температурах (т. е. в процессе старения) образованию
стабильной фазы Q может предшествовать выделение метастабиль-
ных модификаций, характеристики которых приведены в табл. 8.13.
Сплавы данного типа часто содержат марганец, который оказыва-
ет ощутимое влияние на фазовый состав. Этот элемент при кристал-
лизации частично входит в состав (AI), а также образует включения
фазы А115(Fe,Мn)2Sij, которые хорошо выявляются в микроструктуре.
Таблица 8.13. Состав и кристаллическая структура четверной фазы Q и се
метастабильных модификаций [5]
Фаза	Концентрация, %			Параметры решетки, им	
	Си	Mg	Si	а	С
AI5Cu,MgHSi,,	20,3	31,1	27	1,032	0.405
AI,Cu,Mg|,ASi,	20,3	31,1	31,4	1,0393	0,4017
AlqCuMg6Sif, (О’)	-	-	-	1,04	0,406
Последовательность образования разных вторичных выделений в
Cu-содержащих авиалях зависит от концентрации меди [5], что пока-
зано ниже.
Концентрация	Последовательность стадий распада (А!)^:
меди :
малая....... (А1)$—> GPZ^> Р" (с Си?)—> 0'—> (Si) —> Р'—> Mg2Si, А12Си. (Si)
высокая..... (А!)^ —> GPZ—> Р" (с Си?)—>0' -»(Si)—ф'—> Q'—> Q. AI2Cu, (Si)
Максимальная прочность авиалей (табл. 8.14) не превышает
350-400 МПа, однако они обладают хорошей деформируемостью, в
том числе при комнатной температуре, а также высокой коррозион-
ной стойкостью, что обусловливает их сравнительно широкое приме-
нение. Из них делают практически все виды полуфабрикатов. Прессо-
ванные профили из сплавов АВ и АДЗ1 прочнее листов, что объясня-
ется пресс-эффектом. Величина пресс-эффекта в значительной мере
зависит от содержания марганца, а именно Мп-содержаших диспер-
соидов.
Таблица 8.14. Ъшичные механические свойства низколегированных де-
формируемых сплавов с Mg2Si
Фаза	Полуфабри кат1	о,„ МПа	а„,, МПа	8, %	о ,, МПа
АД31	Прессованные профили	240	190	12	90
АДЗЗ	Прессованные профили	340	280	И	НО
АД35	Прессованные профили	360	290	11	НО
АВ	Прессованные профили	380	300	12	120
— «—	Листы	330	250	14	100
'Т1 (см. табл. 1.8).					
Глзвз 9
ДЕФОРМИРУЕМЫЕ СПЛАВЫ
С ЦИНКОМ И МАГНИЕМ
Сплавы этой группы (7ххх серии по классификации АА) позволяют
добиться наибольшей прочности (о„ до 700—750 МПа) среди всех
стандартных алюминиевых сплавов, что и определяет особый интерес
к ним, а также области применения (прежде всего, авиастроение).
Главным легируюшим элементом в них является цинк, но все они со-
держат магний, а высокопрочные сплавы также и медь. В состав боль-
шинства сплавов этой группы входит то или иное количество диспер-
соидообразующих переходных металлов (обычно Mn, Zr, Сг). Соста-
вы некоторых промышленных марок приведены в табл. 9.1.
9.1.	Общие особенности фазового состава
В сплавах рассматриваемой группы, кроме цинка и магния (обыч-
но Zn : Mg > 2), основным легирующим компонентом может быть
медь, а в качестве малых добавок часто присутствуют переходные ме-
таллы (марганец, цирконий и хром, а в последнее время также скан-
дий). Основными примесями являются железо и кремний. Практиче-
ски все сплавы этой группы соответствуют первому структурному ти-
пу (Xi на рис. 1.1,6). Влияние каждого из этих элементов рассмотрено
ниже, и обобщено в табл. 9.2.
Цинк является главным компонентом, его количество может до-
стигать —10 % (в сплавах типа В96), но его типичная концентрация в
высокопрочных сплавах составляет 5-8 %. При кристаллизации часть
цинка расходуется на образование неравновесных эвтектических фаз
(Т или Л/), а после закалки этот элемент полностью входит в состав
(А1). Значительный эффект дисперсионного упрочнения после старе-
ния обусловлен выделением различных метастабильных фаз (в част-
ности, Т', Т", г]', г,"), которые характеризуются переменным соста-
вом. В сплавах без меди значительная часть цинка уже влитом состо-
янии содержится (вместе с магнием) в алюминиевом твердом раство-
ре, что позволяет добиться существенного прироста прочности за счет
Таблица 9.1. Химический состав некоторых деформируемых сплавов па основе системы Al—Zn
Марка'	Концентрация, %							
	Zn	Mg	Cu	Мп	Zr	Сг	Fe	Si
1915	4-5	1,0-1,8	0,1	0,2-0,7	0,08-0,2	0,06-0,2	0,4	0,35
1925	3,4-4	1,3-1,8	0,8	0,2-0,7	0,1-0,2	0,2	0,7	0,7
В95	5-7	1,8-2,8	1,4-2,0	0,2-0,6	—	0,1-0,25	0,5	0.5
В95оч	5-6,5	1,8-2,8	1,4-2,0	0,2-0,6	—	0.1-0,25	0,15	0,1
В96пч	5-6,5	1,8-2,8	1,4-2,0	0.2-0,6	—	0,1-0,25	0.05-0,25	0,1
В93пч	6,5-7,3	1,6-2,2	0.8-1,2	0,1	—	0,1-0.25	0.2-0.4	0,1
В96ц	8-9	2,3-3	2-2,6	0,05	0,1-0,2	0,05	0,4	0.3
B96U-3	7,6-8,6	1,7-2,3	1,4-2	0,05	0,1-0,2	0,05	0,2	0,1
А47004	3,8-4,6	1-2	—	0,2-0,7	0,1-0,2	0,05	0,35	0,25
А47075	5,1-6,1	2,1-2,9	1.2-2,0	0,3	—	0,18-0,28	0,5	0,4
ЯЯ7475	5.2—6.2	1,9-2,6	1,2-1,9	0,06	—	0,18-0,25	0.12	0,1
ЛЛ7050	5,7-6,7	1,9-2,6	1,2-1,9	0,1	0.08-0,15	0,04	0,15	0,12
ЯЯ7055	7.6-8,4	1,8-2.3	2-2.6	0.05	0.08-0.25	0,04	0,15	0,1
1 ГОСТ 4784-97, ОСТ 1-90048-80			и АА.					
Таблица 9.2. Распределение легирующих элементов и примесей между фа-
зами в сплавах на базе системы Al—Zn—Mg(—Cu)
Фазы	Zn	Mg	Cu	Fe	Si	Cr	Mn
Алюминиевый твердый раствор							
(AI)	+	+		-	+	+	
Вторичные выделения							
/(AIjMgjZiij-AIbCuMgj)	+	+	+	—	-	—	-
A/(MgZn,-AlCuMg)	4-	+	+	—	-	—	-
5(Al,CuMg)	-	+	+	—	-	-	-
AI6Mn	—	—	-	-	-	—	4-
AI,„MgMn	-	+	-	-	-	-	4-
Al-Cr	+	-	-	4-	4--	-	-
All2CrMn	-	-	-	-	-	4-	4-
Фазы кристаллизационного происхождения							
А1фе	-	-	-	4-	-	-	-
Al6( Fe, М n)	-	-	+	4-	—	4--	4-
AlsFe,Si	-	—	-	4-	4-	—	-
Al 1,( Fe, M n ),Si j	—	-	—	4-	-	4--	4-
Mg,Si	—	+	-	-	4-	—	-
7'(AI2Mg,Zn3-AI,,CuMg4)	+	+	+	-	-	-	-
A/(MgZn,-AICuMg)	+	+	4-	-	-	—	—
5(AI2CuMg)	-	4-	4-	-	-	-	-
старения без закалки. В большинстве сплавов без меди сумма Mg + Zn
не превышает 6-7 %, поскольку при большей концентрации возникает
опасность коррозионного растрескивания. Причиной этого является
склонность к образованию цепочек из вторичных выделений (обычно
стабильных фаз) по границам зерен. Эта склонность усиливается при
повышении степени пересыщенности (А1) в закаленном состоянии.
Магний вводят в сплавы данной группы, как правило, в количест-
ве 1—3 % для образования фаз-упрочнителей (см. выше). При нагреве
под закалку неравновесные Mg-содержащие фазы эвтектического
происхождения полностью растворяются в (А1). Механические свой-
ства сплавов в состаренном состоянии сильно зависят от концентра-
ции магния, поэтому его диапазон в марочных сплавах ответственно-
го назначения весьма узок.
Медь позволяет существенно снизить склонность к коррозионно-
му растрескиванию (по сравнению со сплавами без меди). Ее типич-
ная концентрация в марочных сплавах составляет 1-2 % (в наиболее
легированных - 2,6 %), что позволяет получить полностью однофаз-
ную структуру при нагреве под закалку. Медь обычно входит в состав
фаз М и Т (которые в четверных сплавах имеют очень широкую об-
ласть гомогенности), а также в состав 5-фазы (Al2CuMg). С повыше-
нием концентрации меди в сплаве увеличивается количество нерав-
новесной эвтектики. Медь сильно снижает равновесный солидус (на
неравновесном солидусе медь влияет слабее), что ограничивает диа-
пазон температур гомогенизации и нагрева под закалку. Кроме того,
коэффициент диффузии Си в (А1) меньше по сравнению с Mg и Zn,
поэтому для полной гомогенизации в сплавах с медью требуется боль-
ше времени.
Марганец часто используют в сплавах рассматриваемой группы в
количестве до 0,7 %. При низком содержании примесей этот элемент
может полностью входить в состав (AI), что способствует образованию
максимального количества дисперсоидов, препятствующих рекрис-
таллизации при нагреве под закалку. При наличии железа и кремния,
как правило, образуется фаза Al|5(Fe,Mn)2Si3 в виде скелетообразных
включений эвтектического происхождения. Это ведет к снижению
концентрации марганца в (А1) влитом состоянии, что уменьшает ко-
личество дисперсоидов, которые образуются в процессе гомогениза-
ции.
Цирконий и хром (как и марганец) выполняют, главным образом,
функцию антирекристаллизаторов. Хром, вероятно, может частично
входить в фазы с марганцем, а цирконий образует только фазу Al3Zr
(как правило, метастабильную модификацию с кубической решет-
кой). Их предельные концентрации составляют 0,2—0,25 %, посколь-
ку при большем количестве возникает опасность образования пер-
вичных алюминидов Al3Zr и А17Сг, что вытекает из соответствующих
двойных диаграмм (см. рис. 1.9). Последние также показывают, что
температуры плавки и литья должны быть выше ликвидуса, который
при наличии циркония и хрома определяется именно этими двойны-
ми диаграммами. Эффективным антирекристаллизатором является
скандий. Кроме того, этот элемент при определенных условиях может
способствовать дополнительному дисперсионному упрочнению за
счет образования при гомогенизации вторичных выделений фазы
Al3Sc, размер которых не превышает 10 нм. Следует также отмстить,
что, в отличие от циркония и хрома, скандий образует с алюминием
диаграмму эвтектического типа, поэтому его введение при обычных
концентрациях (0,2-0,3 %) не требует особого контроля температуры
для предотвращения образования первичных алюминидов. Несмотря
на высокую стоимость этого элемента, он является одним из наиболее
перспективных при создании особопрочных сплавов на базе системы
Al-Zn-Mg-(Cu). Скандий целесообразно вводить вместе с циркони-
ем, в этом случае происходит формирование диспероидов AI3(Sc,Zr),
которые обладают большей термической стабильностью по сравне-
нию с Al3Sc.
Кремний, связывая магний в фазу Mg2Si, сильно снижает и проч-
ность и пластичность, что связано с уменьшением концентрации Mg
в (AI) и хрупкостью силицида магния. В присутствии железа и марган-
ца возможно образование и других фаз, в частности Al8Fe2Si и
Al|5(FeMn)3Si2. Концентрация кремния в (А1) незначительна, что не
позволяет получить дополнительное упрочнение за счет вторичных
выделений Р' и Р" (Mg2Si). В сплавах ответственного назначения (на-
пример, В95оч) предельно допустимая концентрация примеси крем-
ния строго ограничена (<0,1 %).
Железо в сплавах без меди, марганца, кремния образует фазу
AI3Fe, иглообразные включения которой сильно снижают механиче-
ские свойства. При наличии меди возможно также образование фа-
зы AI7Cu2Fe, для которой также характерна игольчатая форма.
В присутствии Мп и Si наиболее вероятно образование фазы
AI|5(FeMn)3Si2, имеющей более благоприятную скелетообразную
морфологию. В сплавах ответственного назначения предельно допу-
стимая концентрация примеси железа строго ограничена. Однако в
некоторых сплавах железо является малой добавкой, правда в строго
регламентированных пределах (например, сплав В95пч содержит
0,5-0,25 % Fe).
Наиболее вероятное распределение вышеперечисленных элемен-
тов между алюминиевой матрицей и фазами кристаллизационного
происхождения приведено в табл. 9.2. Поскольку цирконий и скан-
дий образуют только фазы Al3Zr, AI3Sc и Al3(Zr,Sc), не связываясь с
другими элементами, они не приведены в этой таблице.
9.2.	Основные диаграммы состояния
Система Al—Mg—Zn. Фазовая диаграмма этой системы является ба-
зовой для сплавов типа 1915, а также, с некоторыми оговорками, и для
высокопрочных сплавов системы Al-Cu-Mg—Zn, содержащих не бо-
лее 1 % Си. Поскольку диаграмма Al—Mg-Zn построена весьма по-
дробно [1—5], по ней можно сделать многие количественные оценки.
В тройной системе (А1) может находиться в равновесии с фазами
AI8Mg5, AI2Mg3Zn3, MgZn2, Mg2Aln и (Zn). Общий вид фазовой диа-
граммы Al-Mg-Zn, а также изотермы ликвидуса, солидуса и сольвуса
(в алюминиевом углу диаграммы) приведены на рис. 9.1. Нонвариант-
Таблица 9.3. Нонвариаптные реакции в системе Al—Mg—Zn с участием
Реакция	Точка на рис. 9.1, а	Т,°с	Концентрация в фазах, %*							
			1		2		3		4	
			Mg	Zn	Mg	Zn	Mg	Zn	Mg	Zn
L —>(А1) +AlBMg5 + Al2Mg3Zn3	Е,	447	30	12	13	2	34	10	30	26
L -> (Al)+AI2Mg3Zn32	е}	489	18	45	5	12	21	54	-	-
£+AI2Mg3Zn3—> (Al)+ MgZn2’	Р,	475	11,3	60,4	3	14	16	83	20	64
L +MgZn,->Mg,Znn + (Al)	Р,	368	3,5	92	15	85	7	92	1	78
L —> (Al)+(Zn)+Mg2Ziin	Е2	343	3	93	1	80	7	92	0,5	99
'1-4 - фазы в реакциях в последовательности слева						направо.		’Реакция		на
квазибинарном разрезе. ’Возможен другой вариант: L—> (Al)+MgZn,+Ai2Mg3Zn3.										
ные реакции с участием (А1) приведены в табл. 9.3, а моновариантные —
в табл. 9.4. В системе Al—Mg—Zn выделяют два квазибинарных разре-
за: Al-Al2MgjZnj (489 °C) и Al-MgZn2 (475 °C). В последнем случае
трехфазное нонвариантное превращение совпадаете четырехфазным.
Растворимости магния и цинка в (AI) существенно уменьшаются при
понижении температуры (табл. 9.5), что обусловливает значительный
эффект дисперсионного упрочнения, связанного с вторичными выде-
Таблица 9.4. Моновариантные реакции в системе Al—Mg—Zn с участием (А1)
Реакция	Линия на рис. 9.1, a	T,°C
L—> (Al) +Al,Mg3Zn3	e2- Ei и eP,	489-447 и 489-475
L—>(A1) +Al}tMg5		450-447
L—>( Al) +MgZn2	P<-Pi	475-368
L—>(AI) +Mg2ZnN	p2-e2	468-343
L—>(Al)+(Zn)	e2-E2	382-343
Таблица 9.5. Предельная растворимость магния и цинка в (А1) в системе
Al—Mg—Zn
Фазовая область	Элементы, %	T, °C							
		475	460	447	440	400	350	300	200
(Al) + AlBMg,+	Mg	—	—	12,5	12,3	10,5	8,4	6,0	2,8
+ AI2Mg,Zn3	Zn	—	-	1,8	1,6	1,1	0,6	0,4	0,2
(Al) + MgZn, +	Mg	2,8	2,6	—	2,3	1,7	1,1	0,7	0,2
+ Al2Mg3Zn3	Zn	14,3	12,5	-	11,4	8,6	6,0	3,7	1,0
лениями метастабильных модификаций фаз Al2Mg3Zn3 (Т', Т") и
MgZn2 (т|', т|").
В фазе Al8Mg5 растворяется до 10 % Zn, в то время как в фазе
(Zn) - не более 0,1 % Mg. Соединение MgZn2 (84,32 % Zn) служит
прототипом гексагональной фазы Лавеса. Оно относится к прост-
ранственной группе Рбз/mmc (12 атомов в элементарной ячейке) с
параметрами а = 0,516-0,522 нм и с = 0,849-0,856 нм. Это соедине-
ние образует непрерывный ряд твердых растворов с фазой AlCuMg
из системы Al-Cu—Mg, который обычно обозначают как М. В этой
фазе может растворяться до 3 % AI. Фаза Mg2Zn| । (6,33 % Mg) обла-
дает кубической решеткой (пространственная группа //иЗ, 39 ато-
мов в элементарной ячейке) с параметром а = 0,855 нм. В обеих фа-
зах растворяется не более 1 % AI. Между фазами Mg2Ziin и
Al5Cu6Mg2 (из системы Al-Cu-Mg) образуется непрерывный ряд
твердых растворов. Состав тройной фазы меняется в интервале
20-35 % Mg и 22—65 % Zn, что соответствует формулам Al2Mg3Zn3
или (AlZn)49Mg32. Она обладает кубической решеткой (пространст-
венная группа /m3, 162 атома в элементарной ячейке). Параметр
решетки меняется от 1,429 до 1,471 нм по мере увеличения содер-
жания цинка. Эта фаза обычно обозначается как Т, и она изоморф-
на аналогичной фазе из системы Al—Cu—Mg.
Система Al—Cu—Zn. Хотя промышленные сплавы на базе систе-
мы AI—Cu—Zn практически отсутствуют, рассмотрение данной
тройной фазовой диаграммы необходимо для анализа более слож-
ных систем с участием меди и цинка. Прежде всего это относится к
системе Al—Cu—Mg—Zn, которая является основой высокопрочных
сплавов.
Согласно наиболее вероятному строению диаграммы состояния
этой тройной системы [2, 5], в равновесии с (А1), кроме А12Си и
(Zn), могут находиться еще две фазы: Cu5Zn2Al3 (т) и CuZn5. Поле
первичной кристаллизации алюминиевого твердого раствора зани-
мает широкую концентрационную область этой системы (рис. 9.2).
Нонвариантные реакции с участием (А1) приведены в табл. 9.6, а
предельные растворимости меди и цинка в (AI) при разных темпе-
ратурах — в табл. 9.7.
Тройная фаза т имеет область гомогенности в интервале концен-
траций 56-58 % Си и 10-30 % Zn, в промышленных алюминиевых
сплавах она не встречается. Сообщается о двух разных структурах
этой фазы — тит', однако двухфазная область не обнаружена.
Структура фазы при относительно большой концентрации алюми-
ния очень близка к соединению Al7Cu4Ni. Структуру т имеют ком-
позиции, точки концентраций которых расположены ближе к сто-
нм при 57 % Си и 25 % Zn. Структура фазы т', которая формируется
при большей концентрации алюминия, соответствует формуле
AljCiijZn (56,7 % Си и 19,2 % Zn). Соединение имеет искаженную
ОЦК решетку; наблюдаются сильные сверхструктурные линии ре-
шетки типа CsCI. В соединении CuZn5 (78-87 % Zn) может раство-
ряться до 5 % AI. Если эта фаза не содержит алюминия, а концент-
рация цинка составляет 82 %, она имеет гексагональную плотно-
упакованную решетку (пространственная группа Р6</ттс) с пара-
метрами а = 0,274 нм и с = 0,429 нм. В фазе AhCu растворяется до
2—3 % Zn, при этом ее свойства и параметр решетки мало меняют-
ся [2, 5]. При температуре плавления эвтектики (379 °C) в твердом
растворе на основе цинка находится до 1,25 % А! и 2,75 % Си.
Система Al—Cu—Mg—Zn. Несмотря на то что данная система явля-
ется основой самых прочных алюминиевых сплавов (как литейных,
так и деформируемых), она к настоящему времени изучена явно недо-
статочно даже в области промышленных сплавов. Особенностью этой
диаграммы является то, что три фазы системы Al—Mg—Zn и три фазы
системы Al-Cu-Mg образуют между собой непрерывные ряды твер-
дых растворов: Т (Al6CuMg4 и Al2Mg3Zn3), М (MgZn2 и AlCuMg) и 7
(Al5Cu6Mg2 и Mg2ZnN) (рис. 9.3, а).
При этом в системе Al-Cu-Mg фазы AlCuMg и Al7Cu6Mg2 не нахо-
дятся в равновесии с (А1) и требуется добавка цинка, чтобы оно уста-
новилось.
При сравнительно большом количестве экспериментальных дан-
ных, обобщенных в [2, 5], строение алюминиевого угла (рис. 9.3, б, в)
в значительной мере носит предположительный характер. В этой чет-
верной системе возможно протекание шести нонвариантных реак-
ций, все они, вероятно, перитектические (табл. 9.8). Следует отме-
тить, что последние протекают при концентрациях, достаточно дале-
ких от состава промышленных сплавов. Для практического примене-
ния наибольшую ценность представляют изотермические и поли тер-
мические сечения (см. ниже в этой главе).
Фазы Al6CuMg4 и Al2Mg3Zn3 и в тройных системах существуют в
широком интервале концентраций (см. рис. 6.1, б и 9.1, б), а в четвер-
ной системе область гомогенности четверного твердого рас твора (фа-
за Г) особенно обширна (см. рис. 9.3, а). Фаза Тимеет кубическую ре-
шетку (пространственная группа /m3, 162 атома в элемен тарной ячей-
ке) с параметром а, изменяющимся от 1,415 до 1,471 им. Четверной
раствор между соединениями CuMgAI и MgZn2 (фаза М) имеют гекса-
гональную решетку (пространственная группа Рб-Jmmc, 12 атомов в эле-
ментарной ячейке) с параметрами, колеблющимися около а = 0,518 нм
и с = 0,852 нм. Твердый раствор, образованный соединениями
Таблица 9.8. Нонвариантные реакции в системе Al—Cu—Mg—Zn с
участием (А1)
Реакция	Точка на рис. 6.3, в	Состав жидкости, %			Т, °C
		Zn,	Mg	Си	
Z+CuZn5 —>(Al)+(Zn)+Z	Р,	91,1	2,2	3,4	350
L +A(iCujZn—>( Al) +CuZn5 + Z	Р;	82.6	2,4	10,1	363
Z.+AI,Cu—>(Al)+AlCujZnj+Z	Р,	77,2	3,0	9,8	377
L + 5 +A12Cu->(AI)+Z	Р4	6,5	6,5	38,9	482
L + 5->(Al) +Z+ M	Ps	-	-	-	<467
L +T—>(A1) + 5 + M или	Р„	-	-	-	<467
£.—»(AI) +- T+S + M					
Таблица 9.9. Кристаллическая структура метастабильных фаз, образую-
щихся в промышленных сплавах 7ххх серии [5]
Фаза	Кристаллическая структура	Параметры решетки		
		а, нм	С, нм	₽
М’ (П')	Гексагональная	0,496	0,868	-
	Гексагональная	0,456	6d(l 11)(А1) (1,403)	-
	Гексагональная	0,515-0,523	0,848-0,862	—
	Моноклинная	0,497	0,554	120°
	Гексагональная	0,496	0,702	-
Т'	Кубическая	1,42-1,44	-	-
	Гексагональная	1,39	2,75	-
S'	Орторомбическая	0,405	0,720	b = 0,906 нм
Cu6Mg2Al5 и Mg2Znn (фаза Z), имеет кубическую решетку (простран-
ственная группа ЛиЗ, 39 атомов в элементарной ячейке) с параметром
а = 0,831—8,55 нм. В фазе А12Си практически не растворяется магний
и растворяется не более 2 % Zn. Фаза Al2CuMg также имеет очень ог-
раниченный интервал существования, и растворимость в ней цинка
не превышает 1 %. В сплавах, содержащих 4-8 % Zn и 0,5-1,0 % Си,
параметр решетки увеличивается с увеличением содержания магния в
твердом растворе, достигая значений а = 0,407—0,408 нм при 6—7 %
Mg. Поскольку упрочнение в высокопрочных сплавах на базе этой си-
стемы достигается за счет образования метастабильных фаз, кристал-
лическая структура некоторых из них приведена в табл. 9.9.
Таблица 9.10. Нонвариаитные реакции в системе Al—Fe—Mg—Zn с
участием (Al)
Реакции	Точка на рис. 9.4, б	т,°с	Состав жидкости, %		
			Zn	Mg	Fe
L—>(AI) +AIHMgs+AbMgjZn, + Al, Fe	£)	-446	-12	-30	<1
L -^(AI)+AI,Mg,Zn,+AI3Fe'	(?5	-488	-45	-18	<1
L + Al2Mg3Zn,—>(AI) + MgZn,+ Al3Fe2	р,	-474	-60	-II	<1
L + MgZn2->(AI) + MgiZn,, + Al,Fe	Р:	-367	-92	-3.5	<1
L—>(AI) + (Zn) + Mg,Zn, । + AI,Fe	е2	-342	-93	-3	<1
'Реакция в квазитройном сечении. ^Другой вариант реакци + AI,Mg3Zn, + AhFe.			i: /.-> (Al) + MgZn; 		
аграммы, приведенное на рис. 9.4, основано на том, что железо не
образует фаз с магнием и цинком. Поэтому единственной Fe-co-
держашей фазой, которая может быть в равновесии с (AI), являет-
ся Al3Fe. Железо мало влияет на температуры нонвариантных реак-
ций (табл. 9.10) по сравнению с тройной системой Al—Mg—Zn. Его
концентрация в жидкости, по-видимому, составляет десятые доли
процента. С другой стороны, эвтектическая реакция L —> (AI) +
+ AI3Fe, которая в двойной системе протекает при 655 °C, при на-
личии магния и цинка становится широкоинтервальной и заканчи-
вается ниже 500 °C. В промышленных сплавах (при низком крем-
нии) именно эта реакция протекает после первичной кристаллиза-
ции (А1).
Система Al—Mg—Si—Zn. Кремний является второй после железа
вредной примесью в сплавах на базе системы Al-Mg-Zn(-Cu). Этим
и обусловлена необходимость рассмотрения алюминиевого угла этой
четверной диаграммы.
Как следует из тройной диаграммы Al—Mg—Si (см. рис. 3.1), крем-
ний образует с магнием фазу Mg2Si, что несколько усложняет анализ
фазовых равновесий по сравнению с предыдущей системой. Согласно
рис. 9.5, а, силицид магния (в отличие от кремниевой фазы) находит-
ся в равновесии с фазами AljMgjZiij и MgZn2, что объясняет его при-
сутствие в промышленных сплавах системы Al—Mg—Zn. Политерми-
ческая проекция (рис. 9.5, 0 и нонвариаитные реакции кристаллиза-
ции (табл. 9.11) вытекают изданного варианта фазовых равновесий в
твердом состоянии.
Таблица 9.11. Нонвариантные реакции в системе Al—Mg—Si—Zn с учас-
тием (Al)
Реакция	Точка на рис. 9.5, б	т,ис	Состав жидкости. %		
			Zn	Mg	Si
L —> (Al) + AI»Mgs + Al,MgjZn,+ Mg,Si		-446	-12	-30	<1
L —> (Al) + Al,Mg3Zn3 + MgjSi1	е5	-488	-45	-18	<1
Z.+Al2Mg3Zn3->(AI) + MgZn2 + Mg2Si2	р,	-474	-60	-11	<1
L+ MgZn,-»(Al)+ MgiZn,, + Mg,Si	р:	-367	-92	-3.5	<1
L+MgiSi -»(Al) + Mg,ZnH +(Si)	р}	-.367	-92	-3.5	<1
L—>(AI) +(Zn) +Mg;Znn+ (Si)	£,	-342	-93	-3	<1
'Реакция в кваэитройном сечении. 2Другой вариант реакции				L ->	(Al)+
+ Al2Mg3Zn3 + MgZn2 + Mg,Si.					
9.3.	Сплавы без меди
Сплавы средней прочности (до 400 МПа) на базе системы
Al—Zn-Mg (1915, 1925 и др., см. табл. 9.1) содержат не более 6-7 %
(Zn+Mg) и малые добавки переходных металлов (Мп, Zr, Сг, Ti). Фа-
зовый состав этих сплавов может быть проанализирован по сечениям
соответствующей тройной диаграммы состояния (рис. 9.6). Согласно
последним, цинк и магний полностью входят в состав (А1) в широком
диапазоне температур и образуют при старении фазы упрочнители
Al2Mg3Zn3 (Т' и Т") и MgZn2 (т|' и т|" ). Переходные металлы входят в
состав дисперсоидов, которые позволяют сохранять в деформирован-
ных полуфабрикатах, в частности прессованных, перекристаллизо-
ванную структуру. Поскольку цинк не образует фаз с марганцем, вли-
яние последнего можно проанализировать по диаграмме Al—Mg—Мп
(см. рис. 7.1).
При наличии примесей железа и кремния следует рассматривать си-
стему Al-Fe-Mg-Si—Zn. В частности, можно воспользоваться изотер-
мическим сечением при 7 % Zn и 3 % Mg, которое показано на рис. 9.7.
Из него следует, что эти примеси при обычных концентрациях (до 0,5 %)
образуют только фазы Al3Fe и Mg2Si, как и в соответствующих че твер-
ных диаграммах (см. рис. 9.4 и 9.5). Появление фазы Al8Fe2Si возможно
при достаточно высокой концентрации кремния (более 1 %). Однако
при ускоренном затвердевании и при меньшей концентрации магния
образование этой фазы в результате неравновесной кристаллизации
вполне вероятно.
Рис. 9.8. Расчетные зависимости объемной доли фаз в сплавах типа ЛЛ7004:
а — 1,5 % Mg; б — 4,5 % Zn; 1 — фаза Т-,2 — фаза М
Рис. 9.9. Зависимость массовой доли
твердых фаз от температуры в сплаве
ЛЛ7004 в процессе неравновесной крис-
таллизации
Сплавы на базе системы
Al—Zn-Mg характеризуются
средней прочностью и хорошей
технологичностью (в том числе
при сварке плавлением). Они
используются там, где проч-
ность магналиев недостаточна.
Типичным представителем яв-
ляется отечественный сплав
1915 (по составу он близок аме-
риканскому сплаву А47004), его
типичные механические свой-
ства (в виде прессованных про-
филей и труб, а также листов)
приведены в табл. 9.14.
Таблица 9.12. Фазовый состав сплава 7004 при 460 °C, рассчитанный по
программе Thermo-Calc
Фаза	См1	Qv	Химический состав, % (мае.)					
			AI	Zn	Mg	Мп	Fe	Si
(А1)	98.01	98,44	94,04	4,29	1,53	0,14	0,001	0,01
А16Мп	0,72	0,60	74,32	0,00	0,26	19,33	6,09	0,00
AI,s(FeMn)3Si,	1,27	0,97	62,90	0,00	0,00	17,83	12,23	7,03
Сплав	100	100	Осн.	4,2	1,5	0,5	0,2	0,1
'Доля фазы, % (мае.). 2Доля фазы, % (об.).								
9.4.	Сплавы с медью
Высокопрочные сплавы на базе системы Al-Zn-Mg-Cu (7ххх)
обладают максимальным уровнем прочностных характеристик (ои
до 700 МПа, о0 2 до 650 МПа) среди всех промышленных алюмини-
евых сплавов. Вместе с тем у них относительно низкий уровень
коррозионной стойкости и теплопрочности. Они используются
главным образом в авиации и оборонной промышленности для из-
готовления деталей ответственного назначения. Упрочнение этих
сплавов достигается за счет метастабильных модификаций фаз М и
Т, которые представляют собой изоморфные твердые растворы
между MgZn2 и AlCuMg для Л/-фазы, Al2Mg3Zn3 и Al6CuMg4 для Т-
фазы. Часто эти сплавы содержат небольшие добавки переходных
металлов (Мп, Сг, Zr), которые в основном выполняют функцию
антирекристаллизаторов. Высокопрочные сплавы очень чувстви-
тельны к примесям железа и кремния, в первую очередь это касает-
ся характеристик вязкости разрушения и сопротивления усталости.
В связи с этим для наиболее ответственных изделий используют
марки сплавов с повышенной чистотой, например В95оч, /Ы7475
(см. табл. 9.1). Следует отметить, что требуемый уровень свойств
может быть достигнут только при тщательном соблюдении режи-
мов всех операций технологической цепочки: от слитка до готово-
го термообработанного полуфабриката. Для анализа микрострук-
туры гомогенизированных слитков и полуфабрикатов сплавов это-
го типа следует использовать изотермические и политермические
сечения диаграммы состояния Al—Zn—Mg—Си, которые приведены
на рис. 9.11—9.16.
Как видно из рис. 9.11, а уже при 0,5 % Си происходит заметное
усложнение фазового состава по сравнению с системой Al—Zn—Mg.
Если в тройной системе возможно образование лишь двух избыточ-
ных фаз (М и Т), то медь к ним добавляет еще две (5 и А12Си). Нали-
чие А12Си в промышленных сплавах представляется маловероятным,
поскольку это возможно при высокой меди и низких концентраци-
ях магния и цинка, что находится вне рамок марочных составов (см.
табл. 9.1). Остальные три фазы (Л/, Т и 5) могут присутствовать в
разных сочетаниях. При этом небольшие изменения состава сильно
сказываются на положении фазовых границ (см. рис. 9.11, 9.12). С
увеличением концентрации меди в сплаве происходит сужение од-
нофазной области и расширение диапазона присутствия фазы 5 (см.
рис. 9.12).
В сплаве В96ц, наиболее легированном и прочном, часть фаз кри-
сталлизационного происхождения, содержащих Zn, Mg и Си (прежде
после перестаривания) является
фаза М (см. табл. 9.16).
Отличительной чертой ли-
той микроструктуры слитков
сплавов системы Al—Cu—Mg—
Zn повышенной чистоты явля-
ется наличие прожилок нерав-
новесной эвтектики (обычно
вырожденной), т. е. она полно-
стью соответствует той, кото-
рая характерна для сплавов ти-
па Л, (см. рис. 1.1,«). В качест-
ве примера на рис. 9.18 приве-
дены микроструктуры сплавов
В95пч и 1933. При гомогениза-
ции слитков эта эвтектика рас-
творяется, а при охлаждении
происходит образование вто-
ричных выделений, размер ко-
торых зависит от условий охлаждения. Фазовый состав этих выделе-
ний можно оценить по соответствующих политермическим разрезам.
В сплаве В95пч (при 2 % Си и 2 % Mg) это, скорее всего, фазы Т и 5’
(см. рис. 9.15), а в сплаве В93пч (при 1 % Си и 2 % Mg) наиболее веро-
ятной является фаза М (см. рис. 9.14). Количество эвтектических фаз
в таких сплавах после гомогенизации невелико, и по размерам они со-
поставимы с крупными зернограничными выделениями (на рис. 9.18,
б) видно несколько относительно крупных частиц на межзеренной
Рис. 9.17. Зависимость массовой доли
твердых фаз от температуры в сплаве
ЛЛ7075 (В95) в процессе неравновесной
кристаллизации
Таблица 9.15. Фазовый состав сплава 7075 при 460 °C, рассчитанный по
программе Thermo-Calc
Фаза	См'	Qv	Химический состав, % (мае.)						
			AI	Zn	Mg	Си	Fe	Cr	Si
(А1)	98,70	98,83	90,26	5,67	2,37	1,62	0,003	0,06	0,01
Mg2Si	0,25	0,35	0,00	0,00	63,38	0,00	0,00	0,00	36,62
AljFe	0,55	0,38	59,49	0,00	0,00	0,18	31,74	8,55	0,04
AI7Cr	0,50	0,43	76,90	0,00	0,00	0,00	4,45	18,65	0,00
Сплав	100	100	Осп.	5,6	2,5	1,6	0,2	0,2	0,1
'Доля фазы, % (мае.). (Доля фазы, % (об.).									
Таблица 9.17. Фазовый состав сплава ЛЛ7055 при 460 °C, рассчитанный
по программе Thermo-Calc
Фаза	Gm1	Qv	Химический состав, % (мае.)						
			А1	Zn	Mg	Cu	Zr	Fe	Si
(AI)	98,98	99,25	87,84	8,08	1,94	2,10	0,02	0,002	0,015
Mg2Si	0,13	0,18	0,00	0,00	63,38	0,00	0,00	0,00	36,62
AljZr	0,25	0,16	47,02	0,00	0,00	0,00	52,98	0,00	0,00
Al2Cu2Fe	0,65	0,41	50,80	0,00	0,00	34,18	0,00	15,02	0,00
Сплав	100	100	Осн.	8,00	2,00	2,30	0,15	0,10	0,06
'Доля фазы, % (мае.). (Доля фазы, % (об.).									
границе). Зеренная структура деформированных полуфабрикатов
сплавов типа В95пч и В93пч вытекает из общих закономерностей. В
частности, она зависит от скорости и температуры деформации, как
это показано на рис. 1.22 на примере сплава АК.8.
В микроструктуре деформированных полуфабрикатов сплавов
обычной чистоты (например, в марке В95 допускается до 0,5 % Fe и
0,5 % Si, см. табл. 9.1) следует ожидать строчек из нерастворимых эв-
тектических включений. В сплаве В95, имеющем добавку марганца,
наиболее вероятно наличие в строчках фазы Al|5(FeMn)3Si2.
Сплав А47055 отличается отЛ/17075 большей концентрацией меди
(см. табл. 9.1), поэтому в нем больше и Cu-содержаших фаз как крис-
таллизационного (табл. 9.17), так и вторичного (табл. 9.18) происхож-
Таблица 9.18. Фазовый состав алюминиевой матрицы сплава 7055 при
200 °C, рассчитанный по программе Thermo-Calc
Фаза	(2м1	Qv-	Химический состав, % (мае.)						
			А1	Zn	Mg	Cu	Zr	Fe	Si
(Al)	88,77	93,48	98,06	1,75	0,08	0,11	<0,01	<0,01	<0,01
AljCu	0,04	0,02	46,01	0,02	0,00	53,82	0,00	0,00	<0,01
M	9,81	5,36	4,10	66,79	16,64	12,47	0,00	0,00	0,00
S	1,29	1,03	38,05	0,00	17,14	44,81	0,00	0,00	0,00
(Al),5	100	100	87,84	8,08	1,94	2,10	0,02	<0,01	0,01
'Доля фазы, % (мае.). "Доля фазы, % (об.). 'Пересыщенный (А1) после закалки с 460 °C.									
рис. 9.12, д, представляют собой фазу 5. Эти включения могли сохра-
ниться из-за пониженной температуры отжига или недостаточной
выдержки. Вторичные выделения, типичные в сплавах данной группы
(на примере сплава ЛЛ7050 (см. табл. 9.1)), приведены на рис. 9.20.
Типичные механические свойства высокопрочных сплавов на базе
системы Al-Zn-Mg-Cu приведены в табл. 9.19. При высоких значе-
ниях oD и о0.2 они имеют относительно низкий уровень коррозионной
стойкости и теплопрочности. Сплавы этой группы используются,
главным образом, в авиации и оборонной промышленности для изго-
товления деталей ответственного назначения, работающих при уме-
ренных температурах и с защитными покрытиями.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
1.	Захаров А.М. Промышленные сплавы цветных металлов. Фазовый
состав и структурные составляющие. - М.: Металлургия, 1980. - 256 с.
2.	МондольфоЛ.Ф. Структура и свойства сплавов. Пер. с англ. - М.:
Металлургия, 1979. - 640 с.
3.	Диаграммы состояния систем на основе алюминия и магния:
Справочное издание / М.Е. Дриц, Н.Р. Бочвар и др. — М.: Наука, 1977. —
228 с.
4.	Philips H.W.L. Annotated Equilibrium Phase Diagrams of Some
Aluminum Alloy Systems. — London, 1959. Inst. Met. Monograph 25.
5.	Belov N.A., Eskin D.G. and Aksenov A.A. Multicomponent Phase
Diagrams: Applications for Commercial Aluminum Alloys. Elsevier, 2005. -
414 P.
6.	Захаров А.М. Диаграммы состояния двойных и тройных систем. —
М.: Металлургия, 1990. — 240 с.
7.	Захаров А.М. Диаграммы состояния четверных систем. — М.:
Металлургия, 1964. - 240 с.
8.	Захаров А.М. Многокомпонентные металлические системы с
промежуточными фазами. — М.: Металлургия, 1985. — 133 с.
9.	Петров Д.А. Четверные системы: новый подход к построению и
анализу. — М.: Металлургия, 1991. — 284 с.
10.	Белов Н.А. Диаграммы состояния тройных и четверных систем:
Учебное пособие для вузов. - М.: МИСиС, 2007. - 360 с.
11.	Белов Н.А., Савченко С.В., Хван А.В. Фазовый состав и структура
силуминов. - М.: МИСиС, 2007. - 284 с.
12.	L. Bckerud, Е. Krol, J. Tamminen. Solidification Characteristics of
Aluminium Alloys. V. 1: Wrought Alloys. — Oslo: SkanAluminium
/ Universitetsforlaget AS, 1986.
13.	L. Backerud, G. Chai, J. Tamminen. Solidification Characteristics of
Aluminum Alloys. V. 2: Foundry Alloys, Des Plaines: AFS / SkanAluminium,
1990.
14.	Золоторевский B.C., Белов Н.А. Металловедение литейных алю-
миниевых сплавов. - М.: МИСиС, 2005. — 376 с.
15.	Силумины: Атлас структур и фрактограмм: Справочное изда-
ние. / А.Г. Пригунова, Н.А. Белов и др. / Под ред. Ю.Н. Тарана и
В.С. Золоторевского. - М.: «МИСИС», 1996. - 175 с.
16.	Belov N.A., Aksenov А.А. and Eskin D.G. Iron in Aluminum Alloys:
impurity and alloying element. Taylor and Fransis, 2002. — 360 pp.
17.	Belov N.A., Zolotorevskiy V.S. and Gta&ff M.V. Casting Aluminum
Alloys, Elsevier, 2007. — 528 pp.
18.	Белов H.A., Золоторевский B.C., Евсеев Ю.В. Вязкость разруше-
ния литейных сплавов системы Al—Mg—Zn—Cu—Fe—Si // Изв. вузов.
Цветная металлургия. 1982. № 6. С. 81—85.
19.	Белов Н.А., Золоторевский В.С., Евсеев Ю.В. О вязкости разру-
шения литейных сплавов системы Al—Mg—Zn—Си // Изв. АН СССР.
Металлы. 1984. № 1. С. 120-123.
20.	Белов Н.А., Золоторевский В.С., Евсеев Ю.В. Влияние избыточ-
ных фаз на вязкость разрушения литого сплава системы Al—Mg—Zn
// Изв. вузов. Цветная металлургия. 1984. № 3. С. 78—82.
21.	Белов Н.А., Золоторевский В.С., Евсеев Ю.В. Структура, фазовый
состав и механические свойства литейного сплава А1—7 % Mg—3 % Zn
с добавками Fe и Be // Изв. вузов. Цветная металлургия. 1985. № 5.
С. 71-77.
22.	Белов Н.А., Золоторевский В.С., Евсеев Ю.В. О связи вязкости
разрушения литейного сплава системы Al—Mg—Zn с морфологией из-
быточных фаз // Изв. АН СССР. Металлы. 1985. № 6. С. 151-157.
23.	Золоторевский В.С., Белов Н.А., Мансуров Ю.Н. Морфология и
состав Fe-содержащих фаз в литейных магналиях // Изв. вузов. Цвет-
ная металлургия. 1986. № 4. С. 85-90.
24.	Белов Н.А., Золоторевский В.С., Евсеев Ю.В. Модифицирование
Fe-фаз в силумине типа АК.5М2 добавками переходных металлов
// Цветные металлы. 1988. № ЕС. 68—70.
25.	Золоторевский В.С., Аксенов А.А., Белов Н.А., Мансуров Ю.Н.,
Истомин-Кастровский В.В. О микролегировании высокопрочных
литейных А1 сплавов с повышенным содержанием Fe и Si // Изв.
АН СССР. Металлы. 1988. № 1. С. 114-120.
26.	Белов Н.А., Курдюмова Т.А. Диаграмма состояния Al-Si-Fe—Be
и возможности нейтрализации Fe-фаз в силуминах // Изв. АН СССР.
Металлы. 1989. № 2. С. 210-215.
27.	Золоторевский В.С., Белов Н.А., Курдюмова Т.А: Оптимизация
структуры вторичных силуминов с целью повышения их пластичнос-
ти и вязкости разрушения // Изв. вузов. Цветная металлургия. 1989.
№ 1. С. 76-88.
28.	Белов Н.А., Золоторевский В.С., Гусев А. Ю. Структура и механи-
ческие свойства вторичных силуминов, легированных Fe // Цветные
металлы. 1990. № 6. С. 99-101.
29.	Белов Н.А., Аксенов А.А., Золоторевский В.С. Влияние железа на
структуру сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu // Изв. АН СССР. Метал-
лы. 1991. №4. С. 209-211.
30.	Белов Н.А., Тагиев Э.Э. Эвтектические структуры в сплавах на
основе твердого раствора системы Al—Zn—Mg—Си // Изв. вузов.
Цветная металлургия. 1991. № 2. С. 95-98.
31.	Белов Н.А., Золоторевский В.С., Тагиев Э.Э. Влияние алюмини-
да никеля и силицида магния на структуру, механические и литейные
свойства сплава А1-6 % Zn—1,6 % Mg-1 % Си // Металлы. 1992. № 1.
С. 146-151.
32.	Белов Н.А. Оптимизация состава и структуры малокремнистых
силуминов с высоким содержанием Fe // Изв. вузов. Цветная метал-
лургия. 1992. № 4. С. 130-135.
33.	Белов Н.А., Золоторевский В.С., Гусев А. Ю. Вязкость разруше-
ния стандартных силуминов// МиТОМ. 1992. № 10. С. 32-33.
34.	Kubicek L., Tagijev Е., Zolotorevskij V., Belov N., Holicek S., Procio
M. Vliv niklu na strukturu hlinikovych slitin Al—Zn—Mg—Cu // Fyzikalni
metalurgie (Bratislava). 1993. V. 31. No. 4. P. 329-336.
35.	Белов Н.А. Структура и механические свойства эвтектических
сплавов системы Al—Si—Mg—Ni // Металлы. 1993. № 5. С. 133—138.
36.	Белов Н.А. Структура и упрочнение литейных сплавов систе-
мы алюминий— никель—цирконий // МиТОМ. 1993. № 10. С. 20-24.
37.	Белов Н.А., Золоторевский В.С., Лузгин Д.В. Влияние меди и
магния налитую структуру и механические свойства сплава А1—2,25 %
Fe-2,25 % Si// Металлы. 1994. № 1. С. 119-124.
38.	Белов Н.А., Золоторевский В.С., Лузгин Д.В. Жаропрочные ли-
тейные алюминиевые сплавы, легированные железом // Металлы.
1994. № 3. С. 70-76.
39.	Belov Н.А. Principles of Optimising the Structure of Creep-Resisting
Casting Aluminium Alloys Using Transition Metals // Journal of Advanced
Materials. 1994. 1 (4). P. 321-329.
34.	Белов Н.А. Анализ неравновесной кристаллизации доэвтекти-
ческих силуминов с использованием многокомпонентных диаграмм
состояния И Металлы. 1995. № 1. С. 44-51.
35.	Белов Н.А. Использование многокомпонентных диаграмм со-
стояния для оптимизации структуры и состава высокопрочных литей-
ных алюминиевых сплавов // Изв. вузов. Цветная металлургия. 1995.
№1. С. 48-57.
36.	Белов Н.А. Влияние эвтектических фаз на характер разрушения
высокопрочных литейных алюминиевых сплавов // МиТОМ. 1995.
№ 6. С. 20-24.
.	37. Белов Н.А., Наумова Е.С. Перспективы создания конструкцион-
ных литейных сплавов эвтектического типа на основе системы
Al-Ce-Ni // Металлы. 1996. № 6. С. 146-152.
38.	Belov N.A., Zolotorevskij KS. and Luzgin D.V. Effect of heat treat-
ment on the morphology of iron-bearing phases in aluminium alloys
//Journal of Advanced materials. 1996. 3 (3). P. 228-238.
39.	Белов H.A., Истомин-Кастровский В.В., Наумова Е.С. Исследо-
вание распада аномально пересыщенных твердых растворов в литых
сплавах на основе алюминия, легированных цирконием // Изв. вузов.
Цветная металлургия. 1996. № 4. С. 45—50.
40.	Белов Н.А., Гусев А. Ю. Оптимизация количества магния и меди
в силуминах типа АК.7 // МиТОМ. 1996. №3. С. 10-13.
41.	Золоторевский В.С., Белов Н.А. Новые литейные алюминиевые
сплавы для машиностроения //Технология легких сплавов. 1997. №4.
С. 20-24.
42.	Belov N.A., Gusev A. Yu. and Eskin D.G. Evaluation of Five-
Component Phase Diagrams for the Analysis of Phase Composition in
Al-Si Alloys // Z. Metallkde. 1998. V. 89. No. 9. P. 618-622.
43.	Белов H.A., Золоторевский B.C., Политика A.C. Структура и ме-
ханические свойства горячекатаных листов эвтектических сплавов на
основе алюминия // Изв. вузов. Цветная металлургия. 1998. № 5.
С. 40-46.
44.	Белов Н.А. Метод изображения и анализа диаграмм состояния
пятикомпонентных систем применительно к силуминам // Изв. ву-
зов. Цветная металлургия. 1998. № 6. С. 32—40.
45.	Белов Н.А., Золоторевский В.С. Перспективы создания новых
алюминиевых сплавов на основе многофазных эвтектик // Перспек-
тивные материалы. 1999. № 3. С. 5—12.
46.	Belov N.A., Naumova Е.А. and Eskin D.G. Casting alloys of the
Al-Ce-Ni System: Microstructural Approach to Alloy Design // Mater.
Sci. Eng. A. 1999 Nov, vol./issue 271/1-2. P. 134-142.
47.	Белов H.A., Золоторевский В.С., Политика А.С. Оптимизация
структуры и состава жаропрочных сплавов на основе системы
Al-Cu-Mn-Zr-Cr // Изв. вузов. Цветная металлургия. 1999. № 6.
С. 47-52.
48.	Белов Н.А., Наумова Е.А. Структура и свойства литейных спла-
вов на основе системы алюминий—церий // Перспективные материа-
лы. 1999. № 6. С. 47-53.
49.	Белов Н.А., Лаврищев Ю.В. Оптимизация состава и структуры
жаропрочных литейных алюминиевых сплавов, легированных цери-
ем, железом, никелем и цирконием // Изв. вузов. Цветная металлур-
гия. 2000. № 6. С. 37-43.
50.	Белов Н.А., Матвеева И.А. Компьютерный анализ диаграммы
состояния Al-Fe-Si применительно к малолегированным алюминие-
вым сплавам // Изв. вузов. Цветная металлургия. 2001. № 1. С. 34-39.
51.	Аксенов А.А., Белов Н.А., Медведева С.В. Использование диа-
граммы состояния Al-Si-C для анализа фазовых превращений в ком-
позиционных материалах на основе алюминия // Изв. вузов. Цветная
металлургия. 2001. № 1. С. 18-25.
52.	Aksenov A.A., Belov N.A. and Medvedeva S.V. The Al—Si—C phase
diagram and its use for microstructural analysis of MMCp and MMCf com-
posite materials // Z. Metallkde. 2001. V. 92. No 9. P. 1103—1110.
53.	Belov N.A., ZolotorevskiJ V.S. Prospects for new aluminium alloys
based on multiphase eutectics // Journal of Advanced materials. 2001. V. 5.
No 3. P. 1-8.
54.	Золоторевский B.C., Лайнер И.С., Белов H.A. Малоцикловая ус-
талость литейных алюминиевых сплавов // Изв. вузов. Цветная ме-
таллургия. 2001. № 4. С. 43-48.
55.	Белов Н.А., Золоторевский В.С. Оптимизация состава малокрем-
нистых силуминов для повышения механических свойств влитом со-
стоянии // Изв. вузов. Цветная металлургия. 2001. № 5. С. 67-76.
56.	Белов Н.А., Золоторевский В.С. Особенности микроструктуры и
фазовый состав литейных сплавов системы А1—Се—Fe—Ni—Zr // Рос-
сийский химический журнал. 2001. Т. XLV № 5-6. С. 15-22.
57.	Белов Н.А., Кольцов А.В. Фазовая диаграмма системы
Al-Cu-Fe-Mg—Si в области Al-Си сплавов // Изв. вузов. Цветная
металлургия. 2002. № 2. С. 37—48.
58.	ShojoGoto, Byung-И Kim, Hyeoung-Ho Park, Nikolay A. Belov, Vadim
S. Zolotorevkij, Setsuo Aso, Yushinari Komatsu. Application of Multiphase
Eutectics to Development of High Strength Cast Aluminum Alloys
//Journal of Society of Materials Engineering for Resources of Japan. 2002.
V. 15. No 2. P. 66-73.
59.	Белов H.A., Золоторевский В.С. Литейные сплавы на основе
алюминиево-никелевой эвтектики (никалины) как возможная аль-
тернатива силуминам И Цветные металлы. 2003. № 2. С. 99-105.
60.	Белов Н.А., Истомин-Кастровский В.В., Алабин А.И. Влияние
циркония на структуру и механические свойства малолегированных
сплавов системы Al-Fe-Si // Изв. вузов. Цветная металлургия. 2003.
№ 4. С. 54-60.
61.	Belov N.A., Alabin A.N. and Eskin D.G. Improving the Properties of
Cold Rolled Al-6 % Ni sheets by alloying and heal treatment 11 Scripla
Materialia. 2004. V. 50/1. P. 89-94.
62.	Белов H.A., Золоторевский B.C., Чеверикин В.В., Юрина Е.А. Влия-
ние никеля на фазовый состав, упрочнение и литейные свойства алю-
миниевого сплава АЦ4Мг // Изв. вузов. Цветная металлургия. 2004.
№ 6. С. 33-38.
63.	Белов Н.А., Чеверикин В.В., Золоторевский В.С., Истомин-Каст-
ровский В.В. Влияние никеля на структуру и механические свойства
термически обработанных отливок сплава А1—7 % Zn—3 % Mg
// Цветные металлы. 2005. № 2. С. 71-76.
64.	Белов Н.А. Количественный анализ диаграммы состояния
Al—Fe-Mg—Si в области алюминиевых сплавов бххх серии // Изв. ву-
зов. Цветная металлургия. 2005. № 1. С. 43-51.
65.	Belov Н.А, Eskin D.G. and Avxentieva N.N. Constituent Phase
Diagrams оГ the Al-Cu-Fe-Mg-Ni-Si System and their Application to
the Analysis of Aluminium Piston Alloys 11 Acta Materilia. 2005. V. 53.
P. 4709-4722.
66.	Белов H.A., Авксентьева H.H. Анализ пятикомпонентных диа-
грамм состояния в области составов поршневых силуминов // Изв.
вузов. Цветная металлургия. 2005. № 4. С. 47—56.
67.	Гото Ш., Асо С., Коматцу И., Белов Н.А., Золоторевский В.С.
Прочность эвтектических сплавов системы Al-Ce-Ni // Изв. вузов.
Цветная металлургия. 2005. № 5. С. 40—47.
68.	Белов Н.А., Алабин А. Н., Истомин-Кастровский В.В., Степанова
Е.Г. Влияние отжига на структуру и механические свойства холодно-
катаных листов Al-Zr сплавов // Изв. вузов. Цветная металлургия.
2006. № 2. С. 60-65.
69.	Belov N.A., Alabin A.N., Eskin D.G. and Istomin-Kastrovskiy V. V.
Optimization of Hardening of Al-Zr—Sc Casting Alloys // Journal of
Material Science. 2006. V. 41. P. 5890-5899.
70.	Белов H.A., Хван А.В. Структура и фазовый состав сплавов сис-
темы А1-Се-Си в области квазибинарного разреза Al—А18СеСи4
// Изв. вузов. Цветная металлургия. 2007. № 1. С. 46—51.
71.	Белов Н.А., Алабин А.Н. Перспективные алюминиевые сплавы с
добавками циркония и скандия // Цветные металлы. 2007. № 2.
С. 99-106 .
72.	Белов Н.А., Хван А. В. Структура и механические свойства эвтек-
тических композитов на основе системы А1—Се—Си // Цветные ме-
таллы. 2007. № 2. С. 91—95.
73.	Belov N.A., Khvan А. V. The ternary Al-Ce-Cu phase diagram in the
Al-rich corner //Acta Materilia. 2007. V. 55. P. 5473-5482.
74.	Белов H.A., Савченко С. В., Хван А. В., Плаксин А.А. Эффективное
модифицирование силуминов добавкой церия или комплекса РЗМ
// Цветные металлы. 2007. № 6. С. 94-98 .
75.	Zolotorevskij V.S., Belov N.A., Axenov А.А., Istomin-Kastrovsky V.V.
Quality Improvement of Cast Aluminium Alloys by Composition and
Structure optimization. / Proc. Second Int. Conf, on Al-Alloys and Their
Physical and Mechanical Properties, 9-13.10.90. Beijing, China.
P. 228-232.
76.	Zolotorevskij V.S., Belov N.A., Axenov A.A. Neutralization of the
Negative Influence of Fe and Si on the Mechanical Properties of Aluminium
Casting Alloys I Proc. Int. Workshop «Effect of Fe and Si in Al and its
Alloys», Balatonfured, Hungary, May, 1990, P. 347-363.
77.	Belov N.A. Aluminium Casting Alloys with High Content of
Zirconium / Proc. 5th Int. Conf, on Al—Alloys and Their Physical and
Mechanical Properties (1CAA5). 1-5.07.96. Grenoble, France, Materials
Science Forum, 1996. V. 217-222. P. 293-298.
78.	Tagiev E., Holicek S., Belov N. Optimization of the Compositions of
the High Strength Casting Aluminium Alloys / Proc. 5th Int. Conf, on
Al-Alloys and Their Physical and Mechanical Properties (ICAA5),
1—5.07.96, Grenoble, France, Materials Science Forum, 1996. V. 217—222.
P. 289-292.
79.	Belov N.A., Zolotorevskij V.S. Al-Cu-Mn-Zr-Cr creep resisting
alloys: microstructure and mechanical properties / Proceedings of the James
T. Staley Honorary Symposium on Aluminum Alloys (from ASM Material
Solution Conference), Ed. M.Tiryakioglu, ASM International, Material
Park, Ohio, 2001. P. 425-431.
80.	Belov N.A., Zolotorevskij KS. The Effect of Nickel on the Structure,
Mechanical and Casting Properties of Aluminium Alloy of 7075 Type
/ Proc. 8th Int. Conf, on Al—Alloys and Their Physical and Mechanical
Properties (ICAA8), 1-5.07.02. Cambridge. UK, Materials Science Forum.
V. 396-402. Part 2. P. 935-940.
81.	Belov N.A., Zolotorevskij V.S., Shatrov A.S. Selecting of aluminium
casting alloys for plasmochemical ceramic coating / Proc. 8th Int.Conf, on
Al-Alloys and Their Physical and Mechanical Properties (ICAA8).
1-5.07.02 Cambridge, UK, Materials Science Forum. V. 396-402. Part 3.
P. 1709-1714.
82.	Aksenov A.A., Belov N.A. and Medvedeva S. V. The study of the inter-
action at interfaces in MMCpand MMCf composite materials based on the
aluminium alloys with SiC / Proc. 8th Int. Conf, on Al-Alloys and Their
Physical and Mechanical Properties (ICAA8), 1-5.07.02. Cambridge, UK,
Materials Science Forum. V. 396-402. Part 1. P. 239-244.
83.	Belov N.A., Koltsov A. V. and Eskin D.G. The Al-Cu-Fe-Mg-Si Phase
Diagram in the Range of Al-Cu Alloys / Proc. 8th Int. Conf, on Al-Alloys
and Their Physical and Mechanical Properties (ICAA8), 1—5.07.02
Cambridge, UK, Materials Science Forum. V. 396-402. Part 2. P. 929-934.
84.	Belov N.A., Zolotorevskij V.S., Goto Shoji, Alabin A.N., Istomin-
Kastrovskiy V.V, Mishin V.I. Effect of Zirconium on Liquidusand Hardening
of Al-6 % Ni Casting Alloy / Proc. ICAA9 (Brisbane, August 2004),
Materials Science Forum. 2004. P. 533—538.
85.	Belov N.A., Alabin A.N., Istomin-Kastrovskiy V. V. The Influence of
Zirconium and Silicon Additions on the Microstructure and Hardening of
Al—2 % Mn Sheet Alloys / Proc. ICAA9 (Brisbane, August 2004), Materials
Science Forum, 2004. P. 1270-1275.
86.	Aksenov A.A., Solonin A.N., Samoshina M.E., Belov N.A. The
Structure and Priperties of Dispersion-strengthened Mechanically-alloyed
Composite Materials on the Base of Aluminium Alloys I Proc. ICAA9
(Brisbane, August 2004), Materials Science Forum, 2004. P. 1303—1308.
87.	Belov N.A., Cheverikin V.V., Eskin D.G. and Turchin A.N. Effect of
AI3N i and Mg2Si eutectic phases on casting properties and hardening of an
Al—7 % Zn-3 % Mg alloy (Proc. ICAAI0, Vancouver, 9—14 July 2006),
Trans Tech. Publications, Ueticon-Zuerich, 2006. P. 413—418.
88.	Belov N.A., Khvan A.V. and Alabin A.N. Microstructure and Phase
Composition of Al—Ce—Cu Alloys in the Al-rich corner (Proc. ICAA10,
Vancouver. 9—14 July 2006), Trans Tech. Publications, Ueticon-Zuerich,
2006. P. 395-400.
89.	Aksenov A.A., Samoshina M.E., Belov N.A. Structure and properties of
mechanically alloyed composite materials from scrap of Al alloys (Proc.
1CAAI0, Vancouver, 9-14 July 2006), Trans Tech. Publications, Ueticon-
Zuerich, 2006. P. 1305-1310.
90.	Алюминий. Свойства и физическое металловедение: Справ,
изд. / У.У. Энтони, Ф.Р. Элиот, М.Д. Болл, под ред. Дж.Е. Хэтча / Пер.
с англ. — М.: Металлургия. 1989. — 324 с.
91.	Polmear I.J. Light Metals: From Traditional Alloys to Nanocrystals,
4"’ edition. Elsevier, 2005. - 421 p.
92.	Металловедение алюминия и его сплавов: Справ, изд./А.И. Бе-
ляев, О.С. Бочвар и др. — М.: Металлургия. 1983. — 280 с.
93.	Промышленные алюминиевые сплавы: Справ, изд. / С.Г. Али-
ева, М.Б. Альтман и др. — М.: Металлургия. 1984. — 528 с.
94.	Применение алюминиевых сплавов: Справ, изд. / М.Б. Альт-
ман, Ю.П. Арбузов и др. - М.: Металлургия. 1985. - 344 с.
95.	Плавка и литье алюминиевых сплавов: Справочное руководст-
во / Под ред. В.И. Добаткина. — М.: Металлургия. 1983. — 352 с.
96.	J. Gilbert Kaufman (ed.). Properties of Aluminum Alloys: Tensile,
Creep and Fatigue Data at High and Low Temperatures, ASM International
and The Aluminum Association, 1999. — 305 p.
97.	Колобнев И.Ф. Жаропрочность литейных алюминиевых спла-
вов. — М. Металлургия. 1973. — 320 с.
98.	Строганов Г.Б., Ротенберг В.А., Гершман Г.Б. Сплавы алюминия
с кремнием. — М.: Металлургия. 1977. — 271 с.
99.	Строганов Г.Б. Высокопрочные литейные алюминиевые спла-
вы. — М.: Металлургия. 1985. — 216 с.
100.	Toropova L.S., Eskin D.G., Kharakterova M.L., Dobatkina T.V.
Advanced Aluminum Alloys Containing Scandium: Structure and
Properties. — Amsterdam: Gordon and Breach Science Publicshers. 1998. —
175 p.
101.	ГОСТ 11069-2001. Алюминий первичный. - M.: ИПК Изд-во
стандартов. 2002 г.
102.	ГОСТ 1583-93. Сплавы алюминиевые литейные. - М.: Изд-во
стандартов. 1993 г.
103.	ГОСТ 30620—98. Сплавы алюминиевые для производства пор-
шней. — М.: ИПК Изд-во стандартов. 2001 г.
104.	ГОСТ 4784-97. Алюминий и сплавы алюминиевые деформи-
руемые. - М.: ИПК Изд-во стандартов. 2001 г.
105.	Свойства элементов: Справ, изд. Кн. 1 / Под ред. М.Е. Дрица.
2-е изд. — М.: Металлургия, ГУП журнал «Цветные металлы», 1997. —
432 с.
106.	Макаров ЕС. Тенденции в применении продукции из алюми-
ния и его сплавов в России // Цветные металлы. 2007. № 5. С. 82-89.
107.	Добаткин В.И., Етагин В.И., Федоров В.М. Быстрозакристалли-
зованные алюминиевые сплавы. — М.: ВИЛС. 1995. — 341 с.
108.	Langsrud Y. In Proc. Workshop «Effect of Iron and Silicon in
Aluminum and Its Alloys», Balatonfured, Hungary, May, 1990. P. 95—116.
109.	Голдстейн Дж., Ньюбери Д., Эшлин П. и др. Растровая элек-
тронная микроскопия и рентгеновский микроанализ. В 2-х книгах.
Пер. с англ. / Под ред. В.И. Петрова. — М.: Мир, 1984. — 303 с.
110.	Новиков И. И. Горячел ом кость цветных металлов и сплавов. —
М.: Наука. 1966. — 299 с.
111.	Модифицирование силуминов стронцием / Под ред. К.В. Го-
рева. — Минск: Наука и техника, 1985. - 143 с.
112.	Murali S., Raman K.S. and Murthy K.S.S. In Proc. ICAA5,
Grenoble, July, 1996, Mater. Sci. Forum. V. 217—222, Zuerich, Translec
Publications. Part 1. P. 207—212.
113.	Захаров A.M., Гульдин И.Т., Арнольд А.А., Маценко Ю.А. // Изв.
АН СССР. Металлы. 1988. № 3. С. 178-181.
114.	Захаров А.М., Гульдин И. Г, Арнольд А.А., Маценко Ю.А. // В сб.:
«Металловедение и обработка цветных сплавов», — М.: Наука, 1992.
С. 6-17.
115.	Захаров А.М., Гульдин И. Г, Арнольд А.А., Маценко Ю.А. // Изв.
АН СССР. Металлы. 1989. № 4. С. 214-218.
116.	Davignon G, SerneelsA., Cerlinden В. and Delaey /..//Metall. Trans.
A. 1996. V. 27A. No. 11. P. 3357-3361.
117.	Balitchev E., Jantzen Г, Hurtado I., Neuschutz. D.. Computer
Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry (CALPHAD). 2003.
V. 27. P. 275-278.
118.	Рафиков В.З. Закономерности старения и оптимизации режи-
мов термической обработки силуминов. Дис... к. т. н., М., МИСиС,
1983.
119.	Matsuda К., Uetani Y., Sato Т., Ikeno S. 11 Metall. Mater. Trans.,
A. 2001. V. 32A. P. 1293-1299.
120.	Edwards G.A., Stiller K., Dunlop G.L., Couper M.J. // Acta Mater.
1998. V. 48. P. 3893-3904.
121.	Gupta A.K., Lloyd D.J., Court S.A. // Mater. Sci. Eng. A. 2001.
V. A301. P. 140-146.
122.	Eskin D.G., Massardier V., Merle P. // J. Mater. Sci. 1999. V. 34.
P. 811-820.
123.	Chakrabarti D.J., Laughlin D.E. // Progr. Mater. Sci. 2004. V. 49.
№ 3-4. P. 389-410.
124.	J.-Q. Su et al. //Acta Materialia. 2003. V 51. P. 713-729.
Приложение 1
СОСТАВЫ ПРОМЫШЛЕННЫХ ЛИТЕЙНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
ПО СТАНДАРТАМ РФ И США
Таблица П 1.1. Сплавы алюминиевые литейные на основе системы Al—Si
№п/п	Страна	Марка	Si	Си	Mg	Fe	Мп	Zn	Ni	Ti	Другие
1	США	435.2	3,3 3,9	0,05	0,05	0,4	0,05	0,1	-	-	-
2	США	305.2	4,5 5,5	1,0 1,5		0,14 0,25	0,05	0,05	-	0,2	-
3	США	А305.1	4,5 5,5	1,0 1,5	0,1	0,15	0,1	0,1	-	0,2	-
4	США	А305.2	4,5 5,5	1,0 1,5	0,1	0,15	0,1	0,1	-	0,3	-
5	.США	А305.0	4,5 5,5	1,0 1,5	0,1	0,2	0,1	0,1	-	0,2	-
6	США	305.0	4,5 5,5	1,0 1,5	0,1	0,6	0,5	0,35	-	0,25	Cr”
7	РФ	АК5Мч	4,5 5,5	1,0 1,5	0,4 0,55	0,3	0.1	0,3	-	0,13	-
8	РФ	АК.5М	4,5 5,5	1,0 1,5	0,35 0,6	3-0,6 Д-1.5	0,5	0,3	-	-	-
9	США	С355.0	4,5 5,5	1,0 1,5	0,4 0,6	0,2	0,1	0,1	-	0.2	-
10	США	355.0	4,5 5.5	1,0 1,5	0.4 0,6	0,6	0,5	0,35	-	0,25	Cr"
II	США	А355.0	4,5 5.5	1,0 1,5	0,45 0,6	0,09	0,05	0,05	-	0,04 0,2	-
12	США	С355.1	4.5 5,5	1,0 1.5	0,45 0.6	0,15	0,1	0,1	-	0.2	-
Продолжение табл. П 1.1
№п/п	Страна	Марка	Si	Си	Mg	Fe	Мп	Zn	Ni	Ti	Другие
13	США	355.1	4,5 5,5	1,0 1,5	0,45 0,6	0,5	0,5	0,35	-	0,25	Сг"
14	США	А355.2	4,5 5,5	1,0 1,5	0,5 0,6	0,06	0,03	0,03	-	0,04 0,2	-
15	США	С355.2	4,5 5,5	1,0 1,5	0,5 0,6	0,13	0,05	0,05	-	0,2	-
16	США	355.2	4,5 5,5	1,0 1,5	0,5 0,6	0,14 0,25	0,05	0,05	-	0,2	-
17	РФ	АК5М4	3,5 6,0	3,0 5,0	0,2 0,5	3-1 Д-1,4	0,2 0,6	0,6	0,5	0,13	-
18	РФ	АК.5М2	4,0 6,0	1,5 3,5	0,2 8,0	3-1 Д-1.3	0,2 0,8	0,5	0,5	0,13	-
19	США	443.2	4,5 6,0	0,1	0,05	0,6	0,1	0,1	-	0,2	-
20	США	С443.2	4,5 6,0	0,1	0,05	0,7 1,1	0,1	0,1	-	-	-
21	США	В443.1	4,5 6,0	0,15	0,05	0,6	0,35	0,35	-	0,25	-
22	США	В443.0	4,5 6,0	0,15	0,05	0,8	0,35	0,35	-	0,25	-
23	США	А443.1	4,5 6,0	0,3	0,05	0,6	0,5	0,5	-	0,25	Сг"
24	США	А443.0	4,5 6,0	0,3	0,05	0,8	0,5	0,5	-	0,25	Сг1»
25	США	443.1	4,5 6,0	0,6	0,05	0,6	0,5	0,5	-	0,25	Сг"
26	США	443.0	4,5 6,0	0,6	0,05	0,8	0,5	0,5	-	0,25	Сг"
Продолжение табл. П 1.1
№п/п	Страна	Марка	Si	Си	Mg	Fe	Мп	Zn	Ni	Ti	Другие
27	США	С443.1	4,5 6,0	0,6	0,1	1,1	0,35	0,4	0,5	-	Sn21
28	США	С443.0	4,5 6,0	0,6	0,1	2,0	0,35	0,5	0,5	-	Sn”
29	США	363.0	4,5 6,0	2,5 3,5	0,15 0,4	1,1		3,0 4,5	0,25	0,2	Sn”
30	США	363.1	4,5 6,0	2,5 3,5	0,2 0,4	0,8	0,1	3 4,5	0,25	0,2	Sn”
31	США	308.2	5,0 6,0	4,0 5,0	0,1	0,8	0,3	0,5	-	0,2	-
32	США	308.1	5,0 6,0	4,0 5,0	0,1	0,8	0,5	1,0	-	0,25	-
33	США	308.0	5,0 6,0	4,0 5,0	0,1	1,0	0,5	1,0	-	0,25	-
34	РФ	АК.5М7	4,5 6,5	6,0 8,0	0,2 0,5	3- 1,2 К-1,2	0,5	0,6	0,5	-	Sn,Sb,Pb”
35	РФ	АК.6М2	5,5 6,5	1,8 2,3	0,3 0,45	0,6	0,1	0,6	0,05	0,15	-
36	США	319.2	5,5 6,5	3,0 4,0	0,1	0,6	0,1	0,1	0,1	0,2	-
37	США	319.1	5,5 6,5	3,0 4,0	0,1	0,8	0,5	1.0	0,35	0,25	-
38	США	АЗ 19.1	5,5 6,5	3,0 4,0	0,1	0,8	0,5	3,0	0,35	0,25	-
39	США	319.0	5,5 6,5	3,0 4,0	0,1	1,0	0,5	1,0	0.35	0,25	-
40	США	АЗ 19.0	5,5 6,5	3,0 4.0	0,1	1,0	0,5	3.0	0,35	-	Sn”
Продолжение табл. П 1.1
№п/п	Страна	Марка	Si	Си	Mg	Fe	Mn	Zn	Ni	Ti	Другие
41	США	B3I9.0	5,5 6,5	3,0 4,0	0,1 0,5	1,2	0,8	1,0	0,5	0,25	-
42	США	В319.1	5.5 6,5	3,0 4,0	0,15 0,5	0,9	0,8	1,0	0,5	0,25	-
43	США	D357.0	6,5 7,5	-	0,55 0,6	0.2	0,1	-	-	0,1 0,2	-
44	США	С356.2	6,5 7,5	0,03	0,3 0,45	0,04	0,03	0,03	-	0,04 2,0	-
45	США	В356.2	6,5 7,5	0,03	0,3 0,45	0,06	0,03	0,03	-	0,04 2,0	
46	США	В357.2	6,5 7,5	0,03	0,45 0,6	0,06	0,03	0,03	-	0,04 2,0	-
47	США	С357.2	6,5 7,5	0,03	0,5 0,7	0,06	0,03	0,03	-	0,04 2,0	-
48	США	А444.2	6,5 7,5	0,05	0,05	0,12	0,05	0,05	-	0,2	-
49	США	С356.0	6,5 7,5	0,05	0,25 0,45	0,07	0,05	0.05	-	0,04 2,0	-
50	США	В356.0	6,5 7,5	0,05	0,25 0,45	0,09	0,05	0,05	-	0,04 2,0	-
51	США	В357.0	6,5 7,5	0,05	0,4 0,6	0,09	0,05	0,05	-	0,04 2,0	-
52	США	357.1	6,5 7,5	0,05	0,45 0,6	0,12	0,03	0,05	-	0,2	-
53	США	357.0	6,5 7,5	0,05	0,45 0,6	0,15	0,03	0,05	-	0,2	-
54	США	С357.0	6,5 7,5	0,05	0,45 0,7	0,09	0,05	0,05	-	0,04 2,0	-
Продолжение табл. П 1.1
№п/п	Страна	Марка	Si	Си	Mg	Fe	Мп	Zn	Ni	Ti	Другие
55	США	445.2	6,5 7,5	0,1		0,6 1.3	0.1	0,1	-	-	-
56	США	А444.1	6,5 7,5	0,1	0,05	0.15	0.1	0,1	-	0,2	-
57	США	А444.0	6.5 7,5	0,1	0,05	0,2	0,1	0.1	-	0,2	-
58	США	444.2	6.5 7,5	0,1	0,05	0,13 0,25	0,05	0,05	-	0,2	-
59	США	F356.2	6,5 7,5	0,1	0,17 0,25	0,12	0,05	0,05	-	0,04 2.0	-
60	США	АЗ 56.2	6,5 7,5	0,1	0,3 0,45	0,12	0.05	0,05	-	0,2	-
61	США	356.2	6,5 7,5	0.1	0,3 0,45	0.13 0,25	0,05	0.05	-	0,2	-
62	США	А357.2	6,5 7,5	0,1	0,45 0,7	0,12	0,05	0,05	-	0,04 2,0	-
63	США	F356.0	6,5 7.5	0,2	0.17 0,25	0,2	0,1	0.1	-	0,04 2,0	-
64	США	А356.0	6,5 7,5	0,2	0.25 0,45	0.2	0,1	0.1	-	0,2	-
65	США	АЗ 56.1	6,5 7.5	0.2	0,3 0.45	0.15	0.1	0.1	--	0,2	-
66	США	АЗ 57.0	6.5 7.5	0.2	0,4 0.7	0.2	0,1	0.1	--	0.04 2	-
67	США	444.0	6.5 7.5	0.25	0,1	0,6	0,35	0.35	-	0.25	-
68	США	356.0	6.5 7.5	0.25	0.2 0.45	0.6	0.35	0,35	-	0.25	-
Продолжение табл. Л 1.1
№п/п	Страна	Марка	Si	Си	Mg	Fe	Mn	Zn	Ni	Ti	Другие
69	США	356.1	6,5 7,5	0,25	0,25 0.45	0,5	0,35	0,35	-	0,25	-
70	США	343.1	6,7 7,7	0,5 0,9	0,1	0,9	0,5	1,2 1,9	-	-	Cr.Sn”
71	США	343.0	6,7 7,7	0,5 0,9	0,1	1.2	0,5	1,2 2,0	-	-	Cr,Sn51
72	США	320.0	5,0 8,0	2,0 4,0	0,05 0,6	1,2	0,8	3,0	0,35	0,25	-
73	США	320.1	5,0 8,0	2,0 4,0	0,1 0,6	0,9	0,8	3,0	0,35	0,25	-
74	РФ	АК7	6,0 8,0		0,2 5	1,1	0,2 0,6	0,5	0.3	-	-
75	РФ	АК7ч	6,0 8,0	0,2	0,2 0,4	0,6	0,5	0,3	-	-	-
76	РФ	АК7Ц9	6,0 8,0	0,6	0,1 0,3	0,7	0,5	7,0 12,0	-	-	-
77	РФ	АК7пч	7,0 8,0	0,1	0,2 0,4	0,3	0,1	0,2	-	0,13	-
78	США	324.0	7,0 8,0	0,4 0,6	0,4 0,7	1,2	0,5	1,0	0,3	0,2	-
79	США	324.2	7,0 8,0	0,4 0,6	0,45 0,7	0,6	0,1	0,1	0,1	0,2	-
80	США	324.1	7,0 8,0	0,4 0,6	0,45 0,7	0,9	0,5	1,0	0,3	0,2	-
81	РФ	А К. 8л	6,5 8,5	0,3	0,35 0,55	0,6	0,1	0,3	-	0,2	-
82	США	АК8МЗч	7,0 8,5	2,5 3,5	0,2 0,45	0,4		0,5 1,0	-	0,13	Be61
Продолжение табл. П 1.1
№п/п	Страна	Марка	Si	Си	Mg	Fe	Мп	Zn	Ni	Ti	Другие
83	США	328.0	7,5 8,5	1,0 2,0	0,2 0,6	1,0	0,2 0,6	1,5	0,25	0,25	Cr7»
84	США	328.1	7,5 8,5	1,0 2,0	0,25 0,6	0,8	0,2 0,6	1,5	0,25	0,25	Cr7>
85	США	358.2	7,6 8,6	0,1	0,45 0,6	0,2	0,1	0,1	-	0,12 0,2	С г”
86	США	358.0	7,6 8,6	0,2	0,4 0,6	0,3	0,2	0,2	-	0,1 0,2	Be91
87	РФ	АК8М	7,5 9,0	1,0 1,5	0,3 0,5	3-0,7 К-0,9	0,3 0,5	0,3	-	0,2	-
88	США	354.0	8,6 9,4	1,6 2,0	0,4 0.6	0,2	0,1	0,1	-	0,2	-
89	США	354.1	8,6 9,4	1,6 2,0	0,45 0,6	0,15	0,1	0,1	-	0,2	-
90	США	364.0	7,5 9,5	0,2	0,2 0,4	1,5	0,1	0,15	0,15	-	Cr, Sn"”
91	США	364.2	7,5 9,5	0,2	0,25 0,4	0,7 1,1	0,1	0,15	0,15	-	Cr, Sn"”
92	США	380.2	7,5 9.5	3,0 4,0	0,1	0,7 1.1	0,1	0,1	0,1	-	Sn1"
93	США	B380.I	7,5 9,5	3,0 4.0	0,1	1,0	0,5	0,9	0,5	-	Sn 121
94	США	А380.1	7,5 9,5	3,0 4,0	0,1	1,0	0,5	2,9	0,5	-	Sn 121
95	США	380.2	7,5 9.5	3,0 4.0	0,1	0,7 1,1	0,1	0,1	0,1	-	Sn111
96	США	380.0	7,5 9.5	3.0 4.0	0.1	2.0	0,5	3,0	0,5	-	Sn
Продолжение табл. П1.1
№п/п	Страна	Марка	Si	Си	Mg	Fe	Мп	Zn	Ni	Ti	Другие
97	США	А380.0	7,5 9,5	3,0 4.0	0,1	1,3	0.5	3.0	0,5	-	Sn 121
98	США	В380.0	7,5 9,5	3,0 4,0	0,1	1,3	0,5	1.0	0,5	-	Sn '•’>
99	США	408.2	8,5 9,5	0,1	-	0,6 1,3	0.1	0,1	-	-	-
100	США	359.2	8,5 9,5	0,1	0,55 0,7	0,12	0.1	0,1	-	0,2	-
101	США	359.0	8,5 9,5	0,2	0,5 0,7	0,2	0,1	0,1	-	0,2	-
102	США	А305.3	8,5 9,5	3,0 3,5	0,1	0,15	0,1	0,1	-	0,4	-
103	РФ	АК.9М2	7,5 10	0,5 2,0	0,2 0,8	1,0	0,1 0,4	-	0,5	0,13	-
104	РФ	АК8МЗ	7,5 10	2,0 4,5	0,45	Д-1,3	0,5	-	0,5	-	-
105	РФ	АК.9Ц6	8,0 10,0	0,3 1,5	0,3 0,5	0,3 1,0	0,1 0,6	5,0 7,0	0,3	-	Sn.Pb1”
106	США	333.0	8,0 10,0	3,0 4.0	0,05 0,5	1,0	0,5	1,0	0.5	0,25	-
107	США	АЗЗЗ.О	8,0 10,0	3,0 4,0	0,05 0,5	1,0	0,5	3,0	0.5	0,25	-
108	США	333.1	8,0 10,0	3,0 4,0	0,1 0,5	0,8	0,5	1,0	0,5	0,25	-
109	США	А333.1	8,0 10,0	3,0 4,0	0,1 0,5	0,8	0,5	3,0	0,5	0,25	-
НО	США	409.2	9,0 10,0	0,1	-	0,6 1,3	0,1	0,1	-	-	-
Продолжение табл. П 1.1
№п/п	Страна	Марка	Si	Си	Mg	Fe	Мп	Zn	Ni	Ti	Другие
111	США	А360.2	9,0 10,0	0,1	0,45 0,6	0,6	0,05	0,05	-	-	-
112	США	360.2	9,0 10,0	0,1	0,45 0.6	0,7 1,1	0,1	0,1	0.1	-	Sn"’
113	США	А360.0	9,0 10,0	0,6	0,4 0,6	1,3	0,35	0,5	0,5	-	Ni.Sn""
114	США	360.0	9,0 10,0	0,6	0,4 0,6	2,0	0,35	0,5	0.5	-	Sn2’
115	США	А360.1	9,0 10,0	0,6	0,45 0,6	1.0	0,35	0,4	0,5	-	Sn2’
116	РФ	АК9ч	8,0 10,5	0,3	0,17 0,3	3-0,6 Д-1	0,2 0,5	0,3	0,1	-	-
117	США	332.2	8,5 10,5	2,0 4,0	0,9 1.3	0,6	0.1	0.1	0.1	0,2	-
118	США	332.0	8,5 10,5	2,0 4.0	0.5 1.5	1,2	0,5	1,0	0,5	0,25	-
119	США	332.1	8,5 10,5	2.0 4.0	0.6 1.5	0,9	0.5	1.0	0.5	0,25	-
120	РФ	АК9пч	9,0 10,5	0.1	0.23 0.3	0,3	0.2 0,35	0,3		0.12	-
121	США	361.0	9,5 10,5	0,5	0,4 0.6	1,1	0,25	0.5	0,2 0,3	0.2	Cr, Sn15’
122	США	361.1	9.5 10,5	0.5	0,45 0,6	0.8	0.25	0.4	0,2 0.3	0,2	Cr.Sn1”
123	РФ	А К. 9	8.0 11.0	1.0	0.2 0,4	Д-1,3 3- 0,9	0,2 0.5	0.5	0,3	-	-
124	РФ	AKlOCy	9.0 11.0		0.1 0.5	Д- 1.2	0.3 0.6		0.5	-	-
Продолжение табл. П 1.1
№п/п	Страна	Марка	Si	Си	Mg	Fe	Mn	Zn	Ni	Ti	Другие
125	США	383.2	9,5 11,5	2,0 3,0	0,1	0,6 1,0	0,1	0,1	0,1	-	Sn"1
126	США	383.1	9,5 11,5	2,0 3,0	0,1	1,0	0,5	2,9	0,3	-	Sn 21
127	США	383.0	9,5 11,5	2,0 3,0	0,1	1,3	0,5	0	0,3	-	Sn 21
128	США	411.2	10 12	0,2	-	0,6 1,3	0,1	0,1	-	-	-
129	США	384.2	10,5 12	3,0 4,5	0,1	0,6 1,0	0,1	0,1	0,1	-	Sn111
130	США	A384.I	10,5 12	3,0 4,5	0,1	1,0	0,5	0,9	0,5	-	Sn l2>
131	США	384.1	10,5 12	3,0 4,5	0,1	1,0	0,5	2,9	0,5	-	Sn 121
132	США	А384.0	10,5 12	3 4,5	0,1	1,3	0,5	1,0	0,5	-	Sn121
133	США	384.0	10,5 12,0	3,0 4,5	0,1	1,3	0,5	3,0	0,5	-	Sn121
134	США	369.0	11,0 12,0	0,5	0,25 0,45	1,3	0,35	1,0	0,05	-	Cr, Sn161
135	США	369.1	11,0 12,0	0,5	0,3 0,45	1,0	0,35	0,9	0,05	-	Cr, Sn"’1
136	США	В413.1	11,0 13,0	0,05	0,1	0,4	0,1	0,1	0,05	0,25	-
137	США	В413.0	11,0 13,0	0,05	0,1	0,5	0,1	0,1	0,05	0,25	-
138	США	А413.2	и,о 13,0	0,05	0,1	0,6	0,1	0,05	0,05	-	Snl7)
Продолжение табл. П 1.1
№п/п	Страна	Марка	Si	Си	Mg	Fe	Мп	Zn	Ni	Ti	Другие
139	США	413.2	п,о 13,0	0,1	0,07	0,7 1,1	0,1	о,1	0,1	-	Sn11’
140	США	А413.1	11,0 13,0	0,1	1,0	1,0	1,0	0,4	0,5	-	Sn21
141	РФ	АК12(АЛ2)	11,0 13,0	0,6	0,2 0,15	Д-1,5 3-0,7	0,5	0,3	-	-	-
142	США	А413.0	и,о 13,0	1,0	0,1	1,3	0,35	0,5	0,5	-	Sn21
143	США	413.0	11,0 13,0	1,0	0,1	2,0	0,35	0,5	0,5	-	Sn 2)
144	РФ	АК12ММгН	11,0 13,о	0,8 1,5	0,8 1,3	0,7	0,2	0,2	0,8 1,3	-	-
145	РФ	АК12М2	11,0 13,0	1,8 2,5	0,15	3-0.6 Д-1	0,5	0,8	0,3	-	-
146	РФ	АК12М2МгН	11,0 13,0	1,5 3,0	0,8 1,3	0,8	0,3 0,6	0,5	0,8 1,3	0,13	-
147	США	385.1	11,0 13,0	2,0 4,0	0,3	1,1	0,5	2,9	0,5	-	Sn
148	США	385.0	11,0 13,0	2,0 4,0	0,3	2,0	0,5	3,0	0,5	-	Sn
149	США	А390.0	16,0 18,0	4,0 5,0	0,45 0,65	0,5	0,1	0,1		0,2	-
150	США	390.0	16,0 18,0	4,0 5,0	0,45 0,65	1,3	0,1	0,1		0,2	-
151	США	В390.0	16,0 18,0	4,0 5,0	0,45 0,65	1,3	0,5	1,5	0,1	0,2	-
152	США	А390.1	16.0 18,0	4,0 5,0	0.5 0,65	0,4	0,1	0,1	-	0,2	-
Продолжение табл. П 1.1
№п/п	Страна	Марка	Si	Cu	Mg	Fe	Mn	Zn	Ni	Ti	Другие
153	США	390.2	16,0 18,0	4,0 5,0	0,5 0,65	0,6 1,0	0,1	0,1	-	0,2	-
154	США	В390.1	16,0 18,0	4,0 5,0	0,5 0,65	1,0	0,5	1,4	0,1	0,2	-
155	США	392.0	18,0 20,0	0,4 0,8	0,8 1,2	1,5	0,2 0,6	0,5	0,5	0,2	Sn ""
156	США	392.1	18,0 20,0	0,4 0,8	0,9 1,2	1,1	0,2 0,6	0,4	0,5	0,2	Sn ""
157	РФ	АК21М2,5 Н2.5	20,0 22,0	2,2 3,0	0,2 0,5	0,9	0,2 0,4	0,2	0,8 1,3	0,2	Cr'!’>
158	США	393.0 	21,0 23,0	0,7 1,1	0,7 1,3	1,3	0,1	0,1	2,0 2,5	0,1 0,2	v *’>
159	США	393.2	21,0 23,0	0,7 1,1	0,8 1,3	0,8	0,1	0,1	2,0 2.5	0.1 0,2	-
160 ”0,25 ( "0,15 "0,25 4)(Sn+ 5)0,1 С	США 2г. 5п. 5п. Sb+Pb)=0,3. г; 0,5 Sn.	393.1 6|0,12 Be. "0,35 Сг. "'0,05 Сг. ”0,2 Be. “"0,25-0,5 Сг; 0,15 Sn.	21,0 23,0 "’0,1 Sn. '”0,35 Sn. '”(Sn+Pb)= '"0,5 Ni; 0 ,5)0,2-0,3 C	0,7 1,1 =0,3. ,15 Sn. r; 0,1 Sn.	0,8 1,3 l6)0,3-0,4 '"0,05 Sn '"'0,3 Sn. '”0,3 Cr. 0,08-0	1,0 Cr; 0,1 Sn ,15 V.	0,1	0,1	2,0 2,5	0,1 0.2	
Таблица П 1.2. Сплавы алюминиевые литейные на основе системы А1—Си
№п/п	Страна	Марка	Си	Мп	Mg	Si	Fe	Ni	Zn	Ti	Другие
1	США	242.2	3,5 4,5	0,1	1,3 1,8	0,6	0,6	1,7 2.3	0,1	0,2	-
2	США	208.2	3,5 4,5	0,3	0,03	2,5 3.5	0,8	-	0,2	0,2	-
3	США	242.0	3,5 4,5	0,35	1,2 1,8	0,7	1,0	1,7 2,3	0,35	0,25	Cr11
4	США	242.1	3,5 4,5	0,35	1,3 1.8	0,7	0,8	1,7 2,3	0,35	0,25	Cr"
5	США	243.1	3,5 4,5	0,15 0,45	1,9 2,3	0,35	0,3	1,9 2,3	0,05	0,06 0,2	Cr!l
6	США	243.0	3,5 4,5	0,15 0,45	1,9 2,3	0,35	16,0	1.9 2,3		0.06 0,2	V 31
7	США	208.1	3,5 4,5	0,5	0,1	2,5 3.5	0,9	0,35	1,0	0,25	-
8	США	208.0	3,5 4,5	0,5	0,1	2,5 3,5	1,2	0,35	1,0	0,25	-
9	США	А242.2	3,7 4,5	0,1	1,3 1,7	0,35	0,6	1.8 2.3	0,1	0,07 0.2	Cr"
10	США	A242.I	3,7 4.5	0.1	1,3 1.7	0,6	0,6	1,8 2.3	0.1	0,07 0.2	CTq>
11	США	249.0	4.2 4.5	0.4	0,4	0.05	0,1		3,0		-
12	США	204.2	4.2 4.9	0,05	0,2 0.35	0.15	0,1 0,2	0,03	0,05	0.15 0.25	Sn51
13	США	А242.0	3,7 4.5	0.1	1,2 1.7	0,6	0,8	1,8 2.3	-	0,07 0,2	CiJ1
Продолжение табл. П 1.2
№п/п	Страна	Марка	Си	Мп	Mg	Si	Fe	Ni	Zn	Ti	Другие
14	США	295.2	4,0 5,0	0,3	0,03	0,7 1,2	0,8	-	0,3	0,2	-
15	США	296.2	4,0 5,0	0,3	0,35	2,0 3,0	0,8	-	0,3	0,2	-
16	США	295.1	4,0 5,0	0,35	0,03	0,7 1,5	0,8	-	0.35	0,25	-
17	США	295.0	4,0 5,0	0,35	0,03	0,7 1,5	1,0	-	0,35	0,25	-
18	США	296.1	4,0 5,0	0,35	0,05	2,0 3,0	0,9	0,35	0,5	0,25	-
19	США	296.0	4,0 5,0	0,35	0,05	2,0 3,0	1,2	0,35	0,5	0,25	-
20	США	А201.0	4,0 5,0	0,2 0,4	0,15 0,35	0,05	0,1	-	-	0,15 0,35	Ag6'
21	США	А201.1	4,0 5,0	0,2 0,4	0,2 0,35	0,05	0,07	-	-	0,15 0,35	Ag"’
22	США	А201.2	4,0 5,0	0,2 0,4	0,2 0,35	0,05	0,07	-	-	0,15 0,35	Ag'”
23	США	В201.0	4,5 5,0	0,2 0,5	0,25 0,35	0,05	0,05	-	-	0,15 0,35	Ag71
24	США	204.0	4,2 5,0	0,1	0,15 0,35	0,2	0,35	0,05	-	0,15 0,3	Sn51
25	США	А206.0	4,2 5,0	0,2 0,5	0,15 0,35	0,05	0,07	0,03	0,05	0,15 0,3	-
26	США	206.0	4,2 5,0	0,2 0,5	0,15 0,35	0,1	0,15	0,05	0,1	0,15 0,3	Sn51
27	США	А206.2	4,2 5,0	0,2 0,5	0,2 0,35	0,05	0,07	0,03	0,05	0,15 0,25	Sn51
Продолжение табл. П 1.2
№п/п	Страна	Марка	Си	Мп	Mg	Si	Fe	Ni	Zn	Ti	Другие
28	США	206.2	4,2 5,0	0,2 0,5	0,2 0,35	0,1	0,1	0,03	0,05	0,15 0,25	Sn51
29	РФ	АМ4,5Кд	4,5 5,1	0,35 0,8	0,05	0,2	0,15	0,1	-	0,25	Zr ">
30	США	201.0	4,0 5,2	0,2 0,5	0,15 0,55	0,1	0,15	-	-	0,15 0,35	AgM
31	США	201.2	4,0 5,2	0,2 0,5	0,2 0,55	0,1	0,1		-	0,15 0,35	Ag61
32	США	203.2	4,8 5,2	0,2 0,3	0,1	0,2	0,35	1,3 1,7	-	0,15 0,25	Sb,Co,Zr9>
33	РФ	АМ5	4,5 5,3	0,6 1,0	0,05	0,3	0,2(S) 0,3(M)	0,1	-	0,15 0,35	Zrl0)
34	США	203.0	4,5 5,5	0,2 0,3	0,1	0,3	0,5	1,3 1,7	-	0,15 0,25	Sb.Co.Zr91
35	США	224.2	4,5 5,5	0,2 0,5	-	0,02	0,04	-	-	0,25	V,Zr">
36	США	224.0	4,5 5,5	0,2 0,5	-	0,06	0,1	-	-	0,35	V,Zri:>
37	США	213.0	6,0 8,0	0,6	0,1	1,0 3,0	1,2	0,35	2,5	0,25	-
38	США	213.1	6,0 8.0	0,6	0,1	1,0 3,0	0,9	0,35	2,5	0,25	-
39	США	240.1	7,0 9,0	0,3 0,7	5,6 6,5	0,5	0,4	0,3 0,7	0,1	0,2	-
40	США	240.0	7,0 9,0	0,3 0,7	5,5 6,5	0,5	0,5	0,3 0,7	0,1	0,2	-
41	США	222.0	9,2 10,7	0,15 0,35	0,15 0,35	2,0	1.5	0,5	0,8	0.25	-
Продолжение табл. П 1.2
№п/п	Страна	Марка	Си	Mn	Mg	Si	Fe	Ni	Zn	Ti	Другие
42	США	222.1	9,2 10,7	0,5	0,2 0,35	2,0	12	0.5	0,8	0.25	-
43	США	238.0	10,0	-	0,25	4,0	1,5	—	-	-	-
			11,0								
"0,25 Сг. "0,2-0,4 Сг. "0,06-0,2 V. "О,15-0,25 Сг.		"0,05 Sn. "0,4-1 Ag. "0,5-1 Ag. "0,15 Zr.		"0,2-0,3 Sb; 0,2-0,3 Со; 0,1 ""0,2 Zr. '"0,05-0,15 V; 0,1-0,25 Zr. '"0,1 V;0,2Zr.			-0,3 Zr.				
Таблица П 1.3. Сплавы алюминиевые литейные на основе системы Al—Mg
№п/п	Страна	Марка	Mg	Мп	Si	Fc	Cu	Zn	Ti	Be	Другие
1	РФ	АЦ4Мг	1.5 2,0	0,2 0,5	-	0,5	-	3,5 4,5	0,1 0.2	-	-
2	США	515.0	2,5 4,0	0.4 0,6	0,5 1,0	1.3	0,2	0,1	-	-	-
3	США	515.2	2,7 4,0	0.4 0,6	0,5 1.0	0,6 1,0	0,1	0,05	-	-	-
4	США	516.0	2,5 4,5	0,15 0,4	0,3 1,5	0,35 1,0	0,3	0,2	0,1 0.2	-	Ni"
5	США	516.1	2,6 4,5	0,15 0,4	0,3 1,5	0,35 0,7	0.3	0,2	0.1 0,2	-	Ni"
6	США	513.0	3,5 4,5	-	0.3	0.4	0.1	1,4 2,2	-	-	-
7	США	514.0	3,5 4,5	-	0.35	0.5	0.15	0,15	-	-	-
8	США	511.0	3,5 4,5	-	0.3 0,7	0.5	0.15	0,15	-	-	-
9	США	512.0	3,5 4.5		1,4 2,2	0,6	0,35	0.35		-	-
10	США	514.2	3,6 4.5	0.1	0.3	0,3	0.1	0.1	0,2	-	-
11	США	513.2	3,6 4,5	0,1	0.3	0,3	0.1	1.4 2,2	0.2	-	-
12	США	511.2	3.6 4.5	0.1	0,3 0.7	0,3	0,1	0.1	0,2	-	-
13	США	512.2	3.6 4.5	0.1	1,4 2.2	0.3	0,1	0,1	0.2	-	-
Продолжение табл. П 1.3
№п/п	Страна	Марка	Mg	Мп	Si	Fe	Си	Zn	Ti	Be	Другие
14	США	514.1	3,6 4,5	0.35	0,35	0,4	0,15	0,15	0,25	-	-
15	США	511.1	3,6 4,5	0,35	0,3 0,7	0,4	0,15	0,15	0,25	-	-
16	РФ	АМг4К1	4,5 5,2	0,6 0,9	1,3 1,7	0,4	0,7 1,0	0,1	0,1 0,25	0,003	-
17	РФ	АМг5К	4,5 5,5	0,1 0,4	0,8 1,3	3-0,5 Д- 1,5	0,1	-	-	-	-
18	РФ	АМг5МЦ	4,8 6,3	0,4 1,0	0,3	0,3 0,5	0,3	-	0,05 0,15	-	-
19	РФ	АМгблпч	6,0 7,0	0,1	0,05	0,05	0,05	0,05	0,05 0.15	0,05	Zr'
20	РФ	АМгбл	6.0 7,0	0,1	0,2	0,2	0,15	0,1	0,05 0,15	0,05	Zr’
21	США	535.0	6,2 7,5	0,1 0,25	0,15	0,15	0,05	-	0,1 0,25	-	Сг3'
22	США	В535.0	6,5 7,5	0,05	0,15	0,15	0,1	-	0,1 0,25	-	-
23	США	А535.0	6,5 7,5	0,1 0,25	0,2	0,2	0,1	-	-	-	-
24	США	В535.2	6,6 7,5	0,05	0,1	0,12	0,05	-	0,1 0,25	-	-
25	США	535.2	6,6 7,5	0,1 0,25	0,1	0,1	0,05	-	0,1 0,25	-	Be”
26	США	А535.1	6,6 7,5	0,1 0,25	0,2	0,15	0,1	-	0,25	-	-
27	РФ	АМг7	6,0 8,0	0,25 0.6	0,5 1,0	0,9	0,1	0,2	-	-	-
Продолжение табл. П 1.3
№п/п	Страна	Марка	Mg	Мп	Si	Fe	Cu	Zn	Ti	Be	Другие
28	США	518.0	7,5 8,5	0,35	0,35	1,8	0,25	0,15	-	-	-
29	США	518.2	7,6 8,5	0,1	0,25	0,7	0,1	-	-	-	Ni.Sn"
30	США	518.1	7,6 8,5	0,35	0,35	1,1	0,25	0,15	-	-	Ni.Sn61
31	США	585.0	10,0	0,15	0,25	0,3	0,25	0,15	0,25	-	-
32	РФ	АМгЮ	9,5 10,5	0,1	0,2	0,2	0,15	0,1	0,05 0,15	-	Zr"
33	США	520.2	9,6 10,6	0,1	0,15	0,2	0,2	0,1	0,2	-	-
34	США	520.0	9,5 10,6	0.18	0,25	0,3	0,25	-	-	0,005	-
35	РФ	АМН 1	10,5 13,0	-	0,8 1.2	0,9	-	0,1	0,05 0,15	-	-
36 "0,25-0 ’’0,12 Zr '•0.005 С	РФ ,4 Ni; 0,1 Sn; г.	АЦ4Мг 3.1 РЬ.	1.5 2,0	0,2 0,5	—	0.5 "0,003- "0,05 Sn й|0,15 Ni	0.007 Be. ; 0.05 Ni. ;0,l5Sn.	3,5 4.5	0.1 0.2	—	—
Приложение 2
СОСТАВЫ ПРОМЫШЛЕННЫХ ДЕФОРМИРУЕМЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ
СПЛАВОВ ПО СТАНДАРТАМ РФ И США (АА)
Таблица П 2.1. Нелегированный деформируемый алюминий
№ п/п	Страна	Марка	Fe	Si	Cu	Zn	Mg	Mn	Ti	V	Ga	Другие
1	РФ	АДоч	0,005	0,005	0,003	0,003	—	—	0,002	—	—	—
2	США	1199	0.006	0,006	0,006	0,006	0,006	0,002	0,002	0,005	0,005	—
3	РФ	Адч	0,03	0,03	0.015	0,005	—	—	0,002	—	—	—
4	США	1065	0,03	0,25	0,05	0,05	0,03	0,03	0,03	0,05	—	—
5	США	1095	0,04	0,03	0,01	0,01	0,01	0.01	0.005	—	—	—
6	-США	1040	0,05	0,3	0,1	0,1	0,05	0,05	0.03	0,05	—	—
7	США	1188	0.06	0,06	0,005	0,03	0,01	0,01	0,01	0,05	—	—
8	США	1090	0,07	0,07	0,02	0,03	0,01	0,01	0.01	0,05	0,03	—
9	США	1285	0,08	0,08	0,02	0,03	0,01	0.01	0.02	0,05	0,03	—
10	США	1180	0,09	0,09	0,01	0,03	0,02	0,02	0.02	0,05	0,03	—
11	США	1200	Fe.Si”		0,05	1,0	—	0,05	0,1	—	0,03	—
12	США	1085	0,1	0,12	0,03	0.03	0,02	0,02	0,02	0.05	0,03	—
13	США	1185	Fe.Si3’	—	0,01	0,03	0,02	0,02	0,02	0,05	0,03	—
14	США	1175	Fe.Si3’	—	0,1	0,04	0,02	0,02	0,02	0,05	0,03	—
15	РФ	АД000	0,15	0,15	0,02	0,05	—	—	0,03	—	—	—
16	США	1080	0,15	0,15	0,03	0,03	0,02	0,02	0,03	0,05	0,03	—
17	РФ	АДОО (1010)	0,16	0,16	0,015	0,02	0,07	0,02	0,05	-	-	-
18	США	1075	0,2	0,2	0,04	0,04	0,03	0,03	0,03	0,05		—
19	США	1070	0,25	0,2	0,04	0,04	0,03	0,03	0,03	0,05		—
20	США	1170	0,3”	—	0,3	0,04	0,02	0,03	0.03	0,05	0,03	—
21	РФ	АДО (1011)	0,3	0,3	0,02	0,07	0,03	0,025	0,05	-	-	-
Продолжение табл. П 2.1
№ п/п	Страна	Марка	Fe	Si	Cu	Zn	Mg	Mn	Ti	V	Ga	Другие
22	РФ	АД1 (1013)	0,3	0,3	0,05	0,1	0,05	0,025	0,15	-	-	-
23	США	1060	0,35	0,25	0,05	0,05	0,03	0,03	0.03	0,05	—	
24	США	1350	0,4	0,1	0,05	0,05	—	0,01	V,TiJI	—	0.03	В; Сг"
25	США	1250	0,4	0,2	0,1	0,05	0,01	0,01	V,Ti"	—	—	Cr6)
26	США	1055	0,4	0,25	0,05	0,05	0,05	0,05	0,03	0,05	—	—
27	РФ	АДОЕ	0,4	0.3	0,05	0,07	—	—	0,05	—	—	—
28	США	1345	0,4	0,3	0,1	0.05	0,05	0,05	0,03	0.05	—	—
29	США	1045	0,45	0,3	0,1	0,05	0,05	0,05	0,03	0,05	—	—
30	США	1435	0,3 0,5	0,15	0.02	0,1	0,05	0,05	0,03	0,05	-	-
31	РФ	АД (1015)	, 0,5	0,5	0,1	0,1	0,1	0,1	0,15	-	-	-
32	США	1145	Fe.Si"	—	0,05	0.05	0,05	0.05	0,03	0,05	—	—
33	США	1135	Fe,SiB|	-	0,05 0,2	0,1	0,05	0,04	0,03	0,05	-	-
34	США	1030	0,6	0,35	0,1	0,1	0,05	0,05	0,03	0,05	—	—
35	США	1035	0.6	0.35	0.1	0,1	0.05	0,05	0,03	0,05	—	—
36	РФ	АДС	0,6	0,5	0,1	0,1	—	—	0,15	—	—	—
37	США	1235	0.6591	—	0,05	0.01	0.05	0,05	0,06	0.05	—	—
38	США	1230	0,71,11	—	0,1	0.1	0,05	0.05	0,03	0,05	—	—
39 "0,1 О "0.15 "0,3(1 •"0,02	США -e+Si). Fe+Si). -cA-Si). V+Ti).	1100 "0.05 В; '"0.001 Сг "0.56 (Fe 1,1 0.6 (Fe-	0.951" ,01 Cr. +Si). I-Si).	91 0.65 (Fi ""0,7(Fe 111 0,95 (F	0,05 0.2 *+Si). + Si). e+Si).	0.1		0,05				
Таблица П 2.2. Сплавы алюминиевые деформируемые на основе системы Al—Mg—Мп
№п/п	Страна	Марка	Mg	Мп	Си	Fe	Si	Zn	Ti	Cr	Zr	Ni	Другие
1	США	3102	-	0,05 0,4	0,1	0,7	0,4	0,3	0,1	-	-	-	-
2	США	ЗОЮ	-	0,2 0.9	0,03	0,2	0,1	0,05	0,05	0,05 0,4	-	-	V'>
3	США	3107	-	0.4 0.9	0,05 0,15	0,7	0,6	0,2	0,1	-	-	-	-
4	США	011	-	0,8 1.2	0,05 0,2	0,7	0,4	0.1 .	0,1	0,1 0,4	0,1 0,3	-	-
5	США	3203	-	1.0 1.5	0,05	0,7	0,6	0,1	-	-	-	-	Be 21
6	США	3003	-	1,00 1.6	0,05 0,2	0,7	0,6	0,1	-	-	-	-	-
7	США	3303	-	1.0 1.5	0,05 0,2	0,7	0,6	0,3	-	-	-	-	-
8	США	3008	0,01	1,2 1.8	0,1	0,7	0,4	0,05	0,1	0,05	0,1 0,5	-	-
9	РФ	АМцС (1401)	0,05	1.0 1.4	0,1	0.25 0,45	0,15 0,35	0,1	0,1	-	-	-	-
10	РФ	АМцР	0,05	1.0 1.5	0,08 0,13	0,48	0,17	-	-	-	-	-	Na31
11	США	3207	0,1	0,4 0,8	0,1	0,45	0,3	0,1	-	-	-	-	-
12	США	3012	0,1	0,5 1,1	0,1	0,7	0,6	0,1	0,1	0,2	-	-	-
13	США	3014	0,1	1,00 1,50	0,5	1,00	0,1	0,50 1,00	0,1	-	-	-	-
Продолжение табл. П 2.2
№п/п	Страна	Марка	Mg	Мп	Си	Fe	Si	Zn	Ti	Сг	Zr	Ni	Другие
14	США	3009	0,1	1,2 1,8	0,1	0,7	1,00 1,80	0,05	0,01	0,05	0,1	0,05	-
15	США	3002	0,05 0,2	0,05 0,2	0,15	0,1	0,08	0,05	0,03	-	-	-	V>
16	РФ	Амц 1400	0,2	1,0 1,6	0,1	0,7	0,6	0,1	0,2	-	-	-	-
17	США	3307	0,3	0,5 0,9	0,3	0,8	0,6	0,25	0,1	-	-	-	-
18	США	3103	0,3	0,9 0,5	0,1	0,7	0,5	0,2	-	0,1	(Ti+Zr)41	-	-
19	РФ	ММ-1511	0,2 0,5	1,0 1,4	0,2	0,6	1,0	0,1	0,1	-	-	-	-
20	США	5010	0,2 0,6	0,1 0,3	0,25	0,7	0,4	0,3	0,1	0,15	-	-	-
21	США	3005	0,2 0,6	1,0 1,5	0,3	0,7	0,6	0,25	0,1	0,1	-	-	-
22	США	3012	0,2 0,6	0,9 1,4	0,5	1,0	0,6	0,5 1,0	-	-	-	-	-
23	США	3006	0,3 0,6	0,5 0,8	0,1 0,3	0,7	0,5	0,15 0,4	0,1	0,2	-	-	-
24	США	5657	0,6	0,03	0,1	0,1	0,08	0,05	-	-	-	-	Ga 51
25	США	3007	0,6	0,3 0,8	0,05 0,3	0,7	0,5	0,4	0,1	0,2	-	-	-
26	США	3015	0,2 0,7	0,5 0,9	0,3	0,8	0,6	0,25	0,1	-	-	-	-
27	США	2105	0,2 0,8	0,3 0,8	0,3	0,7	0,6	0,4	0,1	°'2	-	-	-
Продолжение табл. П 2.2
№п/п	С грана	Марка	Mg	Мп	Си	Ее	Si	Zn	Ti	ст	Zr	Ni	Другие
28	США	5557	0,4 0,8	0,1 0,4	0,15	0,12	0,1	-	-	-	-	-	V1’
29	США	3016	0,5 0,8	0,5 0,9	0,3	0,8	0,6	0,25	0,1	-	-	-	-
30	США	5457	0,8	0,15	0,2	0,1	0,08	0,05	-	-	-	-	V"
31	США	5205	0,6 1,0	0,1	0,03 0,1	0,7	0,15	0,5	-	0,1	-	-	-
32	США	5005 (1530)	0,5 1.1	0,2	0,2	0,7	0,3	0,25	-	0,1	-	-	-
33	США	5357	0,8 1,2	0,15 0,45	0,2	0,17	0,12	0,05	-	-	-	-	-
34	США	5043	0,7 1,3	0,7 1,2	0,05 0,35	0,7	0,4	0,25	0,1	0,05	-	-	V.Ga61
35	США	5006	0,8 1,3	0,4 0,8	0,1	0,8	0,4	0,25	0,1	0,1	-	-	-
36	США	3104	0,8 1,3	0,8 1,4	0,05 0,25	0,8	0,6	0,25	0,1	-	-	-	V,Ga61
37	РФ	Д12 (1521)	0,8 1,3	1,0 1,5	0,1	0,7	0,7	0,1	0,1	-	-	-	-
38	США	3004	0,8	1,3	1,0 1,5	0,25	0,7	0,3	0,25	-	-	-	-
39	США	5040	1,0 1,5	0,9 1,4	0,25	0,7	0,3	0,25	-	0,1 0,3	-	-	-
40	РФ	АМг (1510)	0,7 1,6	0,2	0,1	0,1	0,1	-	-	-	-	-	-
41	США	5150	1,3 1,7	0,03	0,1	0,1	0,08	0,1	0,06	-	-	-	-
Продолжение табл. П 2.2
№п/п	Страна	Марка	Mg	Мп	Си	Fe	Si	Zn	Ti	Cr	Zr	Ni	Другие
42	США	5050	1.1 1,8	0,1	0,2	0,7	0,4	0,25	-	0,1	-	-	-
43	США	5250	1.3 1.8	0,05 0,15	0,1	0,1	0,08	0,05	-	-	-	-	V,Ga”
44	США	5016	1,4 1,9	0,4 0,7	0,2	0,6	0,25	0,15 0,05	-	-	-	-	-
45	США	5151	1,5 2,1	0,1	0,15	0,35	0.2	0,15	0,1	0,1	-	-	-
46	США	5351	1,6 2,2	0,1	0.1	0,1	0.08	0,05	-	-	-	-	v‘>
47	США	5051	1,7 2,2	0,2	0,25	0,7	0,4	0,25	0,1	0,1	-	-	-
48	США	5017	1,9 2,2	0,6 0,8	0,18 0,28	0,7	0,4	-	0,09	-	-	-	-
49	США	5251	1,70 2,40	0,10 0,50	0,15	0,50	0,40	0,15	0,15	0,15			-
50	США	5451	1,8 2,4	0,1	0,1	0,4	0,25	0,1	0.05	0,15 0,35		0,05	
51	США	5049	1,6 2,5	0,5 1,1	0,1	0,5	0,4	0,2	0,1	0,3	-	-	-
52	РФ	АМг2 (1520)	1,80 2,60	0,20 0,60	0.10	0,40	0,40	0,20	0,10	0,05	-	-	-
53	США	5652	2,20 2,80	0.01	0.04	(Fe + Si)KI		0,10	-	0,15 0.35	-	-	
54	США	5552	2,20 2.80	0,10	0,10	0,05	0,04	0,05	-	-	-	-	V"
55	США	5252	2,20 2.80	0,10	0.10	0.10	0.08	0,05	-	-	-	-	V"
Продолжение табл. П 2.2
№п/п	Страна	Марка	Mg	Мп	Си	Fe	Si	Zn	Ti	Cr	Zr	Ni	Другие
56	США	5052	2,20 2,80	0,10	0,10	0,40	0,25	0,10	-	0,15 0,35	-	-	-
57	США	5352	2,20 2,80	0,10	0,10	(Fe+Si)91		0,10	0,10	0,10	-	-	-
58	США	5554	2,40 3,00	0,50 1,00	0,10	0,40	0,25	0,25	0,05 0,20	0,05 0,20	-	-	Be 21
59	США	5454	2,40 3,00	0,50 1,00	0,10	0,40	0,25	0,25	0,20	-	-	-	-
60	США	5754	2,60 3,60	0,50	0,10	0,40	0,40	0,20	0,15	0,30	-	-	(Mn+Cr)"”
61	РФ	АМгЗС	2,70 3,60	0,00 0,60	0,10	0,50	0,50	0,20	0,20	0,25	-	-	-
62	США	5013	3,20 3,80	0,30 0,50	0,03	0,25	0,20	0,10	0,10	0,03	0,05	0,03	Pb">
63	РФ	1531	2,80 3,80	0,40 0,70	0,10	0,40	0,40	0,20	0,02 0,10	0,05 0,25	-	-	(Cr+Mn)12’
64	РФ	АМгЗ (1530)	3,20 3,80	0,30 0,60	0,10	0,50	0,50 0,80	0,20	0,10	0,05	—	-	-
65	США	5254	3,10 3,90	0,01	0,05	(Fe+Si)91		0,20	0,05	0,15 0,35	-	-	-
66	США	5654	3,10 3,90	0,01	0,05	(Fe+Si)91		0,20	0,05 0,15	0,15 0,35	-	-	-
67	США	5154	3,1 3,9	0,1	0,1	0,4	0,25	0,2	0,2	0,15 0,35	-	-	-
68	США	5854	3,10 3,90	0,10 0,50	0,10	(Fe+Si)9)	0,45	0,20	0,20	0,15 0,35	-	-	-
69	РФ	1541пч	3,50 4,50	0,02	0,02	0,07	0,07	0,02	0,05	0,03 0,06	-	-	-
Продолжение табл. П 2.2
№п/п	Страна	Марка	Mg	Мп	Си	Fe	Si	Zn	Ti	Cr	Zr	Ni	Другие
70	США	5280	3,50 4,50	0,20 0,70	0,10	(Fe+Si)131	0,35	1,50 2,80	-	0,05 0,25	-	-	Be N)
71	США	5056	3,50 4,50	0,20 0,70	0,10	0,50	0,40	0,25	0,15	0.05 0,25	-	-	-
72	РФ	АМг4 (1540)	3,80 4,50	0,50 0,80	0,10	0,40	0,40	0,20	0,02 0,10	0,05 0,25	-	-	Be151
73	РФ	1541оч	3,70 4,70	0,01	0,01	0,01	0,01	0,01	0,01	0,02 0,06	-	-	-
74	РФ	1541	3,80 4,80	0,20 0,50	0,05	0,10 0,30	0,20	-	0,02 0,10	-	-	-	-
75	США	5083	4,00 4,90	0,40 1,00	0,10	0,40	0,40	0,25	0,15	0,05 0,25	-	-	-
76	РФ	1543	3,80 5,00	0,20 0,50	0,10	0,50	0,50	0,10	0,02 0,10	-	-	-	Be l5>
77	США	5082	4,00 5,00	0,15	0,15	0,35	0,20	0,25	0,10	0,15	-	-	-
78	США	5182	4,0 5,0	0,2 0,5	0,15	0,35	0,2	0,25	0,10	0.1	-	-	-
79	США	5283	4,5 5,1	0,5 1,0	0,03	0,3	0,3	0,1	0,03	0,05	0,05	0,03	-
80	США	5183	4,3 5,2	0,5 1,0	0,1	0,4	0,4 0,7	0,25	0,15	0,05 0,25	-	-	BeNI
81	США	5014	4,0 5,5	0,2 0,9	0,2	0,4	0,4	0,7 1,5	0,20	0,2	-	-	-
82	США	5356	4,5 5,5	0,05 0,2	0,1	0,4	0,25	0,1	0,06 0,2	0.05 0,2	-	-	-
83	США	5556	4,7 5,5	0,5 1,0	0,1	0,4	0,25	0,25	0,05 0,2	0,05 0,2	-	-	-
Продолжение табл. П 2.2
N°n/n	Страна	Марка	Mg	Мп	Си	Fe	Si	Zn	Ti	Cr	Zr	Ni	Другие
84	США	АА5456	4,7 5,5	0,5 1,0	0,1	0,4	0.25	0,25	0,2	0,05- 0,2	-	-	V"
85	США	АА5056	4,5 5.6	0,05 0,2	0,1	0,4	0,3	0,1	-	0,05 0,2	-	-	-
86	РФ	АМг5 (1550)	4,8 5,8	0,3 0,8	0,1	0,5	0,5	0,2	0,02 0,1	-	-	-	Be151
87	РФ	АМгб! (1561)	5,5 6,5	0,7 1,1	0,1	0,4	0,4	0,2	-	-	0,02 0,12	-	Be
88	РФ	Св АМгбЗ	5,8 6,8	0,5 0,8	0,05	0,05 0,15	0,5 0,1	0,05	-	-	0,15 0,35	-	Be'"
89	РФ	АМгб (1560)	5,8 6,9	0,5 0,8	О-1	0,4	0,4	0,2	0,02 0.1	-	-	-	-
90	РФ	АМг7 (1543)	6,0 7,5	0,3 0,6	0,05	0,5	0,5	0,2	-	-	-	-	-
"0,05 V. "0,0008 Be. "0,001 Na. 410,1 (Zr+Ti). 5l0,03Ga. 6)0,05 V; 0,05 Ga. "0,05 V; 0,03 Ga.			0,4 (Si+Fe). ” 0,45 (Fe+Si). ’"’(0,1-0,6)(Мп+Сг). '"0,003 Pb. 121 0,5 (Сг+Mn). '"0,35 (Fe+Si).			'"0,0008 Be. |5)0,0002-0,005 Be. ""0,0002-0,003 Be. '"0,002-0,005 Be.							
Таблица П 2.3. Сплавы алюминиевые деформируемые на основе системы А1—Си
№п/п	Страна	Марка	Си	Mg	Мп	Si	Fe	Ni	Ti	Zr	Cr	Zn	Другие
1	США	2008	0,7 1,1	0,25 0,5	0,3	0,5 0,8	0,4	-	0,1	-	0,1	0,25	V"
2	США	2038	0,8 1,2	0,4 1	0,1 0,4	0,5 1,3	0,6	-	0,15	-	0,2	0,5	GajV21
3	США	2006	1,0 2,0	0,5 1,4	0,6 1,0	0,8 1,3	0,7	0,2	0,3	-	-	0,2	-
4	США	2037	1,4 2,2	0,3 0,8	0,1 0,4	0,5	0,5	-	0,15	-	0,1	0,25	V1’
5	США	2002	1,5 2,5	0,5 1,0	0,2	0,35 0,8	0,3	-	0,2	-	0,2	0,2	-
6	РФ	АК4 (1140)	1,9 2,5	1,4 1,8	0,2	0,5 1,2	0,8 1,3	0,8 1,3	0,1	-	-	0,3	-
7	РФ	АКбч	1,8 2,6	0,4 0,8	0,4 0,8	0,7 1,2	0,4	0,1	0,1	-	-	0,3	-
8	РФ	А Кб (1360)	1,8 2,6	0,4 0,8	0,4 0,8	0,7 1,2	0,7	0,1	0,1	-	-	0,3	-
9	РФ	АК6-1	1,8 2,6	0,4 0,8	0,4 0,8	0,7 1,2	0,7	0,1	0,02 0,1	-	0,01 0,2	0,3	-
10	РФ	АК4-2ч (Н43)	2 2,6	1,2 1,8	0,1	0,1 0,25	0,4 0,7	0,4 0,7	0,05 0,1	-	0,1	0,1	-
11	РФ	АК4-1Ч	2 2,6	1,2 1,8	0,1	0,1 0,25	0,9 1,4	0,9 1,4	0,05 0,1	-	0,1	0,1	-
12	РФ	АК4-1 (1141)	1,9 2,7	1,2 1,8	0,2	0,35	0,8 1,4	0,8 1,4	0,02 0,1	-	0,1	0,3	-
13	США	2618	1,9 2,7	1,3 1,8	-	0,1 0,25	0,9 1,3	0,9 1,2	0,04 0,1	-	-	-	-
Продолжение табл. П 2.3
№п/п	Страна	Марка	Си	Mg	Мп	Si	Fe	Ni	Ti	Zr	Cr	Zn	Другие
14	США	2031	1,8 2,8	0,6 1,2	0,5	0,5 1,3	0,6 1,2	0,6 1.4	0,2	-	-	0,2	-
15	РФ	Д18 (1187)	2,2 3	0,2 0,5	0,2	0,5	0,5	-	0,1	-	-	0,1	-
16	США	2117	2,2 3	0,2 0,5	0,2	0,8	0,7	-	-	-	0.1	0,25	-
17	США	2036	2,2 3	0,3 0,6	0,1 0,4	0,5	0,5	-	0,15	-	0,1	0,25	-
18	РФ	ВД17 (1170)	2,6 3,2	2 2,4	0,45 0,7	0,3	0,3	-	0,1	-	-	0.1	-
19	РФ	Д19 (1197)	3,2 3,7	2,1 2,6	0,5 0,8	0,3	0,3	-	0,1	-	-	0,1	Be31
20	США	2048	2,8 3,8	1,2 1,8	0,2 0,6	0,15	0,2	-	0,1	-	-	0,25	-
21	РФ	1161	3,35 3,85	1,4 1,8	0,4 0,7	0,05	0,15	-	0,03 0,07	0,08	0,04	0,05	Be4>
22	РФ	Д19ч	3,8 4,3	1,7 2,3	0,4 0,9	0,2	0,3	-	0,1	-	-	0,1	Be”
23	РФ	Д19 (1190)	3,8 4,3	1,7 2,3	0,5 1	0,5	0,5	-	0,1	-	-	0,1	Be”
24	США	2324	3,8 4,4	1,2 1,8	0,3 0,9	0,1	0,12	-	0,15	-	0,1	0,25	-
25	США	2224	3,8 4,4	1,2 1,8	0,3 0,9	0,12	0,15	-	0,15	-	0,1	0,25	-
26	США	2030	3,3 4,5	0,5 1,3	0,2 1	0,8	0,7	-	0,2	-	0,1	0,5	Bi,Pb,Sn5 )
27	США	2017	2,5 4,5	0,4 0,8	0,4 1	0,2 0,8	0,7	-	0,15	-	0,1	0,25	-
Продолжение табл. П 2.3
№п/п	Страна	Марка	Си	Mg	Мп	Si	Fe	Ni	Ti	Zr	Cr	Zn	Другие
28	США	2018	3,5 4,5	0,45 0,9	0,2	0,9	0,1	1,7 2,3	-	-	0,1	0,25	-
29	США	2218	3,5 4,5	1,2 1,8	0,2	0,9	0,1	1.7 2,3	-	-	0,1	0,25	-
30	РФ	1663	3,8 4,5	1,2 1,6	0,4 0,8	0,1	0,15	0,05	0,01 0,07	-	-	0,1	-
31	РФ	Д24(ВАД1) (1191)	3,8 4,5	2,3 2,7	0,35 0,8	0,2	0,3	-	0,03 0,1	0,07 0.2	-	0,1	Be”
32	РФ	ВАД-1ф	3,8 4,5	2,3 2,7	0,35 0,8	0,2	0,3	-	0,03 0,1	0,07 0,2	-	0,1	Be”
33	РФ	ВАД-1П	3,8 4,5	2,3 2,9	0,4 0,8	0,2	0,3	-	0,03-0,1 0,08-0.15	0,07-0.2 0,1-0.2	-	0.1	-
34	РФ	В65 (1157)	3,9 4,5	0,15 0,3	0,3 0,5	0,25	0,2	-	0,1	-	-	0,1	-
35	США	2007	3,3 4,6	0,4 1,8	0,5 1,0	0,8	0,8	0,2	0,2	-	0,1	0,8	Bi.Sn.Pb”
36	РФ	Д1ч	3,8 4,8	0.4 0,8	0,4 0,8	0,5 0,7	(Fe+Si)6’	0.01	0,1	-	-	0,3	-
37	РФ	Д1 (1100)	3,8 4,8	0,4 0.8	0,4 0,8	0,7	0,7	0,01	0.1	-	-	0.3	-
38	РФ	АК8 (1380)	3,9 4,8	0,4 0,8	0,4 1.0	0,6 1,2	0.7	0,1	0,1	-	-	0.3	-
39	США	2034	4,2 4,8	1,3 1,9	0.8 1.3	0.1	0.12	-	0.15	0.08 0,15	0,05	0.2	-
40	РФ	Д16ч	3,8 4.9	1,2 1,8	0,3 0,9	0,2	0,3	0,05	0.1	-	-	0.1	-
41	США	2124	3.8 4.9	1.2 1.8	0.3 0.9	0.2	0.3	-	0.15	-	0.1	0,25	-
Продолжение табл. П 2.3
№п/п	Страна	Марка	Си	Mg	Мп	Si	Fe	Ni	Ti	Zr	Cr	Zn	Другие
42	США	2024	3,8 4,9	1,2 1,8	0,3 0,9	0,5	0,5	-	0,15	-	0,1	0,25	-
43	РФ	Д16 (1160)	3,8 4,9	1,2 1,8	0,3 0,9	0,5	0,5	0,1	0,1	-	-	0,3	-
44	США	2005	3,5 5	0,2 1,0	1,0	0,8	0,7	0,2	0,2	-	0,1	0,5	Bi”
45	США	2025	3,9 5	0,05	0,4 1,2	0,5 1,2	1	-	0,15	-	0,1	0,25	-
46	США	2214	3,9 5	0,2 0,8	0,4 1,2 	0,5 1,2	0,3	-	0,15	-	0,1	0,25	-
47	США	2014	3,9 5	0,2 0,8	0,4 1,2	0,5 1,2	0,7	-	0,15	-	0,1	0,25	-
48	США	2003	4,00 5,00	0,02	0,30 0,80	0,30 0,10	0,30	-	0,15	0,10 0,20	-	0,10	V; Cd"'
49	РФ	1177	4,70 5,60	3,20 4,10	0,32 0,50	0,07	0,16 0,28	-	0,05 0,15	-	-	0,10	Be91
50	РФ	1151	5,00 5,80	1,80 2,20	0,40 0,55	0,07	0,15 0,25	-	0,08 0,14	-	-	0,05	ViBe.Cd"1’
51	США	А2011	5,00 6,00	-	-	0,40	0,70	-	-	-	-	0,30	Bi;Pb"’
52	США	2001	5,20 6,00	0,20 0,45	0,15 0,50	0,20	0,20	0,05	0,20	0,05	0,10	0,10	Pbl2)
53	США		5,5 6,5	0,5	0,1	0,2	0,2	. -	0,05	0,3 0,5	-	0,1	-
54	США	2021	5,60 6,80	0,02	0,20 0,40	0,20	0,30	-	0,02 0,10	-	-	0,10	yl3)
55	США	2519	5,30 6,40	0,05 0,40	0,1 0,50	0,25	0,30	-	0,02 0,10	0,10 0,25	-	0,10	yl3)
Продолжение табл. П 2.3
№п/п	Страна	Марка	Си	Mg	Mn	Si	Fe	Ni	Ti	Zr	Cr	Zn	Другие
56	РФ	1205	5,80 6,80	0,02	0,30 0,80	0,30	0,30	-	0,02 0,10	0,08 0,15	-	0,10	Sn;Cd141
57	США	2419	5,80 6,80	0,02	0,20 0,40	0,15	0,18	-	0,02 0,10	0,10 0,25	-	0,10	yl3)
58	РФ	1201	5,8 6,8	0,02	0,2 0,4	0,2	0,3	-	0,02 0,1	0,1 0,25	-	0,1	yin
59	США	2219	5,8 6,8	0,02	0,2 0,4	0,2	0,3	-	0,02 0,1	0,1 0,25	-	0,1	yin
60	США	2319	5,8 6,8	0,02	0,2 0,4	0,2	0,3	-	0,1 0,2	0,10 0,25	-	0,10	yin
61	РФ	Д20 (1200)	6,0 7,0	0,05	0,4 0,8	0,3	0,5	-	0,1 0,2	0,2	-	0,1	-
62 "0,05 V "0,05 С "0,0002 4)0,0003 "0,2 Bi 6> 0,4 (F "0,2 В	РФ а; 0,05 V. -0,005 Be -0,0008 В 0,2Sn;0, e+Si).	Д21 (1210) е. 8-1,5 РЬ.	6,0 7,0 "’0,005- "0,0001 "”0,07- "’0,2—( '"0,003 '"0,05- '"0,03	0,25 0,45 -0,2 V; С J—0,003 -0,14 V; ),6 Bi; 0 Pb. -0,15 V. Sn; 0,1-	0,4 0,8 ,005-0, Be. 0,002-0 2-0,6 P 0,2 Cd.	0,3 2 Cd. ,004 Be b.	0,3 0,05-0,09	Co.	0,1 0,2			0,1	
Таблица П 2.4. Сплавы алюминиевые деформируемые на основе системы AI—Mg—Si
№п/п	Страна	Марка	Si	Mg	Fe	Mn	Си	Ti	. Cr	Zn	Zr	Ni	Другие
1	США	6015	0,2 0,4	0,8 1,1	0,1 0,3	0,1	0,1 0,25	0,1	0,1	0,1	-	-	-
2	США	6951	0,2 0,5	0,4 0,8	0,8	0,1	0,15 0,4	-	-	0,2	-	-	-
3	РФ	АВч	0,35 0,55	0,6 1,0	0,12	0,05	0,05	-	-	0.05	-	-	-
4	США	6763	0,2 0,6	0,45 0,9	0,08	0,03	0,04 0,16	-	-	0,03	-	-	V"
5	США	6463	0,2 0,6	0,45 0,9	0,15	0,05	0,2	-	-	0,05	-	-	-
6	США	6063	0,2 0,6	0,45 0,9	0,35	0,1	0,1	0,1	0,1	0,1	-	-	-
7	США	6060	0,3 0,6	0,35 0,6	0,1 0,3	0,1	0,1	0,1	0,05	0,15	-	-	-
8	США	6004	0,3 0,6	0,4 0,7	0,1 0,3	0,2 0,6	0,1	-	-	0,05	-	-	-
9	США	6106	0,3 0,6	0,4 0,8	0,35	0,05 0,2	0,25	-	0,2	0,1	-	-	-
10	США	6863	0,4 0,6	0,5 0,8	0,15	0,05	0,05 0,2	0,1	0,05	0,1	-	-	-
11	США	6014	0,3 0,6	0,4 1,2	0,35	0,05 0,2	0,25	0,1	0,2	0,1	-	-	V21
12	РФ	1320	0,4 0,65	0,45 0,75	0,15	0,05 0,15	0,05 0,15	0,01 0,05	0,03	0,05	0,03	0,03	Be”
13	США	6101	0,3 0,7	0,35 0,8	0,5	0,03	0,1	-	0,03	0,1	-	-	B”
Продолжение табл. П 2.4
№п/п	Страна	Марка	Si	Mg	Fe	Мп	Cu	Ti	Сг	Zn	Zr	Ni	Другие
14	РФ	АД31 1310	0,3 0,7	0,4 0,9	0,5	0,1	0,1	0,15	-	0,2	-	-	-
15	США	6206	0,35 0,7	0,45 0,8	0,35	0,13 0,3	0,2 0,5	0,1	0,1	0,2	-	-	-
16	США	6261	0,4 0,7	0,7 1,0	0,4	0,2 0,35	0,15 0,4	0,1	0,1	0.2	-	-	-
17	США	6017	0,55 0,7	0,45 0,6	0,15 0,3	0,1	0.05 0,2	0,05	0,1	0,05	-	-	-
18	РФ	АВп	0,4 0,75	0,4 0,9	0.3	0,2	0,1	0,15	-	0,2	-	-	-
19	США	6162	0,4 0,8	0,7 1.1	0.5	0,1	0,2	0,1	0,1	0,25	-	-	-
20	США	6262	0,4 0,8	0,8 1,2	0.7	0,15	0,15 . 0,4	0,15	0,04 0,14	0.25	-	-	-
21	США	6061	0.4 0,8	0,8 1.2	0,7	0,15	0,15 0.4	0,15	0,04 0,35	0,25	-	-	-
22	РФ	АД (1330)	0,4 0,8	0.8 1,2	0,7	0,15	0,15 0,4	0,15	0,15 0.35	0,25	-	-	-
23	РФ	АД31Е 1310Е	0,45 0.9	0,45 0,9	0.1 0.6	0,03	0,1	0,03	0,03	0.1	-	-	Mn;Mo,Cr,B5’
24	США	6008	0.5 0,9	0,4 0,7	0,35	0,3	0.3	0,1	0.3	0.2	-	-	V21
25	США	6005А	0.5 0.9	0,4 0,7	0.35	0,5	0.3	0,1	0,3	0.2	-	-	(Mn + Cr)"1
26	США	6201	0.5 0.9	0.6 0.9	0.5	0,03	0.1	-	0,03	0,1	-	-	B41
27	США	6301	0.5 0.9	0.6 0.9	0.7	0.15	0.1	0.15	0,1	0,25	-	-	-
Продолжение табл. П 2.4
№п/п	Страна	Марка	Si	Mg	Fc	Mn	Cu	Ti	Cr	Zn	Zr	Ni	Другие
28	США	6005	0,6 0,9	0,4 0,6	0,35	0,1	0,1	0.1	0,1	0,1	-	-	-
29	США	6205	0,6 0,9	0,4 0,6	0,7	0,05 0,15	0,2	0,15	0,05 0,15	0,25	0,05 0,15	-	--
30	США	6002	0,6 0,9	0,45 0,7	0,25	0,1 0,2	0,1 0.25	0,08	0,05	-	0,009 0,14	-	
31	США	6053	Si71	1,1 1.4	0,35	-	0,1	-	0,15 0,35	0,1	-	-	-
32	США	6253	Si71	1,0 1,5	0,5	-	0,1	-	0,04 0,35	1,6 2,4	-	-	-
33	США	6003	0,35 1,0	0,8 1,5	0,6	0,8	0,1	0,1	0,35	0,2	-	-	-
34	США	6103	0,35 1,00	0,8 1,5	0,60	0,80	0,2 0.3	0,1	0,35	0,2	-	-	-
35	США	6009	0,6 1,0	0,4 0,8	0,5	0,2 0,8	0,15 0,6	-	0,1	0,25	-	-	-
36	США	6105	0,60 1,00	0,45 0,8	0,35	0,1	0,1	0,1	0,1	0,1	-	-	-
37	США	6013	0,60 1,00	0,8 1,2	0,5	0,2 0,8	0,6 1,1	0.1	0,1	0,25	-	-	-
38	США	6111	0,70 1,10	0,5 1,0	0,4	0,15 0,45	0,5 0,9	0,1	0,1	0,25	-	-	-
39	США	6081	0,70 1,10	0,6 1,0	0,5	0,1 0,45	0.1	0,15	0,1	0,2	-	-	-
40	РФ	АВ (1341)	0,50 1,20	0,45 0,9	0,5	0,15 0,35	0,1 0,5	0,15	0,25	0,2	-	-	-
41	США	6151	0,60 1.20	0,45 0,8	0,1	0,2	0,35	0,15	0,15 0,35	0,25	-	-	-
Продолжение табл. П 2.4
№п/п	Страна	Марка	Si	Mg	Fe	Mn	Си	Ti	Cr	Zn	Zr	Ni	Другие
42	США	6011	0,60 1,20	0,6 1,2	1,0	0,8	0,4 0,9	0,2	0,3	1,5	-	-	-
43	США	6010	0,80 1,20	0,6 1,0	0,5	0,2 0,8	0,15 0,6	0,1	0,1	0,25_	-	-	-
44	США	6081	0,8 1,2	0,6 1,0	0,45	0,15	0,1	0,1	0,1	0,2	-	-	-
45	•РФ	АД35 (1350)	0,8 1,2	0,8 1,4	0,5	0,5 0,9	0,1	0,15	-	0,2	-	-	-
46	США	6351	0,7 1,3	0,4 0,8	0,5	0,4 0,8	0,1	0,2	-	0,2	-	-	-
47	США	6082	0,7 1,3	0,6 1,2	0,5	0,4 1,0	0,1	0,1	0,25	0,2	-	-	-
48	США	6012	0,6 1,4	0,6 1,2	0,5	0,4 1,0	0,1	0,2	0,3	0,3	-	-	Bi"’
49	США	6007	0,9 1,4	0,6 0,9	0,7	0,05 0,25	0,2	0,15	0,05 0,25	0,25	0,05 0,2	-	-
50	США	6016	1,0 1,5	0,25 0,6	0,5	0,2	0,2	0,15	0,1	0,2	-	-	-
51	США	6110	0,7 1,5	0,5 1,1	0,8	0,2 0,7	0,2 0,7	0,15	0,04 ' 0,25	0,3	-	-	-
52	США	6070	1,0 1,7	0,5 1,2	0,5	0,4 1,0	0,15 0,4	0,15	0,1	0,25	-	-	-
53	США	6066	0,9 1,8	0,8 1,4	0,5	0,6 1,1	0,7 1,2	0,2	0,4	0,25	-	-	-
"0,05 V. "0,05-0.2 V. "0.001-0,005 Be.			4'0,06 В. "0,03 (Мп+Мо+Сг). " (0,12-0,5) (Мп+Сг).					"45-65 % Si от концентрации Mg. "’0,7 Bi.					
Таблица П 2.5. Сплавы алюминиевые деформируемые на основе системы AI—Zn
№п/п	Страна	Марка	Zn	Mg	Cu	Мп	Zr	Сг	Ti	Fe	Si	Ni	Другие
1	РФ	1905	0,8 0,4	0,6 3,0	1,0 3,0	0,2 1,0	-	0,25	(Ti+Zr) 0,2	1,5	1,5	0,2	-
2	США	7072	0,8 1,3	0,1	0,1	0,1	-	-	-	Fe+Si	0,7	-	-
3	США	7472	1,3 1,9	0,9 1,5	0,05	0,05	-	-	-	0,6	0,25	-	-
4	США	7013	1,5 2,0	-	0,1	1,0 1,5	-	-	-	0,7	0,6	-	-
5	РФ	В92 (1920)	2,9 3,6	3,9 4,6	0,05	0,6 1,0	-	-	0,2	0,3	0,2	-	Be"
6	РФ	В92Ц	2,9 3,6	3,9 4,6	0,05	0,6 1,0	0,1 0,2	-	0,2	0,3	0,2	-	Be"
7	РФ	В92св	3,3 3,9	4,4 4,9	0,05	0,45 0,75	0,2 0,4	-	0,15	0,3	0,2	-	Be"
8	США	7051	3,0 4,0	1,7 2,5	0,15	0,1 0,45	-	0,05 0,25	0,15	0,45	0,35	-	-
9	РФ	1915	3,4 4,0	1,3 1,8	0,1	0,2 0,6	0,15 0,22	0,08 0,2	0,1	0,4	0,3	-	-
10	РФ	1925	3,4 4,0	1,3 1,8	0,8	0,2 0,7	0,1 0,2	0,2	0,1	0,7	0,7	-	-
11	РФ	1935	3,6 4,1	0,6 1,1	0,2	0,2 0,5	0,15 0,22	0,2	-	0,4	0,3	-	Ce2)
12	РФ	7277	3,7 4,3	1,7 2,3	0,8 1,7	-	-	0,18 0,35	0,1	0,7	0,5	-	-
13	США	7104	3,6 4,4	0,5 0,9	0,03	-	-	-	0,1	0,4	0,25	-	-
Продолжение табл. П 2.5
№п/п	Страна	Марка	Zn	Mg	Cu	Mn	Zr	Cr	Ti	Fe	Si	Ni	Другие
14	РФ	1911	3,8 4,4	1,6 2,1	0,1 0,20	0,2 0,5	0,13 0,22	0,07 0,25	-	0,3	0,2	-	-
15	США	7027	3,5 4,5	0,7 1,1	0,1 0,3	0,1 0,4	0,05 0,3	-	0,1	0,4	0,25	-	-
16	США	7019	3,5 4,5	1,5 2,5	0,2	0,15 0,5	0,1 0,25	0,2	0,15	0,45	0,35	0.1	-
17	США	7039	3,5 4,5	2,3 3,3	0,1	0,1 0,4	-	0,15 0,25	0,1	0,4	0,3	-	-
18	РФ	В91 (1913)	3,7 4,5	1,6 2	0,3 1.0	0,2 0,5	-	0,1 0,25	-	0,5	0,3	-	-
19	США	7004	3,8 4,6	1,0 2,0	-	0,2 0.7	0,1 0.2	0,05	0,05	0,35	0,25	-	-
20	США	7179	3,8 4,8	2,9 3,7	0,4 0,8	0,1 0,3	-	0,1 0,25	0,1	0,2	0,15	~ о	-
21	США	7079	3,8 4,8	2,9 3.7	0.4 0,8	0,1 0,3	-	0,1 0,25	0,1	0,4	0,3	-	-
22	США	7024	3,0 5,0	0,5 1,0	0,1	0,1 0,6	-	0,05 0,35	0,1	0,4	0.3	-	-
23	США	7025	3,0 5,0	0,8 1,5	0,1	0,1 0,6	-	0,05 0,35	0,1	0,4	0.3	-	-
24	США	7016	4,0 5,0	0,8 1.4	0,45 1.0	0,03	-	-	0,03	0,12	0,1	-	v”
25	РФ	AIZnMgl	4,0 5,0	1,0 1.4	0,1	0,1 0.5	-	0,1 0.25	0,01 0,2	0,5	0,5	-	-
26	США	7020	4,0 5.0	1.0 1.4	0.2	0.05 0.5	0,08 0.2	0.1 0.35	-	0.4	0,35	-	-
27	США	7005	4.0 5.0	1.0 1.8	0,1	0,2 0.7	0.08 0.2	0,06 0.2	0,01 0.06	0,4	0.35	-	-
Продолжение табл. П 2.5
№п/п	Страна	Марка	Zn	Mg	Си	Мп	Zr	Cr	Ti	Fe	Si	Ni	Другие
28	США	7017	4,0 5,2	2,0 3,0	0,2	0,05 0,2	о,1 0,25	0,35	0,15	0,45	0,35	0,1	(Mn+Cr)41
29	США	7116	4,2 5,2	0,8 1,4	0,5 1,1	0,05	-	-	0,05	0,3	0,15	-	V;Ga51
30	США	7229	4,2 5,2	1,3 2,0	0,5 0,9	0,03	-	-	0,05	0,08	0,06	-	V’>
31	США	7129	4,2 5,2	1,3 2,0	0,5 0,9	0,1	-	0,1	0,05	0,5	0,15	-	V;Ga31
32	США	7029	4,2 5,2	1,3 2,0	0,5 0,9	0,03	-	-	0,05	0,12	0,1	-	V;GaS)
33	США	7022	4,3 5,2	2,6 3,7	0,5 1,0	0,1 0,4	(Ti+Zr)61	0,1 0,3	-	0,5	0,5	-	-
34	США	7028	4,5 5,2	1,5 2,3	0,1 0,3	0,15 0,6	(Zr+Ti)7'	0,2	0,05	0,5	0,35	-	-
35	США	7026	4,6 5,2	1,5 1,9	0,6 0,9	0,05 0,2	0,09 0,14	-	0,05	0,12	0,08	-	-
36	США	7015	4,6 5,2	1,3 2,1	0,06 0,15	0,1	0,1 0,2	0,15	0,1	0,3	0,2	-	-
37	РФ	1903	4,7 5,3	2,1 2,6	0,2	0,05 0,15	0,07 0,12	0,12 0,25	0,03 0,01	0,35	0,25	-	Be”
38	РФ	1955	4,6 5,4	0,7 1,2	0,2 0,6	0,2	0,1 0,22	0,08 0,15	0,1	0,7	0,3	-	Ce”
39	РФ	1925у	4,7 5,4	1,0 1,5	0,2 0,8	0,2 0,7	0,1 0,21	0,2	0,1	0,7	0,6	-	Ce1"’
40	США	7011	4,0 5,5	1,0 1,6	0,05	0,1 0,3	-	0,05 0,2	0,05	0,2	0,15	-	-
41	США	7008	4,5 5,5	0,7 1,4	0,05	0,05	-	0,12 0,25	0,05	0,1	0,1	-	-
Продолжение табл. П 2.5
№п/п	Страна	Марка	Zn	Mg	Cu	Мп	Zr	Сг	Ti	Fe	Si	Ni	Другие
42	США	7108	4,5 5,5	0,7 1,4	0,05	0,05	0,12 0,25	-	0,05	0,1	0,1	-	-
43	США	7018	4,5 5,5	0,7 1,5	0,2	0,15 0,5	0,1 0,25	0,2	0,15	0,45	0,35	0.1	-
44	США	7030	4,8 5,9	1,0 1,5	0,2 0.4	0,05	0,03	0,04	0,03	0,3	0,2	-	Ga"1
45	США	7023	4,0 6,0	2.0 3,0	0.5 1.0	0,1 0.6	-	0,05 0,35	0,1	0,5	0.5	-	-
46	США	7021	5,0 6.0	1,2 1.8	0,25	0,1	0,08 0,18	0,05	0,1	0,4	0,25	-	-
47	США	7175	5.1 6,1	2,1 2,9	1,2 2,0	0,1	-	0,18 0,28	0,1	0,2	0,15	-	-
48	США	7075	5,1 6.1	2,1 2,9	1,2 2.0	0,3	-	0,18 0,28	0,20	0,50	0,4	-	-
49	США	7475	5,2 6.2	1,9 2.6	1.2 1,9	0.06	-	0,18 0.25	0.06	0,12	0,1	-	-
50	США	7014	5,2 6.2	2,2 3.2	0.3 0,7	0,3 0,7	(Ti+Zr)6’	-	-	0,50	0,5	-	-
51	РФ	1901	5,4 6.2	2.4 3,0	0,2	0,1 0,3	0.07 0,12	0.12 0.25	0,03 0,1	0,3	0.2	-	BeS|
52	РФ	1953	5.6 6.2	2,4 3.0	0.4 0.8	0.1 0.3	0,1	0,15 0,25	0,02 0.1	0,25	0,2	-	-
53	РФ	1973	5.5 6.3	2,0 2,6	1.4 2,0	0.1	0,08 0.16	0.05	0.02 0.07	0,15	0.1	-	-
54	США	7003	5,0 6.5	0,5 1,0	0.2	0,3	0,05 0,25	0,20	0,2	0,35	0,3	-	-
55	РФ	В95оч	5.0 6,5	1,0 2.8	1.4 2.0	0,2 0.6	-	0,05	0,15	0,5	0,1	0.1	-
Продолжение табл. П 2.5
№п/п	Страна	Марка	Zn	Mg	Cu	Mn	Zr	Cr	Ti	Fe	Si	Ni	Другие
56	РФ	В95пч	5,0 6,5	1,8 2,8	1,4 2,0	0,2 0,6	-	0,10 0,25	0,05	0.05 0,25	0.1	0,1	-
57	США	7009	5,5 6,5	2,1 2.9	0,6 1.3	0,1	-	0,10 0,25	0,20	0,2	0,2	-	AgU)
58	США	7012	5,8 6,5	1,8 2.2	0,8 1.2	0,08 0,15	0,02 0,08	0,04	0,02 0,08	0.25	0.15	-	-
59	США	7109	5,8 6,5	2,2 2,7	0,8 1,3	0.1	0,1 0,2	0,04 0,08	0,1	0,15	0,1	-	-
60	США	7010	5,7 6,7	2,1 2,6	1,5 2,0	0,1	0,1 0,16	0,05	0,06	0,15	0,12	0,05	-
61	США	7050	5,7 6,7	1,9 2,6	2,0 2,6	0,1	0,08 0,15	0,04	0,06	0,15	0,12	-	-
62	США	7022	5,9 6,8	1,2 1,6	1,8 2,4	0,1	-	0,05	0,02 0,08	0,2	0,2	-	-
63	США	7150	5,9 6,9	2,0 2,7	1,9 2,5	0,1	0,08 0,15	0,04	0,06	0,15	0,12	-	-
64	РФ	В95 (1950)	5,0 7,0	1,8 2,8	1,4 2,0	0,2 0,6	-	0,1 0,25	0,05	0,5	0,5	0,1	-
65	США	7091	5,8 7,1	2,0 3,0	1,1 1,8	-	-	-	-	0,15	0,12	-	Co;O 131
66	РФ	В93цоч (1933)	6,35 7,2	1,6 2,2	0,8 1,2	0,1	0,10 0,18	0,05	0,03 0,06	0,0 0,15	0,1	-	BeH)
68	РФ	В93 (1930)	6,3 7,3	1,6 2,2	0,8 1,2	0,1	-	-	0,10	0,2 0,45	0,3	-	-
69	США	7178	6,3 7,3	2,4 3.1	1,6 2,4	0,3	-	0,18 0,28	0,20	0,5	0,4	-	-
70	РФ	В93пч	6,5 7,3	1,6 2,2	0,8 1,2	0,10	-	-	0,1	0,2 0,4	0,1	-	-
Продолжение табл. П 2.5
№п/п	Страна	Марка	Zn	Mg	Cu	Мп	Zr	Сг	Ti	Fe	Si	Ni	Другие
71 ;	США	7278	6,6 7,4	2,5 3,2	1,6 2,2	0,02	-	0,17 0,25	0,03	0,2	0,15	-	-
72	США	7060	6,1 7,5	1,3 2,1	1,8 2,6	0,20	(Zr+Ti)l5)	0,15 0,35	0,1	0,2	0,15	-	Pb ,6)
73	РФ	В93кц	6,5 7,6	1,6 2,2	0,8 1,2	0,05	-	0,05	-	0,3	0,3	-	Co1”
74	США	7146	6,6 7,6	1,0 1,6	-	-	0,1 0,18	-	0,06	0,4	0,2	-	-
75	США	7046	6,6 7,6	1,0 1,6	0,25	0,3	0,1 0,18	0,2	0,06	0,4	0,2	-	-
76	США	7064	6,8 8,0	1,9 2,9	1,8 2,4	-	0,1 0,5	0,06 0,25	-	0,15	0,15	-	-
77	США	7001	6,8 8,0	2,6 3,4	1,6 2,6	0,20	-	0,18 0,35	0,2	0,4	0,35	-	-
78	США	7076	7,0 8,0	1,2 2,0	0,3 1,0	0,3 0,8	-	-	0,2	0,6	0,4	-	-
79	РФ	1975	7,5 8,0	2,4 3,0	2,0 2,6	2,4 3,0	0,10 0,20	0,05	0,03	0,1 0,4	0,1	-	Co; Be1"’
80	США	7149	7,2 8,2	2,0 2,9	1,2 1,9	0,2	-	0,1 0,22	0,1	0,2	0,15	-	-
81	США	7049	7,2 8,2	2,0 2,9	1,2 1,9	0,2	-	0,1 0.22	0,1	0,35	0,25	-	-
82	США	7049	7,2 8,2	2,0 2,9	1,2 1,9	0,2	-	0,1 0,22	0,1	0,35	0,25	-	-
83	США	7055	7,6 8,4	1,8 2,3	2,0 2.6	0,05	0,08 0.25	0,04	0,05	0,15	0,1	-	-
84	РФ	B96U-3 (1965)	7.6 8,6	1,7 2,3	1.4 2	0,05	0.1 0,2	0,05	0,05	0,20	0,1	-	-
Продолжение табл. П 2.5
№п/п	Страна	Марка	Zn	Mg	Cu	Mn	Zr	Cr	Ti	Fe	Si	Ni	Другие
85	США	7090	7,3 8,7	2 3	0,6 1,3	-	-	-	-	0,15	0,12	-	Co;O191
86	РФ	В96Ц-1	8 8,8	2,3 2,8	2,3 2,6	0,3 0,6	0,1 0,16	0,05	0,05	0,3	0,2	-	-
87	РФ	В96Ц1оч	8 8,8	2,3 3	2 2,6	0,2 0,5	0,1 0,16	0,1	0,05	0,15	0,1	-	Be2"1
88	РФ	В96ц пч (1960пч)	8 9	2,3 3	2 2,6	0,1	0,1 0,2	0,05	-	0,15	0,1	-	-
89 "0, 2>0, ”0, ° о 5>0, 6>0 ”0 "’0, ’>0 "’>0	РФ 3001—0,00 0001-0,0 05 V. , 15 (Мп+С 05 V;0,03 ,2 (Ti+Zr) ,08-0,25 ( 0002-0,ОС 001-0,1 С ,005-0,1	В96ц -1960 05 Be. 15 Се. Сг). Ga. Ti+Zr). 5 Be. е. Зе.	8 9 ">0,03 12,O,25 В)0,2- |4)0,0С 15>о,2 |6’0,0С '”0,5 ""0,4- |9)1-1 2О)0,0(	2,3 3 Ga. -0,4 Ag. -0,6; оо,; 01-0,02 (Ti+Zr). 3 Pb. -0,1 Co. -0,8 Co; ,9 Co;0,i 2 Be.	2 2,6 >-0,5 C Be. 0,0001 .-0,5 0	0,1 0. 3e.	0,1 0,2	0,05	0,03	0,4	0,3		
Таблица П 2.6. Сплавы алюминиевые деформируемые на основе системы Al—Si
№п/п	Страна	Марка	Si	Mg	Cu	Fe	Zn	Mn	Ti	Cr	Zr	Ni	Другие
1	США	4006	0,8 1.2	0,01	0,05	0,5 0,8	0,05	0,03	-	0,2	-	-	-
2	США	4007	1.0 1.7	0,2	0,2	0,4 1.0	0,1	0,8 1,5	0,1	0,05 0,2	-	0,15 0,7	Co 11
3	США	4013	3.5 4.5	0,05 0,2	0,05 0,2	0,35	0,05	0,03	0,02	-	-		Bi21
4	США	4643	3.6 4,6	0,1 0,3	0,1	0,8	0,1	0,05	0,15	-	-	-	-
5	США	4009	4,5 5.5	0,45 0,6	1,0 1,5	0,2	0,1	0,1	0,2	-	-	-	Be ’>
6	США	4043	4,5 6.0	0,05	0,3	0,8	0,1	0,05	0,2	-	-	-	-
7	США	4543	5.0 7.0	0,1 0,4	0,1	0,5	0,1	0,05	0,1	0,05	-	-	-
8	США	4008	6,5 7.5	0,3 0,45	0,05	0,09	0,05	0,05	0,04 0,15	-	-	-	Be 31
9	США	4010	6.5 7.5	0.3 0.45	0,2	0,2	0.1	0,1	0,2	-	-	-	Be 31
10	США	4011	6.5 7.5	0,45 0.7	0.2	0,2	0,1	0,1	0,04 0.2	-	-	-	Be31
11	США	4343	6.8 8.2	-	0.25	0.8	0.2	0,1	-	-	-	-	-
12	США	4044	4.8 9.2	-	0.25	0.8	0.2	0.1	-	-	-	-	-
13	США	4004	9.0 10.5	1.0 2.0	0.25	0.8	0.2	0.1	-	-		-	-
Продолжение табл. П 2.6
№п/г	Страна	Марка	Si	Mg	Cu	Fe	Zn	Mn	Ti	Cr	Zr	Ni	Другие
14	США	4104	9,0 10,5	1,0 2,0	0,25	0,8	0,2	0,1	-	-	-	-	Bi51
15	США	4145	9,3 10,7	0,15	3,3 4,7	0,8	0,2	0,15	-	0,15	-	-	-
16	США	4045	9,0 11,0	0,05	0,3	0,8	0,1	0,05	0,2	-	-	-	-
17	США	4047	11,0 13,0	0,1	0,3	0,8	0,2	0.15	-	-	-	-	-
18	РФ	АК12Д	11,0 13,0	0,8 1.3	1,5 3	0,7	0,5	0,3 0,6	0,05 0.2	0,2	-	0,8 1.3	B;Sn;Pb6’
19	США 0,05 Со. 0,6-1,5 Bi 0,0008 Be.	4032	н,о 13,5 ”0,00 510,02 6) 0,0(	0,8 1.3 4-0,07 Bt -0,2 Bi. 5 В; 0,02	0,5 1,3 Sn; 0,1 Pb	1,0	0,25		0,04 0,15	0,1		0.5 1,3	
Таблица П 2.7. Сплавы алюминиевые деформируемые (прочие)
№п/п	Страна	Марка	Fe	Si	Mn	Ni	Cu	Mg	Ti	Cr	Zr	Zn	Другие
1	США	8020	0,1	0,1	0,005	-	0,005	-	-	-	-	0,005	V;Sn;Bil>
2	США	8004	0,15	0,15	0,02	-	0,03	0,02	0,3 0,7	-	-	0,03	-
3	США	8077	0,1 0,4	0,1	-	-	0,05	0,1 0,3	-	-	-	0,05	в21
4	США	8177	0,25 0,45	0,1	-	-	0,04	0,04 0,12	-	-	-	0,05	в”
5	США	8010	0,35 0,7	0,4	0,1 • 0,8	-	0,1 0,3	0,1 0,5	0,1	0,2	-	0,4	-
6	США	8001	0,45 0,7	0,17	-	0,9 1,0	0,15	-	-	-	-	0,05	-
7	США	8030	0,3 0,8	0,1	-	-	0,15 0,3	0,005	-	-	-	0,05	В-1’
8	США	8005	0,4 0,8	0,2 0,5	-	-	0,05	-	-	-	-	0,05	-
9	США	8276	0,5 0,8	0,25	0,01	-	0,035	0,02	-	0,01	-	0,05	(Ti+V);B5>
10	США	8017	0,55 0,8	0,1	-	-	0,1 0,2	0,01 0,05	-	-	-	0,05	В,Li61
11	США	8076	0,6 0,9	0,1	-	-	0,04	0,08 0,22	-	-	-	0,05	В”
12	США	8040	(Fe+Si)7’		0,05	-	0,2	-	-	-	0,1 0,3	0,2	-
13	США	8176	0,4 1.0	0,03 0,15	-	-	-	-	-	-	-	0,1	Ga
Продолжение табл. П 2.7
№п/п	Страна	Марка	Fe	Si	Mn	Ni	Cu	Mg	Ti	Cr	Zr	Zn	Другие
14	США	8130	0,4 1,0	0,15	-	-	0,05 0,15	-	-	-	-	0,1	-
15	США	8111	0,4 1,0	0,3 1,1	0,1	-	0,1	0,05	0,08	0,05	-	0,1	-
16	США	8011	0,6 1,0	0,5	0,2	-	0,1	0,05	0,08	0,05	-	0,1	-
17	США	8112	1,0	1,0	0,6	-	0,4	0,7	0,2	0,2	-	l,o	-
18	США	8079	0,7 1,3	0,05 0,3	-	-	0,05	-	-	-	-	0,1	-
19	США	8008	0,9 1,6	0,6	0,5 1,0	-	0,2	-	0,1	-	-	0,1	-
20	США	8014	1,2 1,6	0,3	0,2 0,6	-	0,2	0,1	0,1	-	-	0,1	-
21	США	8007	1,2 2,0	0,4	0,3 1,0	-	0,1	0,1	-	-	-	0,8 1,8	-
22 ”0,0 ”0,0 ”0,0 ”0,0	США 5 V; 0,1—0 5 В. 4 В. 01—0,04 В	8006 ,25 Sn; 0	1,2 2,0 ,1-0,5 Bi.	0,4	0,3 1,0 ”0,0, 6)0Д ” 1 ( "> Ga	(Ti+\ B; 0,0 Fe+Si)	0,3 9; 0,02 B. 03 Li.	0,1				0,1	
Таблица П 2.8. Сплавы алюминиевые деформируемые с литием
№п/п	Страна	Марка	Li	Си	Mg	Zr	Мп	Ti	Fe	Si	Zn	Cr	Другие
1	РФ	1421	1,9 2,2	0,04	4,8 5,2	0,06 o.l	-	0,1	0,15	0,1	-	-	Sc;Na"
2	США	2091	1,7 2,3	1,8 2,5	1,1 1,9	0,04 0,16	0,1	0,1	0,30	0,2	0,25	0,10	-
3	РФ	1450	1,8 2,3	2,6 3,3	0,1	0,008 0,14	0,1	0,01 0,06	0,15	0,1	-	0,05	Ce.Be.Na21
4	РФ	1420	1,9 2,3	0,05	4,5 6,0	0,08 0,15	-	0,1	0,20	0,15	-	-	Na”
5	США	2090	1,9 2,6	2,4 3	0,25	0,08 0,15	0,05	0,15	0,12	0,1	o.l	0,05	-
6	РФ	1440	2,1 2,6	1,2 1,9	0,6 1,1	0,1 0,2	0,05	0,02 0,1	0,03	0,02 0,1	0,1	0,05	Na; Be”
7	США	8092	2,1 2,7	0,5 0,8	0,9 1,4	0,08 0,15	0,05	0,15	0,15	0,1	0,10	0,05	-
8	США	8090	2,2 2,7	1,0 1,6	0,6 1,3	0,04 0,16	0,1	0,1	0,3	0,2	0,25	0,1	-
9	США	8091	2,4 2,8	1,6 2,2	0,5 1,2	0,08 0,16	0,1	0,1	0,5	0,3	0,25	0,1	-
10	США	8192	2,3 2,9	0,4 0,7	0,9 1,4	0,08 0,15	0,05	0,15	0,15	0,1	0,1	0,05	-
"0,16-0,2 Sc; 0,0015 Na. ”0,005-0,05 Се; 0,008-0,1 Be; 0,02 Na. ”0,0006 Na. ”0,003 Na; 0,005-0,2 Be.													
Приложение 4
ОСОБЕННОСТИ ИЗОБРАЖЕНИЯ И АНАЛИЗА
ПЯТИКОМПОНЕНТНЫХ ДИАГРАММ СОСТОЯНИЯ
Многие промышленные алюминиевые.сплавы содержат в своем
составе основной компонент в таком количестве, что независимо
от концентраций других компонентов, в равновесии с (А1) всегда
присутствует какая-то основная фаза. В частности, в силуминах —
(Si), а в магналиях — Al8Mg5. Эта особенность позволяет сущест-
венно упростить анализ пятикомпонентных систем, используя
способ, рассмотренный ниже на примере силуминов, в которых
вторым основным компонентом после алюминия является крем-
ний.
Наибольший практический интерес представляет система
Al-Fe-Cu-Mg-Si (см. рис. 4.4), поскольку многие литейные алюми-
ниевые сплавы содержат в качестве легирующих элементов магний,
медь, кремний, а также примесь железа (см. приложение .1). Эти эле-
менты в зависимости от их концентраций, могут входить в состав раз-
личных фаз, поэтому прогнозирование фазового состава конкретного
сплава непосредственно по тройным и четверным системам некор-
ректно.
Обобщая известные данные по фазовому составу силуминов, мож-
но с достаточной уверенностью утверждать, что все обнаруженные в
них фазы образованы на основе соединений, которые содержат не бо-
лее четырех компонентов. Этот факт был использован в предлагаемом
методе прогнозирования пятикомпонентных фазовых диаграмм, по-
скольку отсутствие пятикомпонентных фаз существенно облегчает их
полиэдрацию.
Известно, что в четверных системах на основе алюминия можно
проводить качественный фазовый анализ сплавов на плоскости с ис-
пользованием концентрационного треугольника, позволяющего ана-
лизировать влияние всех трех элементов (см. приложение 3). Поэтому
автором было предложено этот способ изображения фазовых диа-
грамм перенести и на пятикомпонентные системы, используя наибо-
лее очевидные аналогии. Ниже, применительно к силуминам, рассма-
триваются основные особенности метода анализа фазового состава
пятикомпонентных сплавов с использованием концентрационного
треугольника.
При анализе фазового состава любых силуминов естественно учи-
тывать тот факт, что во всех фазовых областях в твердом состоянии
присутствует не только алюминиевый, но и кремниевый твердый рас-
твор: (AI) и (Si) соответственно. Это позволяет рассматривать влияние
трех остальных элементов с помощью концентрационного треуголь-
ника, поскольку максимальное количество остальных равновесных
фаз составляет 3. Таким образом, полиэдрация пятерной системы сво-
дится к «триангуляции», т. е. имеется аналогия с методом изображе-
ния фазовых областей четверных систем. Отличие заключается в том,
что рассматривается проекция не алюминиевого угла, а сплава AI-
Д' % Si на основание концентрационного треугольника с вершинами:
(1) Al-Д'% Si-Г, % К{ ; (2) Al-Д'% Si-Г2 % К, и (3) Al-Д'% Si— Г3 % К,,
где К, — остальные компоненты пятерной системы, а У, — их концент-
рации. В этом случае вершины треугольника представляют собой про-
екции фазовых областей (Al)—(Si)-F, соответствующих тройных сис-
тем Al-Si-A), а стороны - проекции фазовых областей
(Al)—(Si)—Fj—Fj. соответствующих четверных систем Al—Si—К,—Kj, где
Fh Fj— фазы из тройных и четверных систем, находящиеся в равнове-
сии с (А1) и (Si). Очевидно, что концентрации У,- при любых соотно-
шениях элементов должны быть заведомо меньше значений, при ко-
торых возможно исчезновение (Si). В этом случае фазовые границы
на концентрационном треугольнике будут постоянны при разном со-
держании кремния. Для проведения полиэдрации необходимо выде-
лить пятифазные («квазитрехфазные») области. Частично это можно
сделать априори, используя известные правила триангуляции, час-
тично - по экспериментальным данным, которые во многих случаях
можно получить из многочисленной литературы по силуминам. Толь-
ко после этой предварительной работы целесообразно планировать
специальные эксперименты.
Для анализа эвтектических и перитектических реакций, которые
могут протекать при кристаллизации пятикомпонентных силуминов,
предлагается ввести дополнительное ограничение: рассматривать
сплавы, в которых первично кристаллизуется (AI), а затем эвтектика
(Al) + (Si). С учетом этого ограничения в системе будут протека ть че-
тырех-, пяти- и шестифазные реакции с обязательным участием (А1) и
(Si). Именно эти реакции и предлагается показать на концентрацион-
ном треугольнике. При таком изображении двухмерные области будут
соответствовать бивариантным эвтектическим реакциям типа L -э
(Al) + (Si) + F„ линии — моновариантным превращениям, а точки —
нонвариантным превращениям. Это требование заведомо подходит
для силуминов, содержащих 9—11 % Si и до 0,6 % Fe, т. е. ниже линии,
соединяющей составы (А1) и эвтектического сплава Al—11 % Si—0,8 %
Fe на диаграмме состояния Al-Fe-Si (см. рис. 2.1, б). В принципе,
этим методом можно анализировать и кристаллизацию силуминов
другого состава на стадии, когда уже рассмотрены реакции, происхо-
дящие без участия (Si).
Очевидно, что данный метод можно применить не только к силу-
минам, но и к сплавам на основе других двойных систем, например
А1—Си и Al—Mg, в которых вторыми основными фазами являются
А12Си и Al8Mg5 соответственно (их присутствие обязательно при лю-
бых соотношениях остальных трех компонентов).
Белов Николай Александрович
ФАЗОВЫЙ СОСТАВ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ