ЛИТЕЙНЫЙ АЛЮМИНИЕВЫЙ СПЛАВ
CASTING ALUMINIUM ALLOY

Область техники
Изобретение относится к области металлургии, а именно к сплавам на основе алюминия, и может быть использовано при получении отливок сложной конфигурации литьем в металлическую форму, преимущественно литьем под давлением.
Предшествующий уровень техники
Обычно отливки сложной конфигурации изготавливают из термически неупрочняемых и упрочняемых сплавов, преимущественно на основе систем Al-Si и Al-Mg. Отливки, полученные из сплавов на основе системы Al-Si c добавками магния и/или меди, предназначенные для наиболее ответственных деталей, как правило, используют после термической обработки до состояний T7, Т6 и Т5 для увеличения прочностных свойств.
Известные термически неупрочняемые сплавы на основе системы Al-Si, например, A413.2 или сплавы типа AlSi11, характеризуются высокой технологичностью при литье и хорошей коррозионной стойкостью. Среди недостатков данной группы сплавов следует выделить низкий уровень прочностных характеристик, в частности, предел текучести обычно в литом состоянии не превышает 80 МПа. Более высокий уровень прочностных свойств отливок в литом состоянии обеспечивает добавка меди, в частности, известны сплавы типа А383.1 или сплавы типа AlSi12Cu2. Среди недостатков этих сплавов следует выделить существенное снижение коррозионной стойкости и низкий уровень относительного удлинения, который обычно не превышает 1-2%.

Также известны термически неупрочняемые литейные сплавы на основе системы Al-Mg, например, АМг6л, АМг5К, АМг5Мц (ГОСТ1583), Magsimal59 (Rheinfelden Alloys) и др., характеризующиеся удовлетворительной технологичностью при литье, хорошей коррозионной стойкостью, хорошим уровнем прочностных свойств и относительного удлинения. Среди недостатков сплавов этой системы следует выделить высокую линейную усадку и недостаточную герметичность тонкостенных отливок.

Сочетание высокого уровня прочностных свойств, относительно удлинения и коррозионной стойкости реализуется в закаливаемых сплавах системы Al-Si с добавкой 0,2-0,5 мас.% магния, в частности, известны сплавы типа АК9 (ГОСТ 1583), Silafont36 (Rheinfelden Alloys), Trimal37 (Trimet) и др. Закалка существенно усложняет технологический цикл получения отливок, поскольку при ее использовании возможно коробление отливок (особенно при использовании закалки в воду), изменение габаритных размеров и появление трещин.
Известен литейный сплав системы Al-Ni-Mn, предназначенный для получения структурных компонентов для автомобильного и аэрокосмического применения, являющийся альтернативой марочным силуминам, разработанный компанией Alcoa и раскрытый в патенте US 6783730 (опубл. 31.08.2004 г.). Из этого сплава возможно получить отливки с хорошим сочетанием литейных и механических свойств при содержании (мас.%) 2-6 Ni, 1-3 Mn, 1 Fe, менее 1 кремния, а также при содержании других неизбежных примесей. Среди недостатков предложенного сплава следует выделить то, что высокий уровень литейных и механических свойств обеспечивается использованием высоких по чистоте марок алюминия и при высоком содержании никеля, что существенно удорожает стоимость полученных отливок. Кроме того, предложенный материал является термически неупрочняемым во всем концентрационном диапазоне, что ограничивает его использование, при этом в области высоких концентраций никеля существенно снижается коррозионная стойкость отливок.
Известны литейные алюминиевые сплавы на основе систем Al-Ni и Al-Ni-Mn и способ получения литых деталей из них, которые описаны в изобретении компании Alcoa US 8349462 (опубл. 08.01.2013 г.) и заявке EP 2011055318 компании Rheinfelden Alloys GmbH & Co. KG. В изобретении предложены составы сплавов для применения в литом состоянии. Общим в предложенных изобретениях является высокое содержание никеля 1-6%, что определяет основной недостаток - существенное снижение коррозионной стойкости. При относительно невысоком содержании никеля и марганца литейные сплавы имеют невысокий уровень прочностных характеристик.
Известен материал на основе системы Al-Ni-Mn, предложенный НИТУ «МИСиС» и раскрытый в патенте RU 2478131 (опубл. 27.03.2013 г.). Материал содержит, мас.%: 1,5-2,5 Ni, 0,3-0,7 Fe, 1-2 Mn, 0,02-0,2 Zr, 0,02-0,12 Sc и 0,002-0,1 Ce. Отливки, полученные из сплава после отжига (без использования операции закалки), характеризуются временным сопротивлением не менее 250 МПа при относительном удлинении не менее 4%. Первым недостатком данного сплава является его повышенная склонность к образованию сосредоточенной пористости, что затрудняет получение качественных относительно крупных отливок. Второй недостаток связан с необходимостью использования повышенных температур литья, что не всегда может быть реализовано в условиях литейных предприятий.
Известен материал на основе системы Al-Ca, предложенный НИТУ «МИСиС» и раскрытый в патенте RU 2660492. Материал для использования в литом состоянии содержит, мас.%: 5,4-6,4 кальция, 0,3-0,6 кремния и 0,8-1,2 железа. Среди недостатков предложенного сплава следует выделить низкое относительное удлинение, которое не превышает 2,6%, что ограничивает использование материала в ответственных литых деталях.
Наиболее близким к предложенному сплаву является изобретение Института легких материалов и технологий, раскрытое в патенте RU 2745595. Материал для использования в литом состоянии содержит, мас.%: 1,5-5,1 кальция, 0,1-1,8 цинка, до 1,0 кремния и до 0,7 железа.  Среди недостатков предложенного сплава следует выделить невысокий предел текучести в литом состоянии, что связано с малой растворимостью легирующих элементов, за исключением цинка, в твердом растворе и как следствие недостаточном твердорастворном упрочнении.
Раскрытие изобретения
Задачей изобретения является создание нового литейного алюминиевого сплава, предназначенного для получения отливок преимущественно методом литья под высоким давлением, но не ограничиваясь, для использования без термической обработки, характеризующегося хорошей технологичностью при литье, хорошим уровнем механических характеристик, в том числе пределом текучести не менее 100 МПа, и высокой коррозионной стойкостью.
Основное применение – литье для автомобилестроения, корпуса электронных устройств и др. Из материала могут быть получены детали ответственного назначения.
Техническим результатом является решение поставленной задачи с обеспечением высоких прочностных свойств при сохранении пластичности, технологичности при литье и высокой коррозионной стойкости.
Технический результат достигается за счет того, что применяется литейный сплав на основе алюминия, содержащий кальций, кремний, железо, цинк, магний и опционально (необязательно), по меньшей мере, один элемент из группы медь, марганец, хром, титан, цирконий, при следующих концентрациях легирующих элементов, мас.%:
Кальций
2,0 – 5,2
Кремний
0,05 – 0,8 (предпочтительно 0,3 – 0,8)
Железо
0,05 – 1,0 (предпочтительно 0,1 – 0,5)
Цинк
0,01 – 5,0 (предпочтительно 1,0 – 2,0)
Магний
0,01 – 2,0 (предпочтительно 0,05 – 0,5)
Опционально (необязательно) сплав содержит по меньшей мере один легирующий элемент из группы:
Медь
0,01 – 1,4 (предпочтительно 0,02 – 0,5)
Марганец
0,01 – 1,5 (предпочтительно 0,5 – 1,0)
Хром
0,01 –  0,2 (предпочтительно 0,05 – 0,1)
Титан
0,01 –  0,2 (предпочтительно 0,05 – 0,1)
Цирконий
0,01 – 0,2 (предпочтительно 0,05 – 0,1)
Алюминий и неизбежные примеси
остальное
В случае частной реализации изобретения магний расположен в алюминиевой матрице, а медь связана с кальцием и образует эвтектическую фазу, что обеспечивает повышение прочностных свойств без ухудшения пластичности.
Сплав служит для выполнения отливок, обладающих в литом состоянии следующими свойствами на растяжение: предел текучести не менее 100 МПа.
Допускаются различные модификации и улучшения, не выходящие за пределы области раскрытия изобретения согласно описанию и формуле.
Сущность изобретения
Концентрации (мас.%) кальция (2,0-5,2), кремния (0,05-0,8), железа (0,05-1,0), цинка (0,01-5,0) и меди (опционально в 0,01-1,4) ограничена в заявленном пределе, который обеспечивает формирование структуры, представляющей собой алюминиевый раствор и соответствующие эвтектические фазы, содержащие кальций и следующие элементы: кремний, железо, цинк и, необязательно, медь.
Кальций, кремний, железо, цинк и необязательно медь, влияют на общее количество эвтектической фазы в сплаве. При этом, количество эвтектики при минимальном содержании (согласно заявленного диапазона) кальция, кремния, железа, цинка и необязательно меди составляет около 2,5 об.%.
Наличие (мас.%) магния (0,01-2,0) и, необязательно, по меньшей мере одного элемента, среди которых марганец (0,01-1,5), хром (0,01-0,2), титан (0,01-0,2) и цирконий (0,01-0,2) обеспечивают, в сочетании с вышеперечисленными элементами (кальцием, кремнием, железом, цинком и, при наличии, медью) формирование структуры, представляющей собой алюминиевый раствор в виде первично кристаллизующейся фазы и эвтектики, которая содержит по меньшей мере один легирующий элемент, среди которых марганец, хром, титан и цирконий.
Магний и, необязательно, по меньшей мере, один из элементов, среди которых, марганец, хром, титан и цирконий в заявленном пределе в той или иной степени способны обеспечить упрочнение за счет растворения в алюминиевом твердом растворе (твердорастворное упрочнение), при этом магний и, необязательно, по меньшей мере один из элементов, среди которых, марганец, хром, титан и цирконий в заявленном пределе увеличивает интервал кристаллизации, что отрицательно сказывается на литейных характеристиках.
При проведении исследований неожиданно установлено, что применительно к рассматриваемому концентрационному диапазону легирующих элементов удачное сочетание количества эвтектики, где все эвтектические фазы связаны с кальцием и легирование алюминиевого твердого раствора в сочетании с интервалом кристаллизации до 50°C обеспечивает приемлемый уровень литейных характеристик и упрочнения. Присутствие магния и кремния способствует диспергированию эвтектических фаз, содержащих кальций. Типичная структура отливки в литом состоянии (литье HPDC) приведена на фиг. 1.
На фиг. 1 показана типичная структура сплава в литом состоянии, на которой представлен первичный алюминиевый твердый раствор, и эвтектические фазы. В зависимости от присутствия тех или иных элементов в сплаве, структура в литом состоянии материала представлена алюминиевым раствором, который содержит цинк, магний и частицы эвтектической фазы, содержащие соединения алюминия, кальция с цинком, алюминия, кальция с железом и алюминия, кальция с кремнием. При дополнительном легировании сплава медью, марганцем, хромом, титаном и цирконием, то в литом состоянии структура выглядит качественно аналогичным образом и представлена алюминиевым твердым раствором, содержащим цинк, магний марганец, хром, титан и цирконий, а также частицы эвтектической фазы, содержащие соединения алюминия, кальция с цинком, алюминия, кальция с железом, алюминия, кальция с кремнием и алюминия, кальция с медью.
Более подробное влияние легирующих элементов описано ниже.
4
Содержание кальция менее 2,0 мас.% приведет к снижению литейных характеристик, не будет обеспечиваться связывание с кальцием таких элементов, как кремний, железо, цинк и, необязательно, медь. Содержание кальция более 5,2 мас.% приведет к формированию грубых включений первичной фазы AlCa, приводящих к снижению механических свойств.
Содержание кремния в диапазоне 0,05-0,8 мас.% в сочетании с кальцием обеспечивает достижение хорошего уровня относительного удлинения в литом состоянии ввиду того, что кремний способствует диспергированию эвтектики. При концентрации кремния более 0,8 мас.% в структуре формируются грубые интерметаллиды, содержащие кремний и, как следствие, снижающие механические свойства. Менее 0,05 мас.% кремния уже недостаточно для образования эвтектики с благоприятной морфологией, что приводит к недостаточному уровню относительного удлинения в литом состоянии.
Содержание железа в диапазоне 0,05-1,0 мас.% в сочетании с кальцием обеспечивает улучшение литейных характеристик с приемлемым уровнем относительного удлинения. При содержании железа менее 0,05 мас.% ухудшается технологичность при литье сплава, что проявляется в виде повышенного прилипания отливки к форме или изложнице. При концентрации железа более 1,0 мас.% в структуре формируются грубые интерметаллиды кристаллизационного происхождения, содержащие железо и кальций, и, как следствие, снижаются механические свойства.
Содержание цинка в диапазоне 0,01-5,0 мас.% способствует повышению коррозионной стойкости и увеличению литейных характеристик. При содержании цинка менее 0,01 мас.% не установлено положительного влияния цинка на прочностные свойства. Начиная с 0,01 мас.% отмечается эффект модифицирования, проявляющийся в виде изменения морфологии эвтектики, содержащей кальций. При концентрации цинка более 5,0 мас.% формируются грубые фазы кристаллизационного происхождения, содержащие цинк и кальций, что негативно сказывается на механических свойствах сплава.
Содержание (необязательно) меди в диапазоне 0,01-1,4 мас.% способствует повышению прочностных характеристик без ухудшения литейных характеристик и сохранения коррозионной стойкости на приемлемом уровне. Cохранение удовлетворительной коррозионной стойкости при содержании меди обеспечивается благодаря связыванию меди в фазу с кальцием. При содержании меди менее 0,01 мас.% не установлено положительного влияния меди на механические и иные свойства. При малых концентрациях меди, начиная с 0,01 мас.% отмечается эффект модифицирования, проявляющийся в виде изменения морфологии эвтектических фаз, содержащих кальций за счет образования фаз, содержащих медь и кальций.
Содержание магния в диапазоне 0,01-2,0 мас.% способствует увеличению прочностных свойств в литом состоянии. При содержании магния более 2,0 мас.% значимо расширяется интервал кристаллизации, что недопустимо ухудшает литейные характеристики, в частности, показатель горячеломкости. При содержании магния менее 0,01 мас.% не установлено положительного влияния магния на прочностные свойства в сочетании с другими элементами в рамках заявленного химического состава.
При содержании марганца в диапазоне 0,01-1,5 мас.% установлено положительное влияние марганца на прочностные свойства в сочетании с другими элементами в рамках заявленного химического состава за счет твердорастворного упрочнения. При содержании марганца более 1,5 % формируются грубые фазы кристаллизационного происхождения, снижающие механические свойства.
7
Хром в диапазоне 0,01-0,2 мас.% способствует твердорастворному упрочнению в литом состоянии. При более высокой концентрации значительно повышается вероятность формирования первичных кристаллов фазы AlCr, что ведет к снижению уровня механических свойств.
Титан в диапазоне 0,01-0,2 мас.% способствует модифицированию первичных выделений алюминиевого твердого раствора при кристаллизации. При большем содержании титана в структуре возможно появление первичных кристаллов, которые снизят общий уровень механических свойств, а при меньшем – не будет реализован положительный эффект от влияния этого элемента. В случае введения титана в виде многокомпонентного состава Al-Ti-B или Al-Ti-C, в сплаве возможно присутствие бора или углерода в количествах, пропорциональных их содержанию в лигатуре. Бор и углерод, как самостоятельные элементы, применительно к рассматриваемому диапазону, не оказывают значимого влияния на механические и литейные свойства.
Цирконий в диапазоне 0,01-0,2 мас.% способствует твердорастворному упрочнению в литом состоянии. При больших количествах требуется повышение температуры литья выше типичного уровня, что снижает стойкость форм для литья и увеличивает склонность к формированию горячих трещин при литье.
В структуре допускается содержание небольшого количества первичных кристаллов в количестве до 0,3 об.%, содержащих марганец, и/или хром, и/или цирконий, и/или титан, для снижения эффекта прилипания отливки в стенкам формы.
В качестве подтверждения реализации изобретения использовались нижеперечисленные методы.
Количественную оценку фазового состава, в частности, количества эвтектических фаз, количества первичных кристаллов проводилось, по меньшей мере, одним из 2-х способов: 1) расчетным методом с использованием программы Thermo-calc; 2) металлографическим способом.
Интервал кристаллизации оценивался, по меньшей мере, одним из 2-х способов: 1) расчетным с использованием программы Thermo-calc; 2) экспериментальным в координатах с построением кривой охлаждения в координатах температура-время, а значение интервала кристаллизации, как разница между температурой ликвидуса и температурой солидуса.
Подтверждение технического результата осуществлялось в лабораторных условиях, где были приготовлены и изучены составы сплавов, указанные в примерах. Сплавы готовили в индукционной печи или печи сопротивления в графитовых тиглях с использованием первичного алюминия c содержанием не менее 99,8 мас.% и 99,99 мас.% в качестве основы, цинка с содержанием не менее 99,90 мас.%, меди с содержанием не менее 99,9 мас.%, магния с содержанием не менее 99,9 мас.% (указана чистота исходных металлов, которые используются в расплаве) и двойных лигатур: AlCa10, AlFe10, AlMn20, AlSi10, AlTi5, AlCr10, AlZr10. Сумма остальных элементов и неизбежных примесей в сплаве не превысила 0,05 мас.%, т.е. которые содержатся в первичном алюминии и лигатурах, и которые не нормировались при приготовлении расплава.
Для определения механических свойств и анализа структуры кристаллизацию сплавов осуществляли в металлическом кокиле - «отдельно отлитый цилиндрический образец» с диаметром рабочей части 10 мм и температурой формы до 150°С. Литейные свойства сплавов оценивались по показателю горячеломкость с использованием «кольцевой пробы», где наилучшим показателем является кольцо с минимальной толщиной стенки при постоянном внешнем диаметре 40 мм, закристаллизовавшегося без трещины в ряду 3, 7 и 10 мм. Механические свойства оценивали при одноосном растяжении отдельно отлитых образцов в литом состоянии. Скорость испытания 10 мм/мм, длина рабочей части 50 мм в соответствии с ГОСТ 1583-93. В качестве критерия «прилипание» оценивалась способность материала отделяться от поверхности металлической формы без механического воздействия.
Пример конкретного исполнения
ПРИМЕР 1
Для исследования и подтверждения заявленного химического состава в лабораторных условиях были приготовлены сплавы согласно химического состава таблица 1. Результаты определения интервала кристаллизации и анализа склонности к образованию горячих трещин приведены в таблице 2. Результаты определения механических свойств приведены в таблице 3.
Таблица 1 – Химический состав, мас.%
№
Ca
Si
Fe
Zn
Mg
Cu
Mn
Cr
Ti
Zr
Al
Прототип
3,8
0,22
0,08
1,3
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
Основа
1
1,4
0,03
0,03
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
Основа
2
5,2
0,8
0,19
1,8
0,5
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
Основа
3
3,3
0,05
1,0
0,9
0,01
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
Основа
4
3,3
0,4
0,2
5,0
0,05
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
Основа
5
2,0
0,05
0,05
0,01
2,0
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
Основа
6
2,0
0,03
0,07
0,01
4,0
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
Основа
7
5,5
1,0
1,1
2,0
0,02
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
Основа
8
3,0
0,15
0,2
1,1
1,0
0,01
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
Основа
9
3,1
0,15
0,2
0,9
1,0
0,95
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
Основа
10
3,0
0,15
0,2
0,9
0,9
1,4
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
Основа
11
3,2
0,3
0,2
2,1
0,05
<0,001
0,01
<0,001
<0,001
<0,001
Основа
12
3,3
0,3
0,2
3,1
0,05
<0,001
0,8
<0,001
<0,001
<0,001
Основа
13
3,4
0,4
0,2
4,1
0,05
<0,001
1,5
<0,001
<0,001
<0,001
Основа
14
3,5
0,3
0,2
4,9
0,05
<0,001
2,0
<0,001
<0,001
<0,001
Основа
15
3,3
0,2
0,2
5,0
0,05
<0,001
<0,001
0,01
<0,001
<0,001
Основа
16
3,4
0,2
0,2
5,0
0,05
<0,001
<0,001
0,1
<0,001
<0,001
Основа
17
3,3
0,3
0,2
5,0
0,05
<0,001
<0,001
0,15
<0,001
<0,001
Основа
18
3,4
0,5
0,2
5,0
0,05
<0,001
<0,001
0,2
<0,001
<0,001
Основа
19
3,3
0,3
0,2
5,0
0,05
<0,001
<0,001
<0,001
0,01
<0,001
Основа
20
3,3
0,3
0,2
5,0
0,05
<0,001
<0,001
<0,001
0,1
<0,001
Основа
21
3,3
0,3
0,2
5,0
0,05
<0,001
<0,001
<0,001
0,2
<0,001
Основа
22
3,3
0,3
0,2
5,0
0,05
<0,001
<0,001
<0,001
0,3
<0,001
Основа
23
3,2
0,3
0,2
5,0
0,05
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
0,01
Основа
24
3,2
0,3
0,2
4,9
0,05
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
0,1
Основа
25
3,4
0,4
0,2
5,0
0,05
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
0,15
Основа
26
3,3
0,3
0,2
5,0
0,05
<0,001
<0,001
<0,001
<0,001
0,2
Основа
27
3,9
0,7
0,2
1,5
0,1
<0,001
0,8
0,05
<0,001
0,05
Основа
28
3,3
0,4
0,2
0,9
0,08
0,9
0,8
0,04
<0,001
0,09
Основа
29
3,7
0,5
0,2
1,1
0,1
0,2
0,7
0,04
0,05
0,08
Основа
Таблица 2 - Анализ интервала кристаллизации и показателя горячеломкости
№
Интервал кристаллизации, K
Показатель горячеломкости
Прототип
28
Без трещин
1
40
Без трещин, прилипание к стенке формы
2
17
Трещина 3 мм
3
31
Без трещин
4
32
Без трещин
5
50
Без трещин
6
64
Трещины на всех пробах
7
43
Без трещин
8
43
Без трещин
9
53
Без трещин
10
59
Без трещин
11
31
Без трещин
12
30
Без трещин
13
27
Без трещин
14
26
Без трещин
15
32
Без трещин
16
32
Без трещин
17
32
Без трещин
18
30
Без трещин
19
32
Без трещин
20
32
Без трещин
21
32
Без трещин
22
32
Без трещин
23
32
Без трещин
24
32
Без трещин
25
31
Без трещин
26
31
Без трещин
27
22
Без трещин
28
28
Без трещин
29
23
Без трещин
Таблица 3 – Механические свойства
№
Временное сопротивление разрыву, МПа
Предел текучести, МПа
Относительное удлинение, %
Прототип
202
143
3,1
1
Прилипание образца к стенкам формы
2
240
205
4,5
3
210
160
5,5
4
225
180
5,1
5
210
175
4,6
6
Разрушение образца в форме при кристаллизации
7
250
230
1,3
8
225
200
4,2
9
235
205
4,3
10
250
215
4,1
11
215
160
5,4
12
225
200
4,1
13
240
210
4,0
14
250
215
4,0
15
230
185
4,9
16
235
190
4,8
17
240
200
4,8
18
250
210
4,7
19
225
185
5,0
20
230
190
4,9
21
235
200
4,9
22
235
210
4,7
23
230
190
5,1
24
235
200
5,0
25
240
205
5,0
26
245
210
5,0
27
240
210
4,0
28
245
215
4,2
29
245
210
4,1
Из анализа результатов, представленных в таблицах 2 и 3 видно, что составы 2-5 и 8-26, согласно заявленного концентрационного диапазона, обеспечивают приемлемый уровень стойкости к образованию горячих трещин. Составы 1, 6, 7 не применимы, поскольку состав 1 характеризуется высокой склонностью к прилипанию к стенкам формы. Состав 6 характеризуется высокой склонностью к образованию горячих трещин, а состав 7 реализацией неудовлетворительной структуры, содержащей недопустимые первичные кристаллы, содержащие кальций, железо, кремний и цинк, значительно снижающие относительное удлинение.
ПРИМЕР 2
Для подтверждения пригодности сплава для литья под высоким давлением были отлиты пластины толщиной 3 мм и размерами 70х150 мм, из которых были вырезаны образцы на растяжение. Химический состав сплавов приведен в таблице 4. Механические свойства сплавов приведены в таблице 5. Типичная структура сплава состава 31 приведена на фиг. 1.
Таблица 4 – Химический состав, мас.%
№
Ca
Si
Fe
Zn
Mn
Mg
Cr
Zr
Al
30
4,5
0,7
0,2
1,4
0,8
0,1
0,08
0,12
Основа
31
3,3
0,75
0,2
1,4
0,8
0,02
0,05
0,05
Основа
32
4,0
0,5
0,3
1,4
0,8
0,02
0,04
0,08
Основа
Таблица 5 – Механические свойства
№
Временное сопротивление разрыву, МПа
Предел текучести, МПа
Относительное удлинение, %
30
270
205
6,1
31
235
110
11,5
32
250
125
8,5
Из анализа результатов, представленных в таблицах 4 и 5 видно, что сплав обеспечивает хорошее сочетание прочности и пластичности при литье под высоким давлением.