Магнію сплави - Енциклопедія Сучасної України
Beta-версія
Магнію сплави

МА́ГНІЮ СПЛА́ВИ – сплави двох і більше металів, з переважаючим вмістом магнію. Значну частину пром. випуску магнію (Mg) використовують в алюмінієвій промисловості для легування. Однак для пром. вироб-ва потрібні й легкі М. с., яким властиві унікал. поєднання питомої міцності та жорсткості, рідкоплинності та розмір. стабільності. Багато М. с. за питомою міцністю перевищують найкращі сорти сталі, а за характеристиками змочуваності та сумісності з армувал. елементами успішно конкурують з алюм. та навіть титан. композиційними матеріалами. М. с. найкраще зарекомендували себе у середовищах з підвищеною т-рою. У Mg макс. корисна т-ра становить 650 °С, т-ра корис. міцності – 343 °С, абсолютна т-ра плавлення – 67 %; у Аl – відповідно 660, 288, 60; у Ti – 1704, 649, 46; у Fe (мартенсит) – 1538, 732, 56; Fe (устенит) – 1538, 871, 63; Ni – 1455, 1071, 78. Макс. корисну т-ру визначають довільно як т-ру, при якій сплав може витримати напруження 69 МПа протягом 100 год. без руйнування. Особливу увагу приділяють перспектив. литим М. с., які містять рідкоземел. метали (РЗМ), а також високоміц. литим сплавам системи Mg–Zn–Zr–РЗМ, які при низькому вмісті Zn і високих концентраціях La, Sm та ін. РЗМ проявляють міцність понад 400 МПа. Зокрема сплав WE 43А, розроблений чиказ. матеріало­знавцями (Magnesium Casting Corporation, США), за характеристиками питомої міцності σв/γ, опору повзучості та терміч. стабільності (до 220 °С) може замінити відомі комерц. алюм. та титан. сплави. Як легкі конструкційні матеріали (густиною1,8 кг/дм3) використовують: відносно дешеві M. с. системи Mg–Аl–Mn–Zn з заданими характеристиками опору повзучості, тривалої міцності та мех. властивостями; M. с. системи Mg–Li з густиною до 1,35 кг/дм3 та підвищеною питомою жорст­кістю; M. с., які містять у відносно великих кількостях коштовні легуючі елементи, зокрема Y, Sc, РЗМ; композиц. матеріали з метал. матрицею на основі Mg, яка зміцнена SіС, Аl2O3 та волокнами графіту (має міцність до 825 МПа та модуль пружності до 170 ГПа при введенні зміцнювача в об’єм. частці 40 %). Надлегкі сплави системи Mg–Li. Зменшення густини (до 1,3 кг/дм3) сплаву з вищим, ніж у сталі, питомим модулем пружності досягають легуванням Mg найлегшим метал. елементом Li. Висока розчинність Li у структурі гексагонал. щільнозапаков. решітки Mg (бл. 90 %) призводить до формування сплавів з об’ємноцентров. кубіч. решіткою, яка покращує характеристики їхньої пластич. деформації. У системі Mg–Li немає інтерметал. з’єднань (магнідів). М. с., які містять 11 % Li, забезпечують сприятливе поєднання високої т-ри плавления (593 °С), низької густини (1,4 кг/дм3) та дуже високої пластичності. Осн. недоліки: зменшення міцності (на розтягнення) при високих концентраціях Li, слабкий опір корозії та висока вартість. Мех. властивості надлегких бінар. Mg–Li сплавів можна істотно покращити унаслідок додавання Аl, який спричиняє твердорозчинне зміцнення матриці та підвищення в об’ємі частинок фази Аl–Li. При цьому питома міцність легких потрій. Mg–Li 8Аl13 сплавів (120 МПа см3/г) перевищує питому міцність сталі St70. Хоча міцність Mg–Li сплавів (185 МПа) й збільшується з підвищенням вмісту Аl (до 3–4 %), однак при певних умовах інтерметалід АlLi робить крихкими межі та спричиняє деградацію міцності цього сплаву. Сплави з Mg, Y, Sc і РЗМ. Сплавам системи Mg–Y, напр. WE 43 (Y – 3,75– 4,25 %), WE 54 (Y – 5,2 %, РЗМ – 3,5 %, Zr – 0,5 %; Magnesium Electron Corporation, США), властиві знач. опір повзучості, тривала міцність у широкому інтервалі т-р (до 300 °С), а також короз. стійкість (як і в алюм. сплавів А356). Однак висока вартість Y, РЗМ та ін. рідкіс. легуючих елементів (Sc, Li) обмежує їхнє пром. використання у масовому вироб-ві. Крім того, Y реагує з флюсом, що змушує виконувати плавлення та литття цих М. с. лише в інерт. середовищі, a Li взаємодіє з повітрям, що значно підвищує затрати на вироб-во й оброблення. Найкращі з перспектив. систем М. с., які містять Y, Sc і РЗМ (Nd та ін.), а також домішки Zr, Ni, SiC, вирізняються високою міцністю (350–400 МПа), знач. опором повзучості, терміч. стабільністю (до 230 °С) і тому можуть замінити або витіснити в пром-сті деякі Аl- і Ti-сплави. Сплави системи Mg–Аl– Zn (для лиття під тиском). РЗМ (Y, La, Се, Nd) і рідкісні метали (Тh) збільшують опір повзучості при підвищенні т-ри (до 250 °С), зменшують залишк. мікропористість і компенсують спричинену Zn надмірну крихкість. Zn у термічно зміцнених Mg–Аl–Zn і Mn–Zn–Zr системах М. с. стабілізує структуру (при 150 °С) та спричиняє ефект дисперсій. тверднення унаслідок розпаду твердого розчину Mg–Zn. Однак при вищих т-рах коагуляція MgZn супроводжується повним знеміцненням М. с. системи Mg–Al–Zn–Mn–Si–Сu. У технології лиття під тиском цьому М. с. властиві висока рідкоплинність і розмірна стабільність у процесі експлуатації. Разом з цим, напр., сплав AZ91D (Dow. Chemical Cor­­poration, США) для лиття під тиском поєднує короткочасну міцність, рідкоплинність і короз. стійкість, однак за характеристиками тривалої міцності (до 135 °С) й опору повзучості поступається новим експерим. сплавам, зокрема через збіднену евтект. структуру та розшарування Mg–Al твердого розчину. Експериментальні сплави систем Mg–Ва, Х і Mg–Al, Са, X. Відкриття хімічно зв’яза­­них парних дефектів у твердих розчинах, перенасичених надлишк. вакансіями, та можливість формування на цій основі кластерів з влас. електрон. структурою створюють нові перспективи для отримання М. с. з високим опором повзучості та тривалою міцністю, яка зокрема забезпечується зерномеж. кластер. зміцненням. За даними рентґенів. і ультрафіолетово-фотоелектрон. спектроскопії, концентрація валент. електронів найімовірніше є критич. параметром стабільності структури кластера. Нова структура експерим. сплавів системи Mg–Ва, Х і Mg–Al, Са, X підсилює вкладення евтектич., зерномеж., нанодисперс. і нанофаз. зміцнення. Легов. кластери, зокрема MgnВаm, які мають власну електронну структуру з міцнішим хім. зв’яз­­ком і когерент. поверхнями розподілу в твердих розчинах, збільшують тривалу міцність сплавів при підвищених т-рах (150–200 °С) і напруженнях (65–70 МПа) за принципом тверднення унаслідок хім. реакцій (chemosetting) у твердих розчинах. Електронно-мікроскоп. дослідж. тонкої структури М. с. евтектич. походження підтверджують наявність когерентно по­­в’язаних із матрицею нанокластерів розміром 4–12 нм і густиною 5 ∙ 1010см-2. Кластери Mg16Ba2 виявляють за рефлексами фази Mgl7Ba2, що практично доводить подібність параметрів їхньої решітки. Дугоподібна форма рефлексів матриці та їх розмитість вказують на кластеризацію структури твердого роз­­чину, яка нагадує передфаз. виділення (напр., зони Ґіньє–Престона). Армовані М. с. і композиційні матеріали (ВКМ). Найбільш знач. підвищення міцності М. с. досягають введенням у метал. матрицю зміцнюючих волокон, «вусів» неметал. походження, зокрема SiC (деформов. М. с.) и Аl2O3, графіту, скла (литі М. с.). Макс. значення модуля пружності (до 170 ГПа) отримані для композиц. матеріалів магнієвий відливок–графіт. волокна (при їхньму поздовж. укладанні до об’єм. частки 40 %). ВКМ мають кращі властивості, напр., порівняно з алюм., завдяки змочув. здатності магнієвої матриці. Змочуваність графіт. волокон можна додатково покращити покриттями. Осн. перевага М. с. як матриці ВКМ полягає в тому, що вони практично не реагують зі всіма класами ниткоподіб. кристалів, «вусів» і волокон, забезпечуючи хорошу сумісність (змочуваність) для багатьох з них. Волокна не взаємодіють і є термічно стабільними у рідкому Mg та його сплавах до 750 °С, що дозволяє використовувати для синтезу (з’єднання) рідкофазну технологію, методи просочення та лиття під тиском. Жароміцність системи Mg–25 % В при 500 °С становить 67 % його міцності при кімнат. т-рі, що є найкращим показником серед усіх М. с. Осн. недоліки ВКМ на основі М. с.: висока вартість (декілька тис. дол. США за 1 кг), анізотропія та агломерація волокон. Mg часто зміцнюють дешевшими дисперс. частками тугоплав. хім. з’єднань (карбіди, оксиди, нітриди, силіциди), які до того ж не агломерують в матриці при наявності дифузії. Дисперсно зміцнені композиц. матеріали надійно працюють при високих т-рах. Опір зсуву забезпечують у цьому випадку орованів. механізмами перерізування та обгинання некогерент. часток дислокаціями або дифузій. переповзання дислокацій (при т-рах вище 0,5 Ткорис.). Дисперсне зміцнення М. с. наночастинками SiC (~20 нм) істотно збільшує межу повзучості. Від 1970-х рр. відомі тиксотропні М. с., розроблені за спец. технологією, що формує мікроструктури з новими властивостями. Вони є напівтвердими масами, які адаптованіші до квазірід. умов, коли їхня в’язкість зменшується під дією зсуву. Ефективне перемішування сплаву під час його охолодження до т-ри між ліквідусом і солідусом призводить до руйнування нормал. (твердих) дендритів і перетворення їх у глобулярні частки. Реол. і тиксотропне оброблення пром. М. с. AZ91D формує його недендрит. литу структуру з морфол. змінами у вигляді комірок, оточених збідненою евтектикою. Осн. досягненнями в цій галузі стали: покращення якості продукції, підвищення ефективності лиття (під тиском), вища продуктивність, виродження дендрит. структури та зниження т-ри оброблення. Нині М. с. застосовують в авіації, ракетобудуванні, автомоб. і електрон. (зокрема й для виготовлення кіно- і фотоапаратури) пром-стях.

Літ.: Дриц М. Е. Магниевые сплавы для работы при повышенных температурах. Москва, 1964; Магниевые сплавы: Сб. науч. ст. Ин-та металлургии им. A. Байкова АН СССР. Москва, 1978; Магниевые сплавы: Справоч. Москва, 1978. Ч. 1–2; К. Scheme. Bochum. Mag­­nesiumwerkstoffe fur die neunziger Jahre // Aluminium. 1991. Bd. 67, № 2; V. G. Tka­­chenko. Strength Physics of Less. Com­­mon Metals and Their Alloys. Kiev, 1996; M. O. Pekguleryuz, J. Renaud. Creep Re­­sistance in Mg–Al–Ca Alloys // Magnesium Technology. 2000; E. Aghion, B. Bronfіn. Magnesium Alloys Development toward the 21st Century // Materials Sсi. Forum. 2000. Vol. 350/351; V. G. Tkachenko, I. I. Shuljak, A. M. Strutinsky et al. Hydrogen Materials Science and Chemistry Metal Hydrides Klover Acad. 2002; Ткаченко В. Г., Максимчук И. Н., Кондрашев A. И. Влияние электронной структуры нанокластеров на квантовый выход фотоэмиссии магниевых сплавов // Успехи физики металлов. 2004. Т. 5, № 3; Ткаченко В. Г. Магний и его сплавы // Неорган. материаловедение. К., 2008. Т. 2, кн. 1; Шаломеев В. А., Цивирко Э. И. Химический состав магниевых сплавов и их жаропрочность // Вест. двигателестроения. 2009. № 2; Мухина И. Ю. Структура и свойства новых литейных маг­­ниевых сплавов // Литей. произв-во. 2011. № 12; Ткаченко В. Г., Кондрашев A. И., Симан Н. И., Вовчок А. С., Абрамов А. А. Взаимосвязь между электронной структурой и физическими свойствами магниевых сплавов // МНТ. 2013. Т. 35, № 6; Ткаченко В. Г., Щерецкий А. А., Абрамов А. А. Физико-механические свойства модифици­ро­­ванных магниевых сплавов с кластерообразующей структурой расплава // Электрон. микроскопия и прочность материалов. 2013. Вып. 19; Маковский С. Г., Лукинов В. В., Цивирко Э. И., Шаломеев В. А. Нанотехнология в повышении свойств литейных магниевых сплавов // Вест. двигателестроения. 2016. № 1.

В. Г. Ткаченко

Статтю оновлено: 2017