шо видна на рис. 5.1, а.
Последующий нагрев сплавов с никелем Х температурах на
Ю...15°С ниже равновесного солидуса приводит к кардинальному изменению
морфологии эвтектики (AI) + NiAJ3: происходит фрагментация
эвтектических монокристаллов NiAl3 внутри каждой
эвтектической колонии, а затем диффузионная сфероидизация
образовавшихся «осколков». В конечном итоге получается оптимальная
структура, которая состоит из матричного (А1), пересыщенного (после
закалки) цинком, магнием и медью, и равноосных частиц NiAl3
(рис. 5.1, в).
Если сплав AI—Zn— Mg—Си—Ni
состарить после закалки с таким двухступенчатым нагревом, то произойдет
обычный для сплавов системы AI—Zn—Mg—Си без никеля распад
пересыщенного (А1) с образованием частично когерентных матрице
метастабильных выделений Т - и 4'(MgZn2)^a3
(рис. 5.1, г), обеспечивающих сильное дисперсионное
твердение.
Разработанный на основе описанных
структурных исследований сплав АЦ6Н4 системы AI— Zn—Mg—Си—Ni не только не
уступает известному сплаву BAJI12 по механическим свойствам, но даже
превосходит его по некоторым из них. В частности, предел выносливости
сплава АД6Н4 a_j > 200 МПа, что в 1,5—2 раза выше, чем у ВАЛ 12.
Благодаря частицам Al3Ni сплав АЦ6Н4 слабее разупрочняется
с повышением температуры, и его рабочая температура может быть выше
на 50...100°С , чем У ВАЛ 12.
При литье в кокиль предел
текучести а02 сплава АЦ6Н4 составляет 490...510 МПа,
ав = 540...550 МПа при 5=3.. .5% и твердости НВ 170...180. При
получении из него отливок методом жидкой штамповки ав
достигает 600 МПа при 5 до 9% и НВ до
200. <:
