На основе алюминия производится большое количество разнообразных сплавов, отличающихся малой плотностью (до 3 г/см 3), высокими коррозионной стойкостью, теплопроводностью, электропроводностью, жаропрочностью, прочностью и пластичностью при низких температурах, хо­рошей светоотражательной способностью. На изделия из алюминиевых сплавов легко наносятся защитные и декоративные покрытия, они легко обрабатываются резанием и свариваются контактной сваркой.

Алюминиевые сплавы наряду с основным металлом-алюминием могут содержать один или бо­лее из пяти основных легирующих компонентов: медь, кремний, магний, цинк и марганец, а также железо, хром, титан, никель, кобальт, серебро, литий, ванадий, цирконий, олово, свинец, кадмий, висмут и др. Легирующие компоненты при достаточно высокой температуре полностью растворяются в жидком алюминии. Растворимость в твердом состоянии с образованием твердого раствора для всех элементов ограничена. Нерастворившиеся частицы или образуют в структуре сплава самостоятельные, чаще всего твердые и хрупкие кристаллы, или присутствуют в виде чистых эле­ментов (кремния, олова, свинца, кадмия, висмута), или в виде интерметаллических соединений с алюминием (А 2 Cu; Al 3 Mg 2 ; Аl 6 Mn; АlMn; Al 3 Fe ; А 7 Сг; Al 3 Ti ; Al 3 Ni ; AlLi ).

В сплавах с двумя или тремя легирующими компонентами интерметаллические соединения входят в состав двойных (Mg 2 Si , Zn 2 , Mg ), тройных [ α (AlFeSi )] и более сложных фаз.

Образующийся твердый раствор и наличие гетерогенных структурных составляющих опреде­ляют физические, химические и технологические свойства сплавов. Влияние легирования на структуру сплавов описывается диаграммой состояния, по которой определяется характер проте­кания процесса затвердевания, состав образующихся фаз и возможность различных превращений в твердом состоянии. На рис. 1 - 9 рассмотрены диаграммы состояния двойных и тройных алюминиевых сплавов.


Сплав системы Al -Cu. Из диаграммы видно, что при содержании меди от 0 до 53% имеет место простая эвтектическая система Аl(α ) – Аl 2 Cu(θ) с эвтектикой при температуре 548°С и содержании 33% Cu. Максимальная растворимость (при эвтектической температуре) меди в α -твердом растворе - 57%. Растворимость меди уменьшается с понижением температуры и при температуре 300°С составляет 0,5%. Нерастворившаяся медь находится в равновесном состоянии в виде фазы А 2 Cu. При средних температурах в результате распада пересыщенного твердого рас­твора образуются метастабильные промежуточные фазы (θ " и θ ").

Сплав системы Al - Si . Система чисто эвтектическая, существующая при температуре 577°С и содержании 12,5% Si . В α -твердом растворе при этой температуре растворяется 1, 6 % Si . На кристаллизацию эвтектического кремния может влиять незначительная добавка натрия. При этом происходит зависимое от скорости затвердевания переохлаждение и смещение эвтектической точки с соответствующим измельчением эвтектической структуры.

Сплав системны Al - Mg . Область содержания магния в сплаве от 0 до 37,5% является эвтектической. Эвтектика существует при температуре 449°С и содержании 34,5% Mg . Рас­творимость магния при этой температуре максимальная и составляет 17,4%. При температуре 300°С в α -твердом растворе растворяется 6,7% Mg ; при 100°С - l ,9% Mg . Нерастворившийся магний находится в структуре чаще всего в виде β -фазы (Al 3 Mg 2 ).

Сплав системы Al - Zn . Сплавы этой системы образуют эвтектическую систему при температуре 380°С с богатой цинком эвтектикой при содержании 97% Zn . Максимальная растворимость цинка в алюминии - 82%. В области α -твердого раствора ниже температуры 391°С имеется разрыв. Обогащенная цинком α -фаза при температуре 275°С распадается с образованием эвтектической смеси алюминия с 31,6% Zn и цинка с 0,6%Аl. Далее растворимость цинка понижается и при температуре 100°С она составляет всего 4%.

Диаграммы состояния сплавов систем Al -Mn , Al - Fe свидетельствуют о существовании эвтектики при очень малых концентрациях легирующих элементов. За исключением марганца растворимость элементов в твердом состоянии незначительна, например, железа < 0,05%.

В сплавах систем Al - Ti (см. рис. 1.14), Аl- C r растворимость элементов составляет десятые доли процента.

В сплаве системы Al -Рb с понижением температуры происходит разделение компонентов уже в расплаве с образованием двух жидких фаз. Затвердевание начинается практически при температуре плавления алюминия и заканчивается при температуре плавления легирующего элемента (моноэвтектическая кристаллизация).

Сплав системы Al - Mg - Si состоит из двух тройных эвтектик. Тройная эвтектика Al - Mg 2 S i - Si , содержащая 12% Si и 5% Mg , плавится при температуре 555°С. Эвтектика Al - Mg 2 Si - AlbMg 2 с температурой плавления 451°С почти не отличается от двойной системы Al - Al 3 Mg 2 . Линия ликвидуса, соединяющая обе тройные эвтектические точки, переходит через максимум при температуре 595°С точно по квазибинарному сечению (8,15% Mg и 4,75% Si ). Благодаря избытку магния (по отношению к Mg 2 Si ) растворимость кремния в α -твердом растворе сильно уменьшается. Сплавы Al - Mg , особенно литейные, содержат несколько десятых процента кремния и поэтому относятся к частичной системе Al - Mg 2 Si - Al 3 Mg 2 .

Сплав системы Al - Cu - Mg . Диаграмма состояния этой системы показывает, что наряду с двойными фазами A 3 Mg 2 (β ) и Аl 2 Cu(θ) в равновесии с твердым раствором α могут находится две тройные фазы S и Т. За перитектическим превращением при высоком содержании меди образуется близко к квазибинарному сечение A l- S (температура эвтектики 518°С) и частичная эвтектическая область Al - S - Al 2 Cu (температура эвтектики 507°С). Богатая магнием фаза Т (Al 6 Mg 4 Cu ) возникает на основе фазы S в результате перитектической четырехфазной реакции при температуре 467°С. При температуре 450°С происходит последующая перитектическая четырехфазная реакция, по которой фаза Т превращается в β.

Сплав системы Al - Cu - Si . Диаграмма состояния сплава показывает, что алюминий образует с кремнием и фазой А 2 Cu простую тройную эвтектическую частичную систему (температура эвтектики 525°С). Совместное присутствие меди и кремния не влияет на взаимную растворимость их в α -твердом растворе.

Сплав системы Al - Zn - Mg . В построении алюминиевого угла системы участвуют двойные фазы Al 3 Mg 2 , MgZn 2 и тройная фаза Т, отвечающая среднему химическому составу Al 2 Mg 3 Zn 3 . Сечения Al - MgZn 2 и Al -Т остаются квазибинарными (температура эвтектики 447°С). В частичной области Al - T - Zn при температуре 475°С имеет место перитектическая четырехфазная реакция, по которой фаза Т превращается в фазу MgZn 2 . В дальнейшем при прохождении четырехфазной реакции при температуре 365°С из фазы MgZn 2 при высоком содержании цинка образуется фаза MgZn 5 , которая вместе с алюминием и цинком кристаллизуется по эвтектической реакции при температуре 343°С.

В сплавах на основе алюминия легирование основными компонентами предусматривается та­ким образом, чтобы их суммарное содержание находилось ниже максимальной растворимости. Исключение составляет кремний, который благодаря благоприятным механическим свойствам эвтектики используется в эвтектической и заэвтектической концентрациях.

Примеси и добавки могут видоизменить диаграмму состояния лишь незначительно. Эти элементы чаще всего слабо растворяются в твердом растворе и образуют гетерогенные выделения в структуре.

Вследствие неполного выравнивания концентрации внутри первичных кристаллов алюминиевого твердого раствора во время его затвердевания в структуре могут появиться эвтектические участки при концентрации ниже максимальной растворимости, особенно в литом состоянии. Они располагаются по границам первичных зерен и препятствуют обрабатываемости.

Поскольку легирующие добавки растворяются в твердом растворе, гетерогенные структурные составляющие могут быть устранены длительным нагреванием при высоких температурах (гомо­генизации) дуффузионным путем. При горячем деформировании хрупкие выделения по границам зерен механически разрушаются и распределяются в структуре в строчечном режиме. Этот про­цесс характерен при превращении литой структуры в деформированную.

Алюминиевые сплавы по способу обработки подразделяются на деформируемые и литейные.

Алюминий является одним из важнейших материалов, используемых в электронной промышленности, как в чистом виде, так и в составе многочисленных типов сплавов на его основе. Чистый алюминий не имеет аллотропических модификаций, обладает высокой теплопроводностью и электропроводностью, составляющими 62-65% от аналогичных параметров для меди. Температура плавления алюминия - 660 °С, температура кипения - 2500 °С. Твердость чистого алюминия составляет 25 НВ по Бринелю. Алюминий легко обрабатывается резанием, волочением, давлением.

При контакте с воздухом на поверхности алюминия образуется бес- пористая защитная оксидная пленка толщиной примерно 2 нм (20 А), защищающая его от дальнейшего окисления. Алюминий обладает низкой коррозионной стойкостью в растворах щелочей, соляной и серной кислотах. Органические кислоты и азотная кислота на него не действуют.

Промышленность выпускает несколько марок алюминия: особой чистоты, высокой чистоты и технической чистоты. Алюминий особой чистоты марки А999 содержит не более 0,001% примесей; высокой чистоты марок А995, А99, А97 и А95 соответственно - не более 0,005; 0,01; 0,03 и 0,05% примесей; технической чистоты марки А85 - не более 0,15% примесей.

В электронике чистый алюминий применяют при производстве электролитических конденсаторов, фол ьг, а также в качестве мишеней при формировании алюминиевых токопроводящих дорожек микроэлектронных устройств с использованием методов термического, ионно-плазменного и магнетронного напыления.

Наибольший интерес для электронной техники представляют сплавы на основе систем «алюминий - медь» и «алюминий - кремний», составляющие две большие группы деформируемых и литейных сплавов, используемых в качестве конструкционных материалов.

На рис. 2.7 приведена равновесная диаграмма состояния системы «алюминий - медь» со стороны алюминия. Эвтектический сплав в данной системе содержит 33% меди и имеет температуру плавления 548 °С. При повышении содержания в сплаве интерметаллида повышается прочность сплава, но ухудшается его обрабатываемость. Растворимость меди в алюминии при комнатной температуре составляет 0,5% и достигает 5,7% при эвтектической температуре.

Сплавы с содержанием меди до 5,7% можно перевести в однофазное состояние путем их закалки с температуры выше линии BD. При этом закаленный сплав обладает достаточной пластичностью при умеренной прочности и допускает обработку деформацией. Однако образовавшийся после закалки твердый раствор является неравновесным, и в нем протекают процессы выделения интерметаллидов, сопровождающиеся повышением прочности сплавов. При комнатной температуре этот процесс протекает в течение 4-6 сут и называется естественным старением сплава. Ускорение процесса старения материала обеспечивают его выдержкой при повышенной температуре, такой процесс называют искусственным старением.

Рис. 2.7. Диаграмма состояния системы «алюминий-медь» Другую группу алюминиевых сплавов, называемых литейными сплавами алюминия или силуминами, составляют сплавы на основе системы «алюминий - кремний». Диаграмма состояния данной системы приведена на рис. 2.8.


Рис. 2.8.

Эвтектический сплав содержит 11,7% кремния и имеет температуру плавления 577 °С. В данной системе не образуется интерметаллических соединений. Эвтектические сплавы обладают хорошими литейными и удовлетворительными механическими свойствами, которые улучшаются при введении в сплав до 1 % соединений натрия.

Необходимо иметь в виду, что эти соотношения отвечают равновесным условиям, которые имеют место при полном протекании диффузионных процессов.

Наряду с неограниченными растворами ряд металлов и элементов образуют друг с другом ограниченные твердые растворы, когда растворы образуются лишь в определенном диапазоне концентраций, а при более высоких концентрациях образуются другие структурные образования.

Специфика ограниченных твердых растворов состоит в том, что на диаграммах состояния область твердых растворов примыкает к чистым компонентам (небольшие концентрации легирующего элемента). Эти твердые растворы сохраняют структуру чистых металлов, а другие структурные образования на диаграмме состояния, называемые промежуточными фазами или интерметаллическими соединениями , имеют структуру, отличающуюся от основного и легирующего металла. На рис. 13 в качестве примера приведена двойная диаграмма состояния алюминий – магний (левая часть диаграммы). Предельная растворимость магния в алюминии при температуре 449°С равна 17,4 % (по массе), а минимальная растворимость при температуре 20°С составляет лишь 1,4 % Mg (для равновесного состояния). Только в этом интервале магний образует с алюминием твердый раствор – a. Свыше отмеченных предельных концентраций растворимости магния в алюминии появляется промежуточная фаза (интерметаллическое соединение) примерного химического состава .

Рис. 13. Левая часть диаграммы состояния Al-Mg

Рис. 14. Диаграмма состояние Al-Si

Интерметаллические соединения, как правило, повышают твердость и снижают пластичность сплава.

Диаграмму состояния эвтектического типа образуют два металла, образующие в жидком состоянии взаимные растворы, но практически не растворимые в твердом состоянии. В твердом состоянии структура таких сплавов представляет эвтектику – механическую смесь зерен двух металлов.

Примером диаграммы эвтектического типа служит диаграмма состояния алюминий-кремний. Для такой системы сплавов характерно наличие чисто эвтектического состава – для сплава Al-Si эвтектический состав равен 11,7 % Si + Al – остальное.

Эвтектические сплавы имеют строго определенную температуру солидуса; в частности для сплавов Al-Si температура солидуса равна 588°С.

Именно при этой температуре происходит окончание затвердевания при всех концентрациях кремния. Чисто эвтектический сплав данной системы имеет концентрацию кремния 11,7 %, его затвердевание происходит при постоянной температуре – 588°С (без интервала затвердевания). Литейный сплав Ак12 считается чисто эвтектическим сплавом. Сплавы с концентрацией кремния менее 11,7 % Si являются доэвтектическими и имеют структуру: a + эвтектика, где a – твердый раствор кремния в алюминии имеет очень низкую концентрацию кремния и представляет почти чистый алюминий. Сплавы с концентрацией кремния свыше 11,7 % – заэвтектические и характеризуются структурой: кремний + эвтектика. Доэвтектические и заэвтектические сплавы затвердевают в температурном интервале, но при одинаковой температуре солидуса 588°С.

Значительно меньшее применение в технике имеют сплавы, характеризующиеся диаграммами состояния перитектического типа; равно как и сплавы с фазовыми диаграммами, имеющие химические соединения.

Кроме того, большинство сплавов являются многокомпонентными, т.е. содержат не один, а несколько легирующих элементов. В этом случае диаграмма состояния не может быть представлена плоским изображением. Так сплавы из трех элементов представляются диаграммой состояния в трехмерном изображении: равносторонним треугольником задается состав сплавов, а перпендикуляры в углах к плоскости треугольника отражают величину температуры; фазовые превращения в трехкомпонентном сплаве представляются поверхностями над плоскостью равностороннего треугольника. Для плоского изображения при анализе таких диаграмм пользуются политермическими разрезами (сечение вертикальной плоскостью) и изотермическими разрезами (сечение горизонтальной плоскостью). Однако чаще всего многокомпонентный сплав рассматривают как двухкомпонентный с плоским представлением диаграммы состояния. Легирующие элементы по своему действию на фазовые переходы учитываются путем введения коэффициентов приведения к основному легирующему элементу.

Al-Mg (Aluminum-Magnesium) J.L. Murray The equilibrium solid phases of the Al-Mg system are (1) the fcc (Al) solid solution, with a maximum solubility of Mg in (Al) of 18.9 at.% at a eutectic temperature of 450 C; (2) the cph (Mg) solid solution, with a maximum solubility of Al in (Mg) of 11.8 at.% at a eutectic temperature of 437 C; (3) the b compound of approximate stoichiometry Al3Mg2, with a complex fcc structure (at low temperature, b transforms martensitically to another structure that may be a distortion of the b structure, but the equilibrium phase relations have not been investigated); (4) the line compound R (often designated e), of composition 42 at.% Mg; and (5) the compound g, with the aMn structure (at 450 C, g has a maximum composition range of approximately 45 to 60.5 at.% Mg, but the ideal crystal structure has the stoichiometry Al12Mg17 at 58.6 at.% Mg). The phase boundaries in the assessed phase diagram were obtained from thermodynamic calculations, with the exception of the single-phase b field. For the b phase, a line compound was used in the calculations, although b is known to exist over a range of composition. The present diagram is based on a review of the work of , , , , , , [ 45But], , and . Supersaturated (Al) solid solutions are readily obtained, and decomposition proceeds by the formation of spherical GP zones. A possible spinodal ordering mechanism has been proposed for the transformation. Continued decomposition of the supersaturated solution occurs by the formation of a nonequilibrium phase denoted b› and a solid solution with less Mg content than the equilibrium, and then the formation of the equilibrium b phase. By rapid quenching techniques, the solubility of Mg in (Al) can be extended significantly beyond the equilibrium maximum solid solubility. extended the solid solubility to 36.8 at.% Mg; in a 40 at.% Mg alloy, the b phase was obtained. solidified alloys of composition 25 to 55 at.% Mg at cooling rates ranging from 102 to 108 C/s. At the lower cooling rates, b, g›, and g were formed; at higher cooling rates, a new phase, denoted f, was observed. [ 78Sur], using a "liquisol" quench, found that a metastable solid solution and a metastable phase appeared in a 30 at.% Mg alloy. Based on the structure, the new phase was identified as having the stoichiometry Al2Mg. found only a, g›, or g in splat-cooled specimens of composition between 0 and 63 at.% Mg, and no b or R phase. Specimens were fully (Al) up to 38.35 at.% Mg, beyond which the g› phase appeared. 33Sch: E. Schmid and G. Siebel, Z. Phys., 85, 37-41 (1933) in German. 35Hau: J.L. Haughton and R.J.M. Payne, J. Inst. Met., 57, 287-298 (1935). 35Zak: M.I. Zakharowa and W.K. Tschikin, Z. Phys., 95, 769-774 (1935) in German. 38Hum: W. Hume-Rothery and G.V. Raynor, J. Inst. Met., 63, 201-226 (1938). 38Kur: N.S. Kurnakov and V.I. Micheeva, Izv. Sekt. Fiz-Khim. Anal., 10, 37-66 (1938) in Russian. 39Sie: G. Siebel and H. Vosskuehler, Z. Metallkd., 31(12), 359-362 (1939) in German. 45But: E. Butchers and W. Hume-Rothery, J. Inst. Met., 71, 291-311 (1945). 64Luo: H.L. Luo, C.C. Chao, and P. Duwez, Trans. AIME, 230, 1488-1490 (1964). 70Ban: J. Bandyopadhyay and K.P. Gupta, Trans. Indian Inst. Met., 23(4), 65-70 (1970). 73Gud: V.N. Gudzenko and A.F. Polesya, Izv. V.U.Z. Tsvetn. Met., (4), 144-148 (1973). 78Pre: B. Predel and K. Hulse, Z. Metallkd., 69(10), 661-666 (1978) in German. 78Sur: C. Suryanarayana, S.K. Tiwari, and T.R. Anantharaman, Z. Metallkd., 69, 155-156 (1978). 79Sti: W. Stiller and H. Hoffmeister, Z. Metallkd., 70(12), 817-824 (1979). Published in Phase Diagrams of Binary Magnesium Alloys, 1988, and Bull. Alloy Phase Diagrams, 3(1), Jun 1982. Complete evaluation contains 4 figures, 15 tables, and 112 references. Special Points of the Al-Mg System