/
Теги: металлургия
Текст
АЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ СПРАВОЧНИК
Редакционный совет.
А.Ф. Белов. В.И. Добаткин,
ф.И. Квасов, М.А. Ковалевский.
В.А. Ливанов, Г.Б. Строганов,
Р.Е. Шалнн, И. Н. Фрндляндер
Chipmaker.ru
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ПОЛУФАБРИКАТОВ ИЗ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ 2-е издание переработанное и дополненное Ответственные редакторы: В.И. Елагин, В.А. Ливанов Редакционная коллегия: В И. Добаткин, В.И. Елат ин, М 3. Ерманок, Ф В.Тулянкин
Плавка и литье алюминиевых сплавов Металловедение алюминия и его сплавов Структура и свойства полуфабрикатов из алюминис ai -х сплавов Промышленные алюминиевые сплавы Производство полуфабрикатов нз алюминиевых сплавов Применение алюминиевых сплавов ЙГ
М0( кв\ «МЕТА Е1УРГИЯ» 1984
УДК 669.715.004.12(031)
3. Н. АРЧАКОВА, Г. А. БАЛАХОНЦЕВ, И. Г. БАСОВА, В. Н. БОБОВИИ-КОВ,
И. В. БУТУСОВА, IO. М. ВАЙНБЛАТ, Е. Н. ВАСИЛЬЕВА. Н. М. ВИНОГРА-
ДОВА, И. К. ГАЛАЦКАЯ, В. П. ГОРОХОВ, Я. Г. ГРИШКОВЕЦ, В. И. ДО-
БАТКИН, А. М. ДРИЦ, В. И. ЕЛАГИН, М. 3. ЕРМАНОК, В. В. ЗАХАРОВ,
Т. В. ИВАНОВА, В. Ф. КЛЕЙМЕНОВ, В. П. КОЗЛОВСКАЯ, Н. И. КОЛОБ-
НЕВ, Н. Б. КОНДРАТЬЕВА, Е. И. КУТАЙЦЕВА, В. М. ЛОВЦОВ, М. 3. ЛОК-
ШИН, Г. И. МЕДВЕДЕВ У, М. Г. МЕЛЬНИКОВА, П. Г. МИКЛЯЕВ, С. П. МО-
ЛОДЧИНИНА, Е. В. МОЛОДЧЙНИН, О. Г. НИКИТАЕВА Ю. Н. ПОНА-
ГАИБО, Л. X. РАЙТБАРГ, О. А. РОМАНОВА, Ю. Л. РУБИН, М. В. САМА-
РИНА, О. Г. СЕНАТОРОВА, В. С. СИНЯВСКИЙ, 3. И. СТАРОСТИНА,
В. В. ТЕЛЕШОВ, Р. С. ТЕРТЫШНИК, Ф. В. ТУЛЯНКИН, 3. Г. ФИЛИП-
ПОВА, А. Г. ЦХОНДИЯ, В. А. ШЕЕНКОВ, В. Г. ШЕЛКОВ, Е. И. ШИЛОВА,
Н. В. ШИРЯЕВА, И. С. ШНЕЕРОВ
Рецензент: докт. техн, наук М. Е. Дриц
УДК 669 715.004 12(031)
Структура и свойства полуфабрикатов из алюминиевых сплавов: Справ, изд./
Арчакова 3. Н„ Балахонцев Г. А., Басова И. Г. и др. 2-е изд.,
nepi раб. и доп. М.: Металлургия, 1984. 408 с.
Во втором издании (первое — в 1974 г.) рассмотрено влияние основных
технологических факторов на структуру и свойства деформированных полуфаб-
рикатов из алюминиевых сплавов. Приведены подробные сведения о структуре,
механических и физических свойствах, коррозионной стойкости листов, лент,
прутков, профилей, труб, штамповок и поковок. Описаны дефекты полуфабри-
катов н даны рекомендации по нх предотвращению.
Для инженерно-технических и научных работников металлургических и ма-
шиностроительных предприятий и организаций, занимающихся металловедением
и технологией алюминиевых сплавов. Ил. 230. Табл. 216. Библногр. список:
171 назв.
ЗИНАИДА НИКИФОРОВНА АРЧАКОВА
ИРИНА ГРИГОРЬЕВНА БАСОВА
ГЕННАДИЙ АЛЕКСЕЕВИЧ БАЛАХОНЦЕВ и др.
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ПОЛУФАБРИКАТОВ
ИЗ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Ответственные редакторы
В. И. Елагин, В. А. Ливанов
Рецензент: докт. техн, наук М. Е. Дриц
Редактор издательства Е. Н. Уткина
Художественный редактор Ю И. Смурыгин
Технический редактор М. И. Воскобойникова
Корректоры: Г. Ф. Ло'банова. Н. П. Сабко
Переплет художника Е. Н. Волкова
Chipmaker.ru
И Б № 2396
Сдано в набор 21.02.84. Подписано в печать 13.07.84. Т-15427. Формат бумаги 60х90Щв. Бумага
типографская № 2. Гарнитура литературная. Печать высокая. Усл. печ. л. 25.5. Усл. кр.-отт.
25.5. Уч.-изд. л. 29.97. Тираж 3900 экз. Заказ 150. ЦенЬ > р. ;. Изд. № 1092
Ордена Трудового Красного Знамени издательство «Металлургия». 119857. ГСП. Москва. Г-34.
2-й Обыденский пер., д. 14
Ленинградская .нпография № 8 ордена Трудового Красного Знамени Ленинградского
объединения «Техническая книга» им. Евгении Соколовой Союзполиграфпрома при
Государственном комитете СССР по делам издательств, полиграфии и книжной торговли
190000. г. Ленинград. Прачечный переулок. 6.
С
2603000000—065
040(01)—84
33—м
Хи_Издательство «Металлургия», 1984
Предисловие ......................................................... 6
Часть первая. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ И
СВОЙСТВ ПОЛУФАБРИКАТОВ ........................ 7
Глава I. Влияние качества слитка на структуру и свойства полуфаб-
рикатов ............................................................. 8
Глава II. Формирование структуры при обработке давлением и по-
следующем нагреве........................... 15
1. Напряжение течения ............................................. 15
2. Изменение структуры при деформации........................ 19
3. Изменение деформированной структуры при рекристаллизации ... 23
4. Влияние температуры и скорости деформации на рекристаллизацию 26
Глава III. Термомеханическая обработка.............................. 29
1. Высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО) .... 30
2. Структурное упрочнение как результат ПТМО........................ 31
3. Низкотемпературная термомеханическая обработка (НТМО)......... 34
4 Межоперациопная термомеханическая обработка (МТМО) ... 35
Глава IV. Анизотропия свойств полуфабрикатов. Свойства по тол-
щине изделий........................................................ 37
Глава V. Влияние высокотемпературных нагревов (выше /сол) на
структуру и свойства полуфабрикатов................................. 45
Часть вторая. ЛИСТЫ, ЛЕНТЫ И ПЛИТЫ ................................. 55
Глава VI. Номенклатура алюминиевых сплавов для производства ка-
таных полуфабрикатов ............................................... 55
1. Номенклатура сплавов и состояние поставки катаных изделий ... 55
2. Листы, их размеры и состояние поставки........................... 57
3. Плиты, их размеры и состояние поставки ......................... 61
4. Ленты, их размеры и состояние поставки........................... 64
Глава VII. Структура и свойства листов.............................. 65
1. Технический алюминии ............................................ 65
2. Сплав АМц........................................................ 71
3. Сплавы Al—Mg .................................................... 78
4. Сплавы Д16, Д16ч, Д19, Д19ч, ВАД1, АК4— 1, АК4—1ч................ 90
5. Сплав В95....................................................... 117
6. Свариваемый сплав 1201 ......................................... 126
7. Сплавы ВАД23 и 1420 ............................................ 140
Глава VI4 Дефекты листов ... . . . . . 150
1. Дефекты литейного происхождения................................. 151
2. Дефекты, возникающие при горячей прокатке....................... 157
3. Дефекты, возникающие при холодной прокатке..................... 160
4. Дефекты термической обработки .................................. 162
5. Дефекты отделочных операций н механические повреждения поверх-
ностных листов..................................................... 163
6. Коррозия ....................................................... 164
Глава IX. Структура и свойства горячекатаных плит.................. 165
Часть третья. ПРУТКИ И ПРОФИЛИ..................................... 193
Глава X. Номенклатура алюминиевых сплавов и виды прессованных
полуфабрикатов..................................................... 193
Глава XI. Структура и свойства прессованных полуфабрикатов . . 196
I. Технический алюминий............................................ 200
2. Сплав АМц ...................................................... 201
3. Сплавы АМг1, АМг2, АМгЗ, АМг5, АМгб........................... 203
4. Сплавы АД31, АДЗ.З, АД35, АВ................................... 207
5. Сплавы Д1, Д16, Д19. ВД17, М40, ВАД1........................... 220
6. Сплавы Д20, 1201............................................... 238
7 Сплавы АК6, АК8................................................ 247
8. Сплавы АК4, АК4—1, АК4—1ч..................................... 250
9. Сплавы В95, В96Ц .............................................. 258
10. Сплавы ВАД23, 1420 266
11 Сплавы 1915, 1925, 1935 ....................................... 276
Глава XII. Дефекты прессованных полуфабрикатов..................... 282
1 . Дефекты литейного происхождения............................... 283
2 Дефекты прессового происхождения 284
3 Дефекты термической обработки .................................. 288
Часть четвертая. ТРУБЫ И ТРУБНЫЕ ПОЛУФАБРИКАТЫ.................. 290
Глава XIII. Номенклатура, состояние поставки и сортамент труб - . 290
I. Прессованные круглые трубы................................... 291
2. Катаные н тянутые круглые трубы.............................. 291
3. Трубы фасонные, переменного сечения, плакированные .......... 292
4. Сварные трубы................................................ 294
Глава XIV. Структура и свойства прессованных труб............... 294
1 Горячепрессованные трубы...................................... 294
2 . Холоднопрессованные трубы ................................. 299
Глава XV. Структура и свойства холоднодеформированных труб . . . 302
1 Технический алюминии 302
2. Сплав АМц.................................................... 305
3. Сплавы АМг2, АМгЗ, АМг5, АМгб................................ 308
4 Сплавы АВ, АД31 ............................................. 313
5. Сплавы Д1, Д16............................................... 315
Глава XVI. Структура и свойства сварных труб ................ . 321
Глава XVII. Дефекты труб........................................ 327
Часть пятая. ПОКОВКИ И ШТАМПОВКИ........................: . . . 332
Глава XVIII. Номенклатура сплавов для производства поковок и
штамповок ...................................................... 332
Глава XIX. Структура и свойства поковок и штамповок............ 337
1. Сплавы АМг2, АМгЗ, АМгб, АМгб............................... 337
2. Сплав АВ .................................................... 338
3 Сплавы Д1, ВАД1, Д16, Д16ч, ВД17. АК6, ЛК6—1, АК8, АК4, АК4—1,
АК4—1ч ........................................................... 339
4. Сплавы Д20, Д21, 1201.......................................... 345
5. Сплавы В95, В95пч, В95оч, В93пч, В96Ц, ВЭбЦпч, В96Ц—3.......... 347
Глава XX. Дефекты поковок и штамповок............................ 358
I. Дефекты литейного происхождения................................ 358
2. Дефекты деформационного происхождения ......................... 360
3. Дефекты литейно-деформационного происхождения.................. 362
4. Дефекты термической обработки ................................. 365
Часть шестая. ПРОВОЛОКА.......................................... 369
Глава XXI. Номенклатура алюминиевых сплавов для проволоки и ее
сортамент ......................................................... 369
Глава XXII. Структура и свойства проволоки для крепежных деталей 371
1. Механические свойства.......................................... 371
2. Термическая обработка.......................................... 374
3. Влияние технологических факторов на свойства проволоки........ 377
4. Влияние нагревов на свойства проволоки н заклепок.............. 382
5. Свойства заклепочных соединений ............................... 386
6. Применение .................................................... 389
Глава XXIII. Дефекты проволоки.................................. 389
Глава XXIV. Сварочная проволока................................ 393
Приложение 1...................................................... 396
Приложение 2...................................................... 400
Библиографический список ......................................... 401
Предметный указатель ............................................. 406
chipmaker.ru
ПРЕДИСЛОВИЕ
Первое издание справочника вышло в 1974 г. Настоящее издание
по сравнению с первым дополнено и переработано, исключен уста-
ревший материал.
В перв) ю часть введена новая глава, посвященная процессам,
происходящим в полуфабрикатах из алюминиевых сплавов при
высокотемпературных нагревах. Кардинально переработана гл. II
на основе новых представлений о механизме деформации, гл. III
дополнена описанием новых видов термомеханической обработки
алюминиевых сплавов. Во вторую, третью и пятую части включены
новые материалы о закономерностях изменения свойств полуфаб-
рикатов из ряда высокопрочных сплавов в зависимости от чистоты
по примесям железа и кремния; для полуфабрикатов из высоко-
прочных сплавов, в том числе сплавов повышенной чистоты Д16ч,
В95пч, В95оч, приведены характеристики конструкционной прочно-
сти (Kic, Кс, СРТ и др.). Расширена и кардинально переработана
гл. IX по структуре и свойствам горячекатаных плит, включен до-
полнительный раздел о структуре и свойствах сварных труб.
Части вторая, третья, пятая дополнены новыми материалами
о свойствах полуфабрикатов в новых состояниях поставки Т2, ТЗ
(после старения по смягчающим режимам старения).
Весь фактический материал приведен в соответствии с дейст-
вующими ГОСТами и ОСТами.
Главы первой части отредактированы В. И. Добаткиным, вто-
рой, третьей и шестой частей — В. И. Елагиным, четвертой ча-
сти — В. И. Добаткиным и М. 3. Ерманком, пятой части —
В. И. Елагиным и Ф. В. Тулянкиным.
Авторы благодарны М. Е. Дрицу за ценные замечания, сделан-
ные им при рецензировании рукописи, и М. В. Самариной за
большую помощь, оказанную при подготовке ее к изданию.
Обозначения основных состояний поставки полуфабрикатов
из алюминиевых сплавов
Chlpmaker.ru
ГК — горячекатаное;
ХК — холоднокатаное;
М —- отожженное;
Н1 —четвертьнагартованное;
Н2 — полунагартованное;
НЗ — тричетвертииагартованное;
Н —- нагартованное;
Т — закаленное и естественно состаренное;
TH — нагартованное после закалки;
Т1 —закаленное и искусственно состаренное на максимальную прочность;
Т2, ТЗ — закаленное и искусственно состаренное по режимам, приводящим к сни-
жению прочности по сравнению с режимом Т1, но к росту вязкости
разрушения и коррозионной стойкости.
Часть первая
ЗАКОНОМЕРНОСТИ ИЗМЕНЕНИЯ СТРУКТУРЫ
И СВОЙСТВ ПОЛУФАБРИКАТОВ
В большинстве металловедческих работ, в частности в книге
«Промышленные алюминиевые сплавы»', свойства алюминиевых
сплавов рассматривают в зависимости от химического состава и
режима конечной термической обработки. Такой подход к оценке
свойств сплавов во многих случаях является достаточным, по-
скольку указанные факторы определяют важные структурные
параметры, от которых зависят свойства, в частности концентра-
цию основных легирующих компонентов в твердом растворе,
а также состав и величину частиц фаз, выделяющихся из твердого
раствора при термообработке (отжиге или старении).
Вместе с тем известно, что конкретные деформированные по-
луфабрикаты (листы, штамповки, профили и т. д ), полученные
из одного сплава, после одинаковой конечной термической обра-
ботки могут значительно отличаться по механическим и другим
свойствам. Эти различия обусловлены теми особенностями струк-
туры, которые зависят от технологии производства полуфабрика-
тов. Технология производства листов, например, в значительной
степени отличается от технологии производства штамповок или
профилей.
Из рассмотрения и сопоставления отдельных этапов производ-
ства деформированных полуфабрикатов следует, что технология
изготовления разных полуфабрикатов из одного сплава различа-
ется в основном режимами термообработки (гомогенизации) и
нагрева слитков перед деформацией; температурой деформации;
схемой, степенью и скоростью деформации; температурой и сум-
марной длительностью нагревов между отдельными операциями
деформации
Кроме этого, необходимо учитывать влияние металлургической
наследственности —- чистоты металла и строения слитка — на
структуру и свойства полуфабрикатов. Условия приготовления
расплава, размеры слитков и параметры их кристаллизации не
могут быть одинаковы для всех видов изделий. Между тем их роль
в формировании конечных свойств полуфабрикатов значительна.
Некоторые необратимые фазовые превращения, а также самопро-
извольные процессы изменения деформированной структуры (про-
цессы устранения или перераспределения несовершенств структуры,
вызванных пластической деформацией, проходящие во время самой
деформации, а также во время промежуточных нагревов и оконча-
тельной термообработки) зависят от перечисленных выше факто-
ров и поэтому протекают в разной степени в различных деформи-
рованных полуфабрикатах.
1 Алюминиевые сплавы. Промышленные деформируемые, спеченные и литей-
ные алюминиевые сплавы: Справочное руководство/Под ред. Ф. И. Квасова и
И. Н. Фридляндера. М.: Металлургия, 1972.
Под необратимыми фазовыми превращениями следует понимать
прежде всего распад пересыщенных твердых растворов переход-
ных металлов: марганца, хрома, титана, циркония, ванадия, же-
леза в алюминии.
Различия в условиях нагрева и обработки давлением в произ-
водстве полуфабрикатов из алюминиевых сплавов приводят к за-
метной разнице в структуре последних после конечной термической
обработки в связи с разной степенью прохождения процессов
устранения несовершенств структуры, вызванных деформацией.
Так, структура различных полуфабрикатов из одного и того же
алюминиевого сплава после одинаковой конечной термообработки
может меняться от рекристаллизованной крупнозернистой (все не-
совершенства кристаллической решетки, связанные с деформацией,
устранены полностью) до волокнистой перекристаллизованной
с четко выраженной текстурой деформации. В качестве промежу-
точных структур могут быть получены рекристаллизованная мелко-
зернистая; частично рекристаллизованная (с различной долей
перекристаллизованных зерен); нерекристаллизованная структура,
в которой произошла полигонизация, т. е. образовались стенки
дислокаций, которые делят деформированные зерна на полигоны
и субзерна.
Естественно, что различия в технологии производства, приводя-
щие к образованию таких разных структур, обусловливают и очень
большие различия в механических и других свойствах полуфабри-
катов. Так, временное сопротивление полуфабрикатов из сплава
Д16 после закалки и естественного старения в зависимости от тех-
нологии их изготовления может меняться от 410 до 600 МПа.
Одни полуфабрикаты имеют практически одинаковые свойства
в трех взаимно перпендикулярных направлениях, для других эти
свойства, особенно характеристики пластичности и коррозионной
стойкости, отличаются в несколько раз.
Ниже рассматриваются некоторые общие закономерности из-
менения структуры и свойств деформированных полуфабрикатов
из алюминиевых сплавов в зависимости от особенностей техноло-
гии их производства. Эти закономерности помогут читателю пра-
вильно ориентироваться в огромном разнообразии свойств листов,
труб, прессованных прутков и профилей, штамповок и поковок и
других полуфабрикатов.
Глава I
ВЛИЯНИЕ КАЧЕСТВА СЛИТКА НА СТРУКТУРУ
И СВОЙСТВА ПОЛУФАБРИКАТОВ1
Влияние структуры и свойств слитка на свойства полуфабрикатов проявляется,
как известно, тем в большей мере, чем ниже степень деформации при обра-
ботке слитка. Степень деформации, при которой продольные статические свой-
1 Автор: В. И. Добаткин.
ства практически перестают зависеть от исходной структуры слитка, различна
для сплавов разного состава. Она тем выше, чем более легирован (и более
гетерогенен) сплав. Принято считать, что для дуралюмина и высоколегирован-
ных сплавов такая степень деформации равна 85—90 % (коэффициент вытяжки
8—10). Естественно, что для области более низких степеней деформации могут
быть построены корреляционные кривые свойств слитка и полуфабриката
с целью оценки свойств последнего или определения возможности применения
того или иного вида слитков. Однако большую часть полуфабрикатов изготав-
ливают со степенью деформации более 90%, и. казалось бы, для них можно
пренебречь наследственностью слитка. В действительности же некоторые
свойства полуфабрикатов зависят от строения слитка при любой степени его
деформации. Более того, иногда с повышением степени деформации усилива-
ется влияние того или иного элемента структуры слитка. Примером может слу-
жить развитие расслоений в процессе деформации при наличии пористости
в слитке. В данной главе дается краткая характеристика влияния Основных
параметров качества слитка на структуру и свойства полуфабрикатов при от-
носительно высоких степенях деформации. К основным параметрам отнесены
дисперсия состава сплава, которая определяется как условиями его приготов-
ления, так и ликвацией при затвердевании слитков; характер пористости и не-
металлических включений; величина и ориентировка зерен; размеры ветвей
дендритов и частиц вторых фаз; неравновесность фазового состава сплава.
О дисперсии состава сплава, вызванной условиями его приготовления, при
одинаковом расчетном составе плавок судят по статистическим данным состава
образцов, отобранных из расплава. Для основных легирующих компонентов
разброс состава находится в пределах ± (4—7) % (отн.). В табл. 1.1 приведены
статистические данные по составу сплавов Д16 (Д16ч) и В95 (В95пч) за
1981 г. Указанные коэффициенты вариации являются суммарными, т; е. харак-
теризуют сумму отклонений, обусловленных технологией подготовки расплава
и возможной ошибкой при анализе химического состава, которая примерно
в 2 раза ниже суммарного коэффициента для цинка и в 1.2—1,5 раза для меди
и магния. Для других легирующих компонентов при их содержании на уровне
десятых долей процента коэффициент вариации может возрасти до 10—15 %.
Таблица 1.1. Статистические составы сплавов Д16 и В95
Сплав Вид изделия Число испытанных образцов Среднее содержание, % (по массе) Коэффициент вариа- ции, %
Си Mg Си Mg Zn
Д16 Слиток для листо- вого проката 6930 4,5 1.5 3,5 5,0 —
Слиток для про- филей 5987 4,3 1,5 4,4 5,7 —
В95 То же 2262 1.7 2,2 (5,8Zn) 7,3 4,7 6,1
Для того чтобы оценить дисперсию механических свойств полуфабрикатов
в результате колебаний состава материала, указанные данные необходимо до-
полнить данными об изменении состава различных участков слитка вследствие
зональной ликвации. Она обычно несколько возрастает с увеличением сечения
слитка и составляет ±(3—5) % (отн.) для таких компонентов, как медь, маг-
ний, цинк. Эти дополнительные изменения состава влияют на свойства изде-
лий тем меньше, чем выше степень деформации.
Особый интерес представляет изменение содержания примесей в сплавах.
Фактическое содержание металлических примесей может изменяться в прин-
ципе очень значительно (в несколько раз) в зависимости от качества шихтовых
материалов. Между тем содержание ряда примесей, в частности железа и
chipmaker.ru
•
кремния, существенно влияет не только на технологические свойства при литье
и обработке давлением, но и на конечные свойства полуфабрикатов. Особенно
сильно влияют примеси на параметры механических свойств, характеризующие
конструкционную прочность (Л'/с, Кс, СРТ и др.). Поэтому очень важно обра-
щать внимание на стабильность состава шихты, а для полуфабрикатов с ре-
гламентированными значениями вязкости разрушения, ударной вязкости или
специальными требованиями к конструкционной прочности применять сплавы
соответствующих марок с жестким ограничением содержания металлических
примесей.
В стандарты введены новые марки конструкционных сплавов — В95пч.
В95оч. Д16ч,- Д16оч и некоторые другие, отличающиеся от базовых марок
только пониженным до различного уровня содержанием железа и кремния.
Так. в сплавах марок о. ч. содержание железа не превышает 0.15%. а кремния
0,1 %. Такое повышение чистоты сплавов по примесям, существенно не меняя
их статической прочности, приводит к повышению вязкости разрушения и со-
противления росту трещины (СРТ) на несколько десятков процентов. В табл. 1.2
приведены сравнительные данные тля сплавов марок Д16 и Д16ч. В95 и В95пч.
Значения количественного состава шихты и его стабильности еше более воз-
растают при изготовлении сплавов повышенной чистоты.
Таблица 1.2. Свойства полуфабрикатов из алюминиевых сплавов
с различным содержанием примесей Fe и Si
Сплав, вид полуфаб- риката Примеси, % (по массе) «в- МПа °0,2’ МПа в, % *7с (Кс). МПа-м (ДП) СРТ, мкм/цикл при ДА' = = 21МПа - м1
Fe Si
Состояние Т
Плита (45 мм):
Д16ч 0,27 0,13 444 326 21,2 50,9 1,4
Д16 Лист (2 мм): 0,43 0,39 430 301 17,3 40,5 2,4
Д16ч 0,23 0,12 449 308 18,7 (93,0) 1.4
Д16 0,37 0,30 445 313 16,5 (80,6) 3
Состояние Т1
Плита (40 мм): В95пч 0,21 0,07 482 413 15,1 40,7 4,3
В95 0,36 0,32 466 405 12,5 33,0 8
Лист (2 мм):
В95пч 0,23 0,08 543 478 12,5 (01,5) 3,0
В 95 0,38 0,25 541 497 10,3 (65,0) 5,8
Что касается неметаллических и особенно газовых примесей, то их силь-
ное влияние на свойства полуфабрикатов проявляется преимущественно вслед-
ствие развития пористости в слитке и несплошностей в полуфабрикатах, а также
образования твердых неметаллических включений.
Решающее влияние на пористость слитка оказывает содержание водорода
в расплаве. Однако при одном и том же его количестве пористость может
быть различной в зависимости от скорости и последовательности охлаждения
елнтка. Она возрастает с увеличением сечения слитка, повышением скорости
литья и особенно сильно проявляется при охлаждении слитка воздухом вместо
воды. Мелкие окисные включения также способствуют сегрегации водорода и
развитию пористости в слитке. Пористость и окисные плены обусловливают
возникновение расслоений в металле при его деформации. Это один из наибо-
лее распространенных дефектов в полуфабрикатах из алюминиевых сплавов.
Чаще всего расслоения встречаются в поковках, штамповках, плитах, крупно-
габаритных панелях и профилях, получаемых методом прямого прессования.
На макрошлнфе расслоения обнаруживаются в виде штрихов в направлении
течения волокна (рис. 1. а), а на изломе — в виде гладких площадок (рис. 1.б).
Контроль на расслоения в полуфабрикатах ведут методом ультразвуковой
дефектоскопии. Минимальный размер выявляемых расслоений при современной
технике контроля эквивалентен по отражению ультразвука плоскодонному
контрольному отражателю (КО) диаметром 1.2 мм. Насколько качество слитка
при одинаковых условиях деформации может изменить количество и размер
Рис. 1.1. Расслоения в штамповках из
сплава АК8:
а — макрошлиф; б — излом
дефектов, выявляемых ультразвуковым контролем, можно судить по данным
табл. 1.3. В ней приведены статистические данные за 1982 г. по результатам
ультразвукового контроля прессованных полос одинаково сложного сечения
для серийного и подвергнутого специальной вакуумной обработке металла.
Расслоения, эквивалентные диаметру КО менее 1.2 мм и не выявленные
при ультразвуковом контроле, все же, как и более крупные расслоения, сни-
жают пластичность полуфабрикатов по их толщине. Степень снижения свойств
по толщине изделий при определении механических свойств на образцах зави-
сит от того, какую долю поперечного сечеиия занимают расслоения. Если рас-
Таблица 1.3. Результаты ультразвукового контроля прессованных полос
сложного сечения
Сплав п • пг при диаметре КО, мм
<2,0 2,0-2,5 2,5—3,2 3,2—4,0
В95 20,3/1,0 15,2/0,6 3,3/0,3 1,2/0,1 0,6/0
Д16 21,5/2,3 17.8/1,7 3,1/0,5 0,6/0,1 —
Примечание. В числителе полосы из серийного, а в знаменателе — из
подвергнутого вакуумной обработке металла.
п — среднее число дефектов на 1 м2.
sr.ru
слоение по своим размерам совпадает с площадью испытываемого образна, то
свойства могут понизиться до нуля. Удлинение высокопрочных сплавов в этих
случаях практически всегда падает до нуля, временное же сопротивление мо
Рис. 1.2. Изломы высотных образцов полосы из сплава марки ВЭ5пчТ2.
а. б — св = 445 МПа. о0 2- 442 МПа, 6=0,5 %; в. г — Ов = 481 МПа. с0 2=433 МПа, 6=3.8 %;
д, е — ав-485 МПа, а0 2 -444 МПа, 6-5.0 %; а. в. д— Х2; б. г. е — Х50
жет иметь различные значения в зависимости от характера расслоений. Иногда
последние, обнаруживаясь при контроле как макрорасслоения, фактически
имеют сложную структуру с наличием перемычек или мостиков, которые и оп-
ределяют частичное сохранение прочности образца [1].
Результаты фрактографических исследований позволяют судить о природе
расслоения и степени его влияния на свойства. На рис. 1.2 показана структура
изломов прессованных полос из сплава марки В95пчТ2 в плоскости деформации
и свойства высотных образцов (отобранных по толщине полос, т. е. перпенди-
кулярно к плоскости расположения расслоений).
Наиболее эффективное средство борьбы с расслоениями — понижение со-
держания водорода в сплавах путем вакуумирования или рафинирования рас-
плава газами в струе при переливе из миксера в кристаллизатор [2].
Повышение степени дефопмации при обработке давлением в большинстве
случаев способствует развитию расе юений. Особенно сильное влияние оказы-
вает различие в скорости истечения соседних слоев металла, приводящее к воз-
никновению растягивающих и сдвиговых напряжений. Такое различие возни-
кает при прокатке в случае неправильного выбора частных обжатий, а при
Рис. 1.3. Структура поковки из слитка
с веерной структурой
Рис. 1.4. Структура штамповки из сплава
АК4-1 с иптер\1еталлическими включениями
прессовании и штамповке за счет тормозящего действия инструмента на исте-
чение поверхностных слоев. Повышение равномерности и уменьшение скорости
деформации снижают вероятность образования расслоений. Рекомендуется
также понижать температуру деформации.
Влияние макроструктуры слитка на структуру и свойства полуфабрикатов
проявляется прежде всего при его обработке давлением. Укрупнение зерна
уменьшает способность слитка выдерживать высокие степени деформации при
открытой ковке и прокатке. Особенно сильно влияет на поведение слитка на-
личие в сплаве веерной структуры (рис. 1.3). Слитки из некоторых высоколе-
гированных сплавов с наличием веерной структуры имеют повышенную склон-
ность к растрескиванию в процессе ковки. Местом возникновения трещин яв-
ляются плоскости двойникования веерных кристаллов.
Конечные свойства полуфабрикатов существенно меняются в зависимости
от величины зерна в слитке и наличия зон столбчатой или веерной структуры,
если сохранена нерекристаллизованная структура полуфабрикатов и отсутст-
вует промежуточная рекристаллизация заготовки. В этих случаях наследст-
венность в. свойствах, например в расклепываемости, образовании так называе-
мой «апельсиновой корки» и т. д., сохраняется при степенях деформации,
значительно превышающих 90 %. Учитывая, что объем производства полуфабрика-
тов с нерекристаллизованной структурой достаточно велик и что доля пере-
кристаллизованных изделий в общем выпуске возрастает, целесообразно при
производстве слитков из алюминиевых сплавов добиваться получения мелко-
зернистой равноосной структуры. Предельное измельчение зерна, например со-
четанием модифицирования и ультразвуковой обработки, дает возможность по-
лучить раибо iee благоприятную недендритную (субдендритную) структуру.
Из элементов микроструктуры слитка, оказывающих влияние на свойства
полуфабрикатов, необходимо отметить в первую очередь первичные кристаллы
интерметаллических соединений и ветви дендритов Первично кристаллизую-
щиеся интерметаллические соединения имеют, как правило, форму полногран-
ных кристаллов. Длина их может достигать нескольких миллиметров Вслед-
ствие кристаллизации первичных кристаллов интерметаллических соединений на
погруженной в расплав литейной воронке или у мениска расплава (на окисной
плене) в слиток могут попасть не рассеянные кристаллы, а скопления частиц
интерметаллических соединений. Такие скопления не устраняются ни термиче-
ской обработкой, ни деформацией металла и существенно снижают механиче-
ские, а также коррозионные свойства обработанного изделия при выходе час-
тиц на его поверхность.
На рис. 1.4 показана структура штамповки из сплава АК4—1 с интерме-
таллическими включениями. Для слитков больших сечений этого класса спла-
вов практически есть только две возможности устранения крупных первичных
кристаллов интерметаллических соединений — повышение температуры литья
и ограничение в составе сплава содержания таких элементов, как железо ни-
кель. марганец, хром, цирконий, ванадий, молибден.
Расстояние между осями дендритных ветвей в слитке находится в обрат-
ной зависимости от скорости кристаллизации сплава. Поэтому чем крупнее
слиток, тем глупнее и ветви дендритов или субдендритные зерна. Их размеры
важны в связ : с тем, что они определяют объем дендритной ликвации, рас-
пределение и размеры частиц продуктов вторичной кристаллизации. Устране-
ние дендритной ликвации и растворение частиц неравновесных фаз достига-
ются путем гомогенизации слитков. Знание размеров ветвей дендритов и
растворяющихся частиц дает возможность аналитически определить время гомо-
генизации слитков. Выбор времени гомогенизации находится в прямой зависи-
мости от размера слитка в том случае, конечно, если не принимаются в рас-
чет другие процессы, идущие при гомогенизации, в частности распад
пересыщенного твердого раствора марганца, хрома и других переходных метал-
лов в алюминии [3].
На структуру и свойства полуфабрикатов влияет еще один фактор — сте-
пень неравновесности структуры слитка. Современному процессу литья сопут-
ствует процесс закалки сплава, причем в отношении некоторых компонентов —
марганца, хрома, циркония и т. д.— вся последующая тепловая обработка
слитка приводит к необратимому распаду пересыщенного твердого раствора,
образовавшегося при кристаллизации, и только частично приближает систему
к равновесию [4]. Наиболее эффективно уменьшает степень неравновесности
структуры гомогенизация, хотя быстрое охлаждение слитка после гомогени-
зации может создавать вторичную неравновесность. Степень пересыщенности
твердого раствора переходными металлами и степень его распада настолько
сильно меняют температуру рекристаллизации сплава, что для горячедефор-
мированпых изделий при одном и том же составе сплава и одинаковых режи-
мах конечной термической обработки можно получить или полностью пере-
кристаллизованную или полностью рекристаллизованную структуру с соответ-
ствующей большой разницей в свойствах.
Степень неравновесности структуры слитка оказывает влияние также на
величину зерна и разнозернистость структуры полуфабрикатов. В общем слу-
чае для получения перекристаллизованной структуры полуфабриката целесо-
образно получить неравновесную структуру слитка (охладить водой при литье)
и подвергнуть слиток непродолжительной гомогенизации с ускоренным охлаж-
дением. Для получения рекристаллизованной структуры полуфабриката целе-
сообразно провести длительную гомогенизацию слитка с последующим медлен-
ным охлаждением.
Таким образом, влияние качества слитка на структуру деформированного
металла проявляется а различных аспектах и может обусловить глубокие из-
менения в свойствах полуфабрикатов. Закономерности металлургической наслед-
ственности используются при выборе технологических параметров производства
полуфабрикатов.
Наследственность структуры и свойств после деформации коренным обра-
зом меняется, если вместо слитка использовать брикет, скомпактированиый из
гранул. Такой брикет при одинаковом составе отличается от слитка: отсутст-
вием зональной ликвации; для стандартных деформируемых сплавов — отсут-
ствием первичных кристаллов интерметаллических соединений; более мелким
зерном, значительно более мелкими размерами ветвей дендритов и частиц вто-
рых фаз; повышенной степенью неравновесности структуры в частности ано-
мально высоким пересыщением твердого раствора переходными металлами;
повышенным содержанием водорода и окисных плен.
Эти особенности определяют преимущества и недостатки брикета по срав-
нению со слитком.
Преимущества в свойствах стандартных сплавов, полученных гранулиро-
ванием и компактированием, сравнительно невелики, и ради них нет
оснований отказываться от традиционной технологии литья слитков. Однако ме-
тодом металлургии гранул можно получить, например, сплавы с высоким со-
держанием переходных и тугоплавких металлов, которые невозможно получить
в виде слитков. Поскольку применение гранульной технологии для специаль-
ных сплавов может повысить различные свойства изделий, металлургия гра-
нул в настоящее время интенсивно развивается.
Глава 11
ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ
ПРИ ОБРАБОТКЕ ДАВЛЕНИЕМ
И ПОСЛЕДУЮЩЕМ НАГРЕВЕ1
Chipmaker.ru
Обработка давлением, помимо основной задачи — придания материалу опреде-
ленной формы, преследует также цель изменить в нужном направлении его
структуру и свойства. В процессе деформирования и последующего нагрева
могут претерпевать изменения следующие характеристики структуры:
1) микроструктура — форма, размер зерен и их расположение относительно
осей деформации;
2) субструктура (дислокационная структура) — внутреннее строение де-
формированных зерен, отличающее их от рекристаллизованных;
3) текстура — совокупность кристаллографических ориентировок зерен.
Интенсивность и степень протекания внутренних процессов в сплаве, кото-
рые приводят к перечисленным изменениям структуры, зависят от параметров
деформации к которым относятся, прежде всего, температура (О, °C или Т, К),
скорость (ё) и степень (е) деформации и напряжение течения (о). На струк-
туру влияют также схема напряженно-деформированного состояния и наслед-
ственность исходной структуры Параметры деформации взаимосвязаны. При
обработке давлением независимыми переменными являются температура, ско-
рость и степень деформации; зная их, можно рассчитать <т по известным эмпи-
рическим уравнениям. Вид этих уравнений зависит от контролирующего меха-
низма деформации и может служить для его идентификации. В то же время
деформирующее напряжение находится в тесной связи с параметрами струк-
туры.
1. напряжение течения
Уравнения пластической деформации
В процессе деформирования происходит упрочнение металла, связанное с по-
вышением плотности дислокаций и формированием субструктуры (деформаци-
онное упрочнение), подчиняющееся степенной зависимости [11
о = «о + he'", (I)
1 Автор: Ю. М. Вайнблат.
где Go — предел текучести; k и т (показатель упрочнения)—коэффициенты.
При деформации скорость упрочнения убывает (ш<1), и оно прекращается
при некоторой степени деформации, величина которой тем меньше, чем выше
температура и ниже скорость деформации (рис. II.1). По мере роста напря-
жения в металле развиваются и усиливаются процессы разупрочнения, ана-
логичные процессам, происходящим при отжиге. В отличие от последних, ста-
тических, они называются динамическими (динамические возврат и рекрис-
таллизация). Упрочнение прекращается, когда их скорость становится равной
скорости деформационного упрочнения Наступающее динамическое равновесие
характеризует стадию установившегося течения (установившаяся деформация)
Рис II.1. Диаграммы пла-
стической деформации алю-
миния А99:
/ - 0 - 500 °C, С- КН с-,2 —
0 -425 °C. 6-10-2 с-1: 7-0-
-400 °C, ё=10-< с-1; ' — е-
=>225 °C. 6 = 10-’ с-', 5 — 0 =
-20’С. 6-10- С-‘
Для расчета напряжения
ветственно в виде:
когда напряжение зависит только от температуры
и скорости деформации, но не от ее степени
(0=0,).
Для широкой температурно-скоростной обла-
сти обработки давлением на установившейся ста-
дии деформации применимы следующие соотно-
шения между ё 6 и е [2]:
J41o? = eexp(Q//?r)=Z; (2)
A exp (fie) = t exp (Q/RT) = Z. (3)
где Ai, А3, Р, п— коэффициенты; Q — энергия
активации пластической деформации; R— газовая
постоянная.
Уравнение (2) справедливо при относительно
низких значениях о,; при более высоких напря-
жениях действительно уравнение (3). Дальней-
шее повышение напряжения приводит к нару-
шению уравнения (3). Из этих выражений сле-
дует, что критерием совместного влияния ё и Т
на а, служит параметр Z=eexp (Q/RT), назы-
ваемый параметром Зииера—Холомона,
уравнения (2) и (3) удобно представить соот-
lgos=fli lgk + btIT +с(;
<rs = а2 + ^2/ Т + с3,
(2')
(3')
где С! = 1/л; 6i = Q/(2,37?n); Ci=— lgAi/п; а2=2,3/Р; fe2=(?/(/?fl). с2=2.31g А2/[».
Значения коэффициентов для основных деформируемых сплавов приве-
дены в табл. II 1 II2. Здесь же указаны граничные значения о, (и соответ-
ствующие им Z), при которых применимы уравнения (2) и (3). а также ве-
личины энергии активации.
Диаграммы механизмов деформации
Все режимы деформации при обработке давлением соответственно значениям а,
(пли Z) подразделяют на три температурно-скоростные области, для которых
применимы различные механические уравнения состояния. Эти области удобно
представлять на диаграммах в координатах температура—скорость деформации
(рис. П-2). На диаграммы нанесены линии lgZ=const и a«=const, штриховка
разделяет три области: высокотемпературную [уравнение (2)], область сред-
них температур [уравнение (3)] и низкотемпературную, в которой зависимость
а, от Z отличается от уравнений (2) и (3).
Такое подразделение можно использовать для классификации деформации
соответственно на горячую, теплую и холодную (см. рис. 2, области /, // и
III соответственно). Граница между горячей и теплой деформацией определя-
ется переходным значением <т, (lg Z)= const. Граница между теплой и холод-
ной деформацией для алюминия и сплавов с низкой концентрацией твердого
Таблица II I. Значения коэффициентов в уравнении (2')
Сплав Q1 bl Cl Q, кДж/моль Область применения
сг, МПа, менее Ig Zt менее
А99 0,22 1645 —0,91 149 15 9,4
АД31 0,16 1169 0 136 22 .12,3
АВ 0,16 1805 0,68 216 22 11,3
Д1 0,18 1613 0,31 167 31 9,2
Д16 0,22 2585 —1,54 198 42 12,4
АК6 0,19 2070 —0,94 207 22 10,9
АК8 0,19 1710 —0,39 173 23 9.4
АК4—1 0,19 1967 —0,82 198 36 12,3
1201 0,2 1680 —0,4 159 32 10,4
В93 0,25 2000 —0,81 153 27 9,2
В95 0,38 3743 —2,1)9 187 17 9,2
В96 0,23 1890 —0,7 155 31 9,5
1915 0,21 1800 —0,47 161 31 10,1
АМгб 0,25 2536 —1,37 193 53 11,0
АМгЗ 0,17 1727 —0,42 190 42 12,1
АМг2 0,2 2075 —0,93 192 32 12,3
1420 0,26 1980 —0,53 147 50 - 9,3
Таблица II.2. Значения коэффициентов в уравнении (3')
Сплав а2, МПа 62, МПа -К с„ МПа Q, кДж/моль Область применения
о, МПа, менее 1g Z. более
А99 0.2 68 240 —73 142 22 10,2
АД31 Н.2 119 390 —125 200 33 13,6
АВ 10 105 060 —97 205 32 12,5
Д1 16,3 138 520 —128 162 46 10,3
Д16 26,1 267 230 -298 196 61 13,6
АК6 11,9 125100 —120 200 33 12,1
АК8 12,9 117 700 —102 174 34 10,4
АК4—I 20,7 211 900 —228 195 54 13,4
1201 17,3 164 470 —169 182 48 11,5
В93 19,2 155 500 —151 1.‘>5 10 . 9,8
В95 18,7 175 240 — 169 179 26 9,8
В96 20,1 169 590 — 169 160 46 10,4
1915 17,7 171 640 — 173 184 46 Н.1
АМгб 32,2 290 240 —310 173 80 12,0
АМгЗ 20,6 213 620 —215 198 63 13,3
АМг2 18,9 204 480 —216 206 48 13,3
1420 28,5 253 590 —265 170 75 10,2
раствора (например, АМц) также отвечает условию os=const (см. рис. 1Г.2, а).
В сплавах на основе твердых растворов (практически все термоупро'чпяемые
сплавы) она проходит при постоянной температуре (см. рис. П.2, в).'
Приведенная классификация основана на свойственном каждому типу де-
формации виде соотношения между о«, £ и Т. Она учитывает не только тем-
2 Заказ № 150
ГТ] ц 5 с i 17
• 5 ------- I
пературу, но и скорость деформации в виде параметра Z. Разным типам де-
формации соответствуют определенные контролирующие механизмы деформации.
Наконец, как будет показано ниже, им отвечают разные типы формирую-
щейся структуры.
В рассмотренных температурно-скоростных областях действуют различные
механизмы деформации, контролирующие величину os [2].
1 . При горячей деформации — вязкое торможение скольжения дислокации
(ВСД) атомами магния в сплавах системы А1—Mg. содержащих 3 % и более
магния, и переползание дислокаций около субграниц (ПД) в остальных сплавах.
2 При теплой деформации: термически активируемое пересечение пре-
пятствий, образованных деформационным упрочнением, в плоскостях скольже-
ния — термически активированное скольжение дислокаций (ТАСД).
Рис. II.2 Диаграммы механизмов деформации алюминия (а), сплавов АМгб (6) и АК8 (в)
3. При холодной деформации—поперечное скольжение дислокаций в алю-
минии и сплавах с низкой концентрацией твердого раствора (ПСД) и динами-
ческое деформационное старение в сплавах иа основе твердых растворов (ДС).
Контролирующие механизмы существенно различаются по влиянию на на-
пряжение течения и формирование структуры. Резкое снижение подвижности
дислокаций наблюдается в случаях ВСД и ДС. Оно приводит к росту сопро-
тивления деформации, снижению пластичности, существенному повышению плот-
ности дислокаций и равномерности их распределения. Оба механизма усили-
ваются при увеличении концентрации твердого раствора.
Диаграммы, приведенные на рис. 2, с указанием контролирующих механиз-
мов деформации представляют собой диаграммы механизмов деформации [4], по-
строенные для температурно-скоростных условий обработки давлением. Для
различных видов обработки можно указать характерный диапазон скоростей
деформации алюминиевых сплавов: прессование Ю 2—1; штамповка 10_|—10;
прокатка I—102 и ковка иа молоте 10—103 [5] Видно, что только процесс прес-
сования можно отнести к типу горячей деформации; остальные виды «горячей»
обработки происходят в области теплой деформации.
Нужно отметить что для алюминиевых сплавов (в отличие от сталей) не
принято употреблять термин «теплая деформация». Понятия горячен и теплой
деформации объединяют термином «горячая деформация».
Реальные процессы обработки давлением осложнены по сравнению е рас-
смотренной схемой зональной неоднородностью деформации и нестационар-
ностью процесса. В связи с этим нужно рассматривать температурно-скоростные
условия отдельно в каждой зоне полуфабриката и брать средние значения тем-
пературы и скорости за время цикла.
Многократная деформация
В большинстве случаев полуфабрикаты изготавливают с помощью нескольких
операций обработки давлением (горячая, а затем холодная прокатка; несколько
переходов ковки и штамповки; прессование предварительно отпрессованной за-
готовки и т. д.). Обычно последовательные операции характеризуются различ-
ным сочетанием температуры и скорости деформации, т. е. различными значе-
ниями параметра Z и установившегося напряжения о,. При каждой операции
напряжение изменяется от начального, свойственного предыдущей операции,
в направлении нового стационарного уровня о». В связи с этим переходная
стадия сопровождается либо упрочнением, либо разупрочнением. Протяжен-
ность переходной стадии тем меньше, чем ближе значения Z; если они равны,
то переходная стадия отсутствует.
2. ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ПРИ ДЕФОРМАЦИИ
Дислокационная структура
Пластическая деформация осуществляется путем движения дислокаций, кото-
рое можно рассматривать как постепенное распространение сдвига по плоскостям
скольжения. Наряду с движением имеющихся дислокаций происходит непре-
рывное генерирование новых; в то же время возрастающая часть старых дис-
локаций становится неподвижной. Эти процессы приводят к росту плотности
дислокаций р (суммарной длины дислокаций в единице объема). Увеличение
плотности дислокаций, повышая упругую энергию кристаллической решетки,
приводит к росту напряжения течения. Это явление называется деформацион-
ным упрочнением.
По мере роста напряжения в металле усиливается релаксационный про-
цесс, состоящий в аннигиляции дислокаций и таком их перераспределении,
когда чередуются области с высокой и низкой плотностью дислокаций (ячеис-
тая или субзерениая структура). Этот процесс называется динамическим воз-
вратом. Он конкурирует с деформационным упрочнением и при установившемся
течении находится с ним в динамическом равновесии.
Отмеченная выше зависимость напряжения течения от температуры, ско-
рости и степени деформации обусловлена влиянием параметров деформации на
плотность и распределение дислокаций.
Механизм динамического возврата различен для холодной, теплой и горя-
чей деформации.
Холодная деформация. При небольших деформациях дислокации распреде-
лены в объеме металла равномерно. При деформации выше 5—10 % они груп-
пируются в сплетения, сетка которых образует ячеистую структуру (рис. П.3, а)
[7]. Границы ячеек содержат высокую плотность дислокаций (до 10”—10|2см-2),
внутри ячеек она на 2—3 порядка меньше. Степенной закон деформационного
упрочнения [см. уравнение (1)] обусловлен соотношениями
р = се" и о = а0 + k Vp .
где с, п, k — коэффициенты.
Распределение дислокаций зависит не только от степени деформации, но и
от концентрации твердого раствора и типа гетерогенности структуры Легиро-
вание твердого раствора, введение дисперсной фазы и особенно деформацион-
ное старение уменьшают подвижность дислокаций и делают их распределение
более равномерным. Наоборот вокруг крупных частиц уже при небольших де-
формациях образуются сплетения дислокаций и их распределение становится
неоднородным.
Основным механизмом динамического возврата, приводящего при холод-
ной деформации к образованию ячеистой структуры, является поперечное сколь-
жение винтовых дислокаций.
Теплая и горячая деформации. Термическая активация облегчает преодоле-
ние дислокациями препятствий (к числу которых относятся другие дислокации,
атомы примесей и выделения), т. е. увеличивает их подвижность. Вследствие
этого быстрее идут процессы релаксации внутренних напряжений и дислокации
образуют конфигурации с минимальной для данной их плотности энергией —
плоские сетки (рис. 11.3. б).
В процессе динамического возврата, помимо поперечного скозьжения вин-
товых дислокаций, происходит переползание краевых дислокаций, что обеспе-
чивает большую полноту процесса.
Рис. 11.3. Дислокационная структура:
а — сплав АМгб, холодная деформация.
X30 000; б — сплав системы Al—Zn—Mg,
прессование при 400 °C. ;• Ы) ООО; в —
алюминий, прессование при 350 °C
Х20 ООО
При горячей деформации переползание дислокаций — основной механизм
динамического возврата. При теплой деформации достаточно высока плотность
дислокаций внутри субзерна и скорость деформации контролируется их термо-
активационным пересечением. Пересечение дислокаций порождает вакансии; для
теплой Деформации характерна высокая концентрация сверхравновесиых вакан-
сий, резко повышающих скорость диффузионных процессов.
Плоские сетки дислокаций представляют собой границы субзерен
(рис. II.3, в), образующих полигонизоваииую (субзеренную) структуру. Завер-
шение полигонизации совпадает с началом установившейся стадии деформа-
ции. После этого размер субзерен остается постоянным d=d,(l—15 мкм), суб-
зерна разориентированы на углы от десятков минут до нескольких градусов.
Их стационарный размер является важнейшей характеристикой структуры. Для
пего известно соотношение [9]:
d7'=eas + fr, (4)
где а и b — коэффициенты (табл. II.3).
Таблица П.З. Коэффициенты уравнения (4)
Сплав д, МПа~> • мкм-> £>, мкм“1 Сплав G, МПа-1 • мкм~1 bt мкм~|
А99 0,011 0 АК4—1 0,016 —0,21
АДО 0,01 —0,01 1201 0,0125 —0,09
АД31 0,0115 —0,15 В93 0,0088 —0,07
АВ 0,0085 —0,02 В95 0,0085 —0,16
Д1 0,01 —0,1 В96 0,014 —0,32
Д1о 0,006 0,1 1915 0,011 —0,1
АК6 0,0095 0 1420 0,0105 —0,16
АК8 0,0105 —0,08 АМгб 0,006 —0,05
Это означает, что в области теплой
деформации ds 'обратно пропорциона-
лен lg Z (рис. II.4).
При увеличении параметра Z (о,)
субзериа становятся мельче и
менее
совершенными, т. е. одновременно повышается плотность дислокаций, входящих
в состав субграниц (рс) н рассеянных внутри
субзереи (рв). Полная плотность дислокации
Р = РС + РВ = Ч>^Г1Л +k(ds)~n, (5)
где <р — угол разориентировки субзереи; Ь — век-
тор Бюргерса; k и п— коэффициенты (п~2).
При горячей и теплой деформации р составляет
109—10-'° см2.
Запасенная энергия деформации пропорцио-
нальна плотности дислокаций. Поэтому прн низ-
ких Z она пропорциональна d~l (первому сла-
гаемому), а при высоких Z — d$2 [второму сла-
гаемому в уравнении (5)]. Ее величина на 1—
2 порядка меньше, чем при холодной деформации.
С размером субзереи связан предел текучести
Рис. II.4. Зависимость стацио-
нарного размера субзерен от
параметра Z для сплава В93
металла при комнатной тем-
пературе
Оо,2 его Ч" kd Пу
где и=0,54-1.
В сплавах полигоиизованиая структура менее совершенна, чем в алюми-
нии, поскольку дисперсные частицы и посторонние атомы в твердом растворе
уменьшают подвижность дислокаций. При одинаковых режимах деформации
возрастает плотность внутренних дислокаций и уменьшается разориеитировка
субзереи.
Текстура деформации
Как при высоких, так и при низких температурах элементарным механизмом
деформации алюминия и его сплавов является сдвиг по плоскости {111} в на-
правлении <110>. Скольжение начинается в наиболее благоприятно ориенти-
рованных зернах, а затем, по мере роста напряжения, распространяется на все
остальные зерна. Сдвиговая деформация сопровождается закономерным пово-
ротом кристаллической решетки относительно внешних сил. Кроме того, каж-
дое зерно испытывает воздействие соседних зерен, заставляющее его изменять
свою форму в соответствии со схемой деформации всего изделия или его части.
В результате согласованных поворотов при степени деформации, составляющей
30—50 %, зерна приобретают конечные ориентировки, которые при дальнейшей
деформации не изменяются нли изменяются слабо.
Характер конечных ориентировок зависит от схемы деформации (от соот-
ношения главных деформаций еь е2, е3). В силу симметрии процесса деформа-
ции зерна могут принимать с равной вероятностью одну из нескольких ориен-
тировок, симметричных относительно главных направлений деформации. Тек-
стуру обычно описывают с помощью этих преимущественных ориентировок,
называемых иначе компонентами текстуры. Это описание является неполным,
так как оно не учитывает рассеяния ориентировок, достигающего 20—30°.
Различают два главных вида текстуры: аксиальную и текстуру прокатки.
Аксиальная текстура наблюдается при деформации с осевой симметрией — рас-
тяжении, сжатии, волочении, прессовании и прокатке прутков круглого сече-
ния. В этом случае зерна обращены в направлении деформации в основном
одним и тем же кристаллографическим направлением. Остальные кристалло-
графические направления в случае простой аксиальной текстуры не совпадают
между собой. Для характеристики этой текстуры указывают индексы направле-
ний, совпадающих с осью деформации. Текстуре прокатки отвечают одна или
несколько предпочтительных ориентировок зерен, фиксированных относительно
всех осей деформации. Для описания текстуры прокатки указывают индексы
плоскости, совпадающей с плоскостью прокатки, и направления, совпадающего
с направлением прокатки, для всех преимущественных ориентировок.
В алюминии и его сплавах наблюдаются следующие основные текстуры
деформации [8]:
1. Прокатка листов — двойная текстура {110} <112> и {112} <111>.
Каждая из указанных ориентировок состоит из двух симметричных компонентов.
В алюминии преобладает ориентировка {112} < 111 >. а в его сплавах {110}
<112>, причем доля объема с ориентировкой {112} <111> уменьшается с рос-
том концентрации твердого раствора.
2. Прессование, волочение, прокатка прутков и проволоки круглого сече-
ния— двойная аксиальная текстура <111> и <100>. Большинство зерен
ориентировано вдоль оси прутка направлением <11 !>. Доля компонента <100>
возрастает с увеличением концентрации твердого раствора до 30—40 % у ду-
ралюмина против 5—10 % у алюминия.
3. Прессование полос и тонкостенных профилей — обычная текстура про-
катки. В толстых полосах и профилях появляется составляющая аксиальной
текстуры, которая тем сильнее, чем больше отношение толщины к ширине.
4. Прессование, прокатка и волочение труб — так называемая «цилиндри-
ческая» текстура, которая представляет собой обычную текстуру прокатки,
если разрезать трубу вдоль и развернуть в плоскость.
5. Продольная осадка прутков — аксиальная текстура <110>.
Вследствие неоднородности деформации текстура в объеме изделия неод-
нородна. В каждой зоне, как и при разных видах обработки давлением, тек-
стура отвечает определенному соотношению главных деформаций.
Например, при б|>>е2=Вз— двойная аксиальная текстура <111>, <100>,
при е( = е2>е3—аксиальная текстура <110> и при £i = e3; в2=0 — текстура
прокатки. Так, в периферийной зоне прессованных прутков наблюдается тек-
стура прокатки (точнее, цилиндрическая текстура) {110} <112>.
Микроструктура
Микроструктура деформированного полуфабриката формируется в результате
двух процессов: постепенного преобразования исходной микроструктуры и со-
здания новых элементов микроструктуры деформационного происхождения.
Первый процесс состоит в изменении формы зерен в соответствии со схемой
деформации в данной зоне сечения, а второй — в образовании новых границ
зерен. Уместно дать определение зерна как области, окруженной высокоугло-
вой границей (т. е. границей с углом разориентировки более 10—15°) и не со-
держащей таких границ внутри себя. В литом металле это деидрит.
Доказательством того, что при деформации возникают новые границы, слу-
жат опыты по прессованию и прокатке монокристаллов, в результате которых
они превращались в поликристаллы. Степень наследственного влияния исход-
ной структуры тем слабее, чем сильнее развит процесс образования новых гра-
ниц. Новые границы образуются в тех случаях, когда затруднено преобразова-
ние начальной формы зерен в конечную и когда в заготовке имеется отчетливая
текстура, сильно отличающаяся от текстуры полуфабриката. Интенсив-
ное образование новых границ наблюдается, например, при деформировании
литых зерен, имеющих сложную форму, и при продольной осадке прессован-
ной заготовки. В последнем случае действуют оба фактора, поскольку текстура
прессования сильно отличается от текстуры осадки.
Если направления вытянутости зерен при первой и второй деформации
(двойное прессование, прокатка без кантовки) совпадают, то новые границы
почти не возникают и новые размеры зерен легко рассчитать, зная старые раз-
меры, схему и степень деформации Также маловероятно образование новых
границ, когда зерна в заготовке равноосные, а отчетливая текстура отсутствует
(рекристаллизованная заготовка) Если до деформации поперечник зерен имел
круглое сечение с радиусом г, то после деформации они принимают форму эл-
липсоидов с размерами осей a=r(l+ei), 6=г(1+е2) и с=г(1 + е3).
Независимо от соотношения двух механизмов формирования микрострук-
туры, после деформаций, характерных для обработки давлением, отношение
размеров зерен в трех взаимно перпендикулярных направлениях определяется
отношением главных деформаций ei, е2 и е3, но объем зерна может быть зна-
чительно меньше исходного.
Форма зерен в изделии соответствует локальным схемам деформации. Так,
в центре круглого прутка волокна имеют круглое сечение, а вблизи перифе-
рии — вытянутое по окружности прутка. Текстура и форма зерен тесно свя-
заны. поскольку обе определяются схемой деформации.
Температура деформации влияет на микроструктуру следующим образом.
При понижении температуры возрастает вероятность дробления зерен новыми
высокоугловыми границами, а при повышении — вероятность миграции исходных
границ [10]. Оба процесса уменьшают соответствие между начальной и конеч-
ной структурой. ,
На микрошлифе зерна различаются из-за повышенной травимости их гра-
ниц и из-за разницы в ориентировках. Особенно контрастно различаются по-
разному ориентированные зерна при наблюдении в поляризованном свете мик-
рошлифа с прозрачной анодной пленкой. Однако даже при таком методе вы-
явление индивидуальных зерен бывает иногда затруднительным, что приводит
к грубым ошибкам при измерениях.
Характерным примером служит поперечное сечение прессованного прутка.
В соответствии с особенностями текстуры зерна выходят на поверхность шлифа
плоскостями {111} и {100}. Зерна компонента <100> образуют островки на
фоне основного компонента <111>. При этом внутри каждого компонента
границы отдельных зерен ие вытравливаются, и зерна не имеют цветового кон-
траста. При наблюдении таких шлифов часто за зерна принимают островки
компонента <100>.
Поэтому в прессованных полуфабрикатах измерения лучше делать на про-
дольных шлифах, где любое различие в ориентировках дает цветовой контраст.
Число цветов, в которые окрашены зерна иа продольных шлифах, равно числу
компонентов текстуры. Если два соседних зерна заготовки принимают одина-
ковую конечную ориентировку, то они становятся неразличимыми и их сле-
дует рассматривать как одно зерно. Судя по результатам измерений, такие
случаи бывают редкими; как правило, соседние зерна принимают разные ко-
нечные положения.
3. ИЗМЕНЕНИЕ ДЕФОРМИРОВАННОЙ СТРУКТУРЫ
ПРИ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
Динамический возврат уменьшает энергию упругих искажений решетки, но не
устраняет их полностью. Дальнейшее уменьшение внутренней энергии происхо-
дит при статическом возврате и рекристаллизации. Перестройка структуры при
статическом возврате состоит в уменьшении плотности дислокаций, образова-
нии субзерен (после холодной деформации) и их росте. Микроструктура при
этом не изменяется. Полное устранение деформационного упрочнения происхо-
дит при рекристаллизации. Этот процесс, связанный с образованием и мигра-
цией высокоугловых границ, сопровождается существенным изменением микро-
структуры.
Для протекания рекристаллизации необходимы два условия: нагрев до
температуры, обеспечивающей достаточную диффузионную подвижность (по
правилу А. А. Бочвара не ниже 0,5—О.бГпл), и наличие движущей силы (за-
пасенной энергии), превышающей критическую величину. Эти условия могут
реализоваться различным образом. В связи с этим различают следующие виды
первичной рекристаллизации.
динамическая — протекает во время деформации одновременно с деформа-
ционным упрочнением;
спонтанная — процесс, идущий сразу после окончания высокотемпературной
деформации, пока металл находится в нагретом состоянии;
статическая — идет во время нагрева деформированного металла выше тем-
пературы окончания деформации (отжиг, закалка, промежуточный нагрев для
обработки давлением).
Основные закономерности рекристаллизации чистых металлов заключаются
в следующем;
1) рекристаллизация возможна после некоторой минимальной деформации,
называемой критической [11];
2) температура рекристаллизации уменьшается при увеличении степени де-
формации, после достижения установившейся стадии она почти не изменяется
и зависит от величины параметра Z [12];
3) на установившейся стадии деформации рекристаллизация возможна
при некоторой минимальной величине параметра Z, называемой критической [13];
4) температура рекристаллизации снижается при уменьшении исходного
(до деформации) размера зерна;
5) все факторы, снижающие температуру рекристаллизации, приводят
к измельчению рекристаллизованной структуры.
Эти закономерности характеризуют кинетику процесса и являются следст-
вием влияния деформационной структуры на механизм рекристаллизации. Ме-
ханизмы изучали в основном при статической рекристаллизации, когда можно
независимо задавать режимы деформации и отжига. Ниже рассмотрены особен-
ности механизма статической рекристаллизации после сильной деформации, ха-
рактерной для обработки давлением и приводящей к образованию ориентире-:
ванной волокнистой микроструктуры.
Рекристаллизация после горячей деформации
Рекристаллизация включает миграцию границ зерен под действием движущей
силы, обусловленной стремлением к уменьшению запасенной энергии. Ими мо-
гут быть границы исходных деформированных зерен либо новые границы, при-
надлежащие зародышу рекристаллизации.
В алюминии после горячей деформации начальная стадия рекристаллизации
состоит в местной миграции границ деформированных зерен (рис. II.5, а). Об-
разующиеся при этом выступы при дальнейшем росте становятся рекристал-
лизованными зернами. Миграция идет под действием разницы в накопленной
по обе стороны границы энергии.
В полигонизованном металле эта разница может быть связана только
с размером субзерна. Необходимая движущая сила возникает в результате ло-
кального укрупнения ехбзерен по одну сторону границы. Достаточная разница
в размерах субзерен определяется неравенством <2|№>2(Тг/<Тс, где ог и ос—
поверхностное натяжение границы и субграницы.
Отношение пг/ос находится в пределах от 3 до 5, поэтому для начала ре-
кристаллизации необходимо слияние 6—10 субзерен. Новое крупное субзерно
является зародышем рекристаллизации.
Если в исходном состоянии средний размер субзерен неодинаков, то вы
ступы растут только в сторону более мелких субзерен. В зернах с крупной
субструктурой субзерна растут в продолжение всего отжига и становятся раз-
личимыми в оптическом микроскопе. Сочетание роста выступов в одних зер-
нах и роста субзерен в других приводит к характерной разнозернистой микро-
структуре. Оба механизма осуществляются без изменения кристаллографической
ориентировки зерен и, следовательно, без изменения текстуры. Внутри дефор-
мированных зерен зародыши не образуются, поэтому размер рекристаллизован-
Chlpmaker.ru
Рис. II.5. Микроструктурные признаки на-
чала статической рекристаллизации
а — алюминий, прокатка при 400 °C. Х300;
б — сплав Д1, ковка прн 375 °C. Х300; в —
алюминий, холодная прокатка XI0O
ных зерен пропорционален поперечнику деформи-
рованных зерен.
Сплавы, гомогенные прн температуре отжига
или закалки, рекристаллизуются по тому же
механизму, что и алюминий. Если же в сплаве
имеется стабильная дисперсная фаза (сплавы
с марганцем, хромом, цирконием), то механизм
рекристаллизации существенно изменяется. При
увеличении плотности частиц повышается темпе-
ратура рекристаллизации (рис. II.6).
Когда расстояние между частицами доста-
точно мало (сплавы АМц, Д1, Д16, В95 и т. д.).
Рис. II.6. Зависимость темпера-
туры начала рекристаллизации
сплавов системы А1—Мп от
среднего расстояния между ча-
стицами фазы А1еМп (6)
границы деформированных зерен становятся не-
способными к миграции. Зародышами рекристал-
лизации также служат крупные субзерна
(рис. II.5, б), но образуются они не только
у границ, но и внутри зерен, около грубых вы-
делений, и развиваются в основном в пределах деформированных зерен.
Эти зародыши имеют иную ориентировку, чем матрица, поэтому ре-
кристаллизация сплавов сопровождается изменением текстуры Детальный ана-
лиз влияния дисперсной фазы иа рекристаллизацию содержится в работе [14].
Рекристаллизация после холодной деформации
В холоднодеформированном алюминии зародыши рекристаллизации образу-
ются не только на границах, но и внутри зерен, в полосах деформации (см
рис. П.5 в), поэтому при больших степенях деформации связь между разме-
рами деформированных и рекристаллизованных зерен отсутствует. Большинство
зародышей из-за сильных внутризеренных разориентировок ориентировано
иначе, чем матрица в целом, и текстура рекристаллизации отличается от текс-
туры деформации.
После хо одной деформации зависимость кинетики рекристаллизации от
легирования выражена значительно слабее, чем после горячей. Так. если техни-
ческий алюминий после холодной и горячей деформации рекристаллтуется при
250 и 290 СС соответственно, то, например, для сплава АК8 эти температуры
будут 300 и 500сС. Одна из главных причин невысокой эффективности тормо-
зящего действия дисперсных частиц после холодной деформации состоит в боль-
шой величине движущей силы рекристаллизации (накопленной энергии дефор-
мации). Скорость миграции границы G зависит от ее подвижности М и вели-
чины накопленной энергии £ [11]: G=M(E)
Для преодоления границей дисперсных частиц должна быть затрачена
энергия Em. поэтому эффективная величина движущей силы становится (£—
Ет) Если Е^Егл. то влияние частиц невелико. По мере повышения темпера-
туры н снижения скорости деформации эффективная движущая сила быстро
уменьшается, и при £=£т рекристаллизация становится невозможной без ко-
агуляции или растворения частиц.
4. ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И СКОРОСТИ ДЕФОРМАЦИИ
НА РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЮ
Исключительное разнообразие условий обработки давлением делает весьма
сложным анализ процесса структурообразованпя и разработку методов регули-
рования структуры с использованием рекристаллизации. Задача значительно
упрощается, если исключить из рассмотрения степень деформации: это можно
сделать при больших обжатиях, характерных для обработки давлением.
Статическая рекристаллизация
При статической рекристаллизации температура t и время нагрева т задается
независимо от режима деформации. Для наиболее важного вида термообра-
ботки— закалки они регламентированы в узких пределах Поэтому кинетика
рекристаллизации определяется величиной запасенной энергии, которая при
теплой и горячей деформации является функцией параметра Z. При увеличе-
нии £(Z) возрастает скорость рекристаллизации и уменьшается размер рекри-
сталлизованного зерна D При полной рекристаллизации величина D обратно
пропорциональна о, и 1g Z.
Для начала рекристаллизации при заданной температуре необходим опре-
деленный минимум запасенной энергии, достигаемый при критическом значении
параметра Z = Z„r При незначительном превышении этого значения, как и при
критической деформации, наблюдается максимум размера зерна, а рекристалли-
зация не доходит до конца
Спонтанная рекристаллизация
При спонтанной рекристаллизации температура нагрева t равна температуре
деформации и поэтому играет двоякую роль: с ее повышением уменьшается
запасенная энергия, но возрастает диффузионная подвижность. В большинстве
случаев второй фактор оказывается сильнее и степень спонтанной рекристал-
лизации увеличивается с температурой. Очевидно также, что она всегда уве-
личивается со скоростью деформации, поскольку при этом возрастает вели-
чина Z. Практически всегда спонтанная рекристаллизация наблюдается то тько
при теплой деформации.
Скорость спонтанной рекристаллизации, приведенная к одинаковым усло-
виям, в несколько раз больше, чем статической, а размер образующегося зерна
значительно меньше [14] что объясняется влиянием деформационных вакансий.
При высокой скорости деформации время полной рекристаллизации может со-
ставлять доли секунды, и она успевает проходить в паузах между ударами
молота или между пропусками при прокатке. Размер зерна при спонтанной
рекристаллизации является обратной функцией 1g Z.
Динамическая рекристаллизация
Наиболее сложно влияние параметров деформации на динамическую рекристал-
лизацию. Это относится прежде всего к скорости деформации. При увеличении
скорости движущая сила повышается пропорционально 1g ё, но время дефор-
мации (оно является одновременно и временем нагрева) уменьшается пропор-
ционально скорости деформации, т. е. значительно быстрее. Поэтому с ростом
ё резко уменьшается степень динамической рекристаллизации Кроме того, при
большой скорости деформации быстро возрастает плотность дислокаций во
вновь образовавшихся зернах и уменьшается эффективная движущая сила ре-
кристаллизации. Таким образом, степень динамической рекристаллизации воз-
растает с уменьшением Z. Динамическая рекристаллизация не играет сущест-
венной роли в формировании структуры полуфабрикатов из алюминиевых спла-
вов при обычных режимах обработки давлением.
Карты структур
Поскольку структура зависит в основном от температуры и скорости дефор-
мации. то все типы структур, которые могут наблюдаться в полуфабрикатах
после больших обжатий, можно представить в координатах 6—1g ё. Качествен-
ные. II.7. Карты структур алюминиевых сплавов:
с — после деформации (в кружках показана субструктура); б — после закалки
иое представление о структурообразовании дают карты структур (рис. 11.7) [6].
После деформации имеются поля динамического возврата, динамической
(ДР) и спонтанной (СПР) рекристаллизации. После термической обработки по-
являются поля полной статической рекристаллизации (СТР} и частичной ре-
кристаллизации, для которой характерна грубозернистая структура. Линия АА
соответствует критическому значению параметра Z; выше нее рекристаллиза-
ция при термической обработке отсутствует
Карты структур позволяют понять особенности зональной неоднородности
структуры, вызванной неоднородностью деформации Учитывая высокую тепло-
проводность алюминия, в первом приближении можно рассматривать только
поле скоростей деформации. Так, при прессовании скорость деформации в пе-
риферийных слоях на порядок выше, чем в центре. Поэтому параметры дефор-
мации по сечению прутка можно представить (см. рис. П.7, б) в виде гори-
зонтального отрезка. Типичный режим прессования для сплава Д16 соответ-
ствует отрезку I, который показывает, что основной причиной грубой рекри-
сталлизации в периферийном слое является повышенная скорость деформации.
Отрезок 2, характеризующий режим для сплава АК4—1, лежит правее из-за
более высокой скорости прессования и большей протяженности области полной
рекристаллизации. Возможны условия, когда периферийная часть прутка
АК4—1 будет полностью рекристаллизованной и мелкозернистой, а грубое зерно
сосредоточится в центральной зоне сечения.
Таким образом, карты структур позволяют прогнозировать реальное чере-
дование структур в полуфабрикатах при зональной неоднородности дефор-
мации.
Диаграммы структурных состояний
Количественные сведения о температурно-скоростных интервалах существова-
ния структур разного типа, а также о размере зерен и субзерен дают диа-
граммы структурных состояний [6, 12]. Диаграммы строятся для состояний
Рнс. 11.8. Диаграммы структурных состояний для сплавов:
а — АК6; б — АК4—1 (показаны линии равных значений размеров зерен н субзерен); в — AAV6
(сплошные линии —отжиг при 330 °C. пунктирные А'А' и В'В' — прн 440 °C) [6]:
/ — 0=140 мкм; d—4 мкм; 2 —D—70 мкм. </=2,5 мкм; 3 — 0—35 мкм; 4— D—30 мкм. d—
— 1.75 мкм; 5 — d—1.2 мкм; 6— d=0,95 мкм
после деформации и после термической обработки. Примеры диаграмм для
сплавов АК6, АК4—1 и ЛМгб приведены на рис. П.8.
На диаграммах указаны границы области полной (С'С') и частичной (СС)
спонтанной рекристаллизации IV после деформации и заданной изотермической
выдержки (т=40 с). Линиям уровня lg Z соответствуют определенные значе-
ния ds и D, уменьшающиеся с ростом lgZ (см. рис. П.8, б).
После закалки имеются области статической рекристаллизации II (граница
ВВ) и стабильной полигоиизованной структуры I (граница АА), а также об-
ласть смешанной структуры III. Против линий Z=const указаны диаметры ре-
кристаллизованного зерна (£>) и субзерна иа установившейся стадии. Зерна,
образовавшиеся при спонтанной рекристаллизации, в процессе закалки не-
сколько увеличиваются в размерах, но остаются в 1,5—2 раза мельче, чем при
статической рекристаллизации.
Протяженность структурных областей определяется природой сплава. Вве
дение в сплав стабилизирующих добавок Мп. Cr, Zr приводит к резкому
сокращению областей IV и II и расширению области /. Это витно из сравне-
ния диаграмм для сплавов АК6 и АК4—1. Установлено, что наибольшую про-
тяженность область IV имеет в сплавах системы А1—Mg с высоким содержа-
нием магния (см. рис. П.8, в).
На диаграмме структурных состояний для сплава АК6 указаны скорост-
ные интервалы, характерные для Разных видов обработки давлением (10~2—
1—прессование; I0-1—10 -штамповка; 1—102—прокатка; 10—)03 — ковка на
молоте). Видно, что известная зависимость структуры полуфабрикатов от вида
деформации обусловлена в основном различиями в скорости деформации. Так,
устойчивое получение перекристаллизованной структуры в термообработанном
сплаве АК6 возможно только при прессовании вследствие низкой скорости де-
формации. Штамповке на прессе свойственна неустойчивая, разнородная струк-
тура. Полная спонтанная рекристаллизация в сплаве Д16 возможна только
при ковке на молоте, а в сплаве АМгб— даже при штамповке на гидравличе-
ском прессе.
Диаграммы структурных состояний эффективны при разработке методов,
обеспечивающих производство полуфабрикатов с регламентированной струк-
турой.
Глава III
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА1
Различные виды термомеханической обработки, позволяющие значительно улуч-
шить свойства сплавов, получают в настоящее время все более широкое рас-
пространение. Основная идея термомеханической обработки — сочетание плас-
тической деформации и термической обработки, при котором пластическая де-
формация положительно влияет на эффект последующей термообработки.
При производстве деформированных полуфабрикатов из алюминиевых спла-
вов уже давно применяют технологические процессы, которые по существу яв-
ляются термомехаиической обработкой. Так, структурное упрочнение, свойствен-
ное ряду горячедеформированных полуфабрикатов, особенно прессованным
(пресс-эффект), можно рассматривать как результат такого сочетания пласти-
ческой деформации и последующей термообработки, которое может быть отне-
сено к высокотемпературной термомеханической обработке (ВТМО). Этот вид
ВТМО, для которой характерен разрыв во времени между деформацией и тер-
мообработкой, иногда называют ПТМО (предварительной термомеханйческой
обработкой).
В связи с высокой пластичностью алюминиевых сплавов после закалки
правку деформированных полуфабрикатов (листов, профилей, труб и др.)
обычно производят непосредственно после закалки, а затем уже их подвер-
гают старению (естественному или искусственному).
Сочетание пластической деформации закаленных полуфабрикатов при
правке с последующим старением относится к низкотемпературной термомехани-
ческой обработке (НТМО). Известно, что за счет правки можно значительно
повысить предел текучести полуфабрикатов из многих сплавов.
Оба упомянутых технологических процесса относятся к различным вариан-
там термомеханйческой обработки, поскольку в них заложена основная сущ
ность термомеханйческой обработки, которая сводится к влиянию повышенной
плотности дефектов кристаллической решетки, обусловленной пластической де-
формацией, на характер фазовых превращений [1, 2].
Таким образом, многие возможности термомеханйческой обработки исполь-
зовались иа практике при производстве деформированных полуфабрикатов из
алюминиевых сплавов задолго до появления этого термина [3].
В последние годы для алюминиевых сплавов применяют целый ряд техно-
логических процессов, которые относят к термомеханйческой обработке и на-
зывают промежуточной термомехаиической обработкой (ПТМО) или. чтобы ие
путать с предварительной термомеханйческой обработкой, межоперациоиной
термомеханйческой обработкой (МТМО), хотя они и не удовлетворяют основ-
ному признаку ТМО (положительное влияние повышенной плотности дефектов
кристаллической решетки на характер фазовых превращений). МТМО — это та-
кое сочетание пластической деформации и термических обработок в процессе
изготовления полуфабриката из слитка, которое обеспечивает улучшение струк-
1 Автор: В. И. Елагин.
туры (повышение ее однородности, уменьшение величины зерна, более равно-
мерное распределение интерметаллидиых фаз и т. д.) и некоторых свойств гото-
вых полуфабрикатов по сравнению с полуфабрикатами, изготавливаемыми по
серийной технологии.
Таким образом, для алюминиевых сплавов в настоящее время используют
три вида термомеханической обработки.
1. Высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО) и ее раз-
новидность— предварительная термомеханическая обработка (ПТМО). Основ-
ная цель: повышение прочности и коррозионной стойкости при сохранении высо-
кой пластичности.
2. Низкотемпературная термомеханическая обработка (ИТМО). Основная
цель: повышение прочности (при этом существенно снижается пластичность).
3. Межоперационная термомеханическая обработка (МТМО). Основная
цель: повышение равномерности свойств по объему, уменьшение анизотропии
свойств и особенно повышение характеристик пластичности в поперечном и
высотном направлениях полуфабрикатов.
1. ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНАЯ
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА (ВТМО)
Высокотемпературная термомеханическая обработка алюминиевых сплавов, как
и других дисперсиониотвердеющих сплавов, должна проводиться при таких де-
формационно-температурных условиях {4], которые обеспечивают достижение
Рис. III.I. Виды ВТМО алюминиевых сплавов в зависимости от условий совмещения опера-
ций закалки н горячей деформации:
/ — область гомогенного состояния; // — область оптимальной технологической пластичности;
/ — нагрев и выдержка под закалку; 2 — обработка давлением; 3 — подстужпвание до темпе-
ратуры деформирования; -I — быстрое охлаждение
максимального эффекта закалки и отсутствие рекристаллизации в процессе
высокотемпературной деформации и последующего охлаждения.
Нагрев до температуры под закалку предшествует последующим опера-
циям обработки во всех вариантах ВТМО (рис. III.1. а, б, в), за исключением
одного (рис. III.1, г). Различие отдельных способов ВТМО в основном заклю-
чается в условиях проведения высокотемпературной деформации. Степень и
скорость деформации необходимо выбирать таким образом, чтобы подавить
первичную рекристаллизацию. В связи с этим при штамповке, например, вели-
чина деформации должна быть ограниченной. Так, при ВТМО сплавов АК6.
В93, АМц. В95 применительно к штамповке средняя степень деформации не
должна превышать 30 % [3, 4], наилучшие механические свойства достигаются
при степенях деформации 10—15%.
Температуру деформирования при горячей штамповке выбирают с учетом
уровня технологической пластичности сплава, соотношения температурной об-
ласти гомогенного состояния сплава и интервала температур наибольшей плас-
тичности и устойчивости твердого раствора к распаду при охлаждении. При
выполнении ВТМО горячим прессованием с закалкой на прессе нужно принимать
во внимание производительность процесса (скорость прессования) и качество
поверхности изделия.
С учетом всех перечисленных факторов температура деформирования мо-
жет быть в зависимости от природы сплава как выше, так и ниже порога ре-
кристаллизации. При штамповке, например, могут быть применены следующие
виды ВТМО:
1 Простая ВТМО (см. рис. II!.I, а). Деформацию производят при темпе-
ратуре нормального нагрева под закалку. Применяют в тех случаях, когда
сплавы обладают достаточной пластичностью в области температур нагрева под
закалку (АК6. АВ).
2 . Усложненная ВТМО (см. рис. III.I, б, в). Деформацию производят
с предварительным подстуживанием до температуры достаточно высокой плас-
тичности. Возможны два варианта этого вида. Сплав обладает широкой об-
ластью гомогенности твердого раствора и при подстуживании до температуры
деформации остается в состоянии устойчивого твердого раствора (например,
сплав В93). В этом случае подстуживание можно производить с произвольной
скоростью (см. рис. 111.1,6). Если интервал температур оптимальной техно-
логичности находится вне области a-твердого раствора, применение усложнен-
ной ВТМО также возможно, но подстуживание необходимо проводить с повы-
шенной скоростью (см. рис. III.1. в)
Для некоторых сплавов возможна и схема, показанная на рис. III.I, г.
Заготовки нагревают до оптимальной температуры деформации (ниже темпе-
ратуры нагрева под закалку), но деформирование проводят при таких ско-
ростях, при которых материал изделия за счет работы деформации нагрева-
ется до нормальной температуры нагрева под закалку. Этот способ дает хоро-
шие результаты для сплавов системы А1—Mg—Si.
Применение простой и усложненной схем ВТМО при штамповке сплавов
АК6 и В93 (горячая деформация на 10 и 30 % и последующее охлаждение
в воде) практически ие изменяет значения прочностных характеристик (ов,
«То,2>. но значительно улучшает пластичность (д) и особенно ударную вязкость
(Лг) [4]. Последняя характеристика увеличивается по сравнению с этой же
характеристикой для штамповок, подвергнутых обычной термообработке, на
80—115%. Исследование структуры сплавов после ВТМО свидетельствует о зна-
чительном увеличении плотности дефектов кристаллической решетки в виде
отдельных дислокаций и дислокаций, образующих субзерениые границы. Такое
изменение структуры должно было бы привести к заметному повышению проч-
ности, однако этого не происходит из-за неполной фиксации пересыщенного
твердого раствора легирующих компонентов в алюминии (при ВТМО происхо-
дит, по-видимому, частичный распад твердого раствора).
Применительно к производству прессованных полуфабрикатов (профилей,
труб, прутков) наиболее легко осуществимы простая ВТМО и ВТМО (см.
рис. III.1, г). Слиток перед прессованием нагревают до нормальной темпера-
туры нагрева под закалку (или более низкой), а выходящий из матрицы про-
филь или пруток охлаждают под водяным душем. Такая обработка обеспечи-
вает перекристаллизованную структуру (и связанную с ней повышенную плот-
ность структурных несовершенств) в закаленном прессованном полуфабрикате
и повышенные механические свойства.
Указанная технология нашла малое практическое применение главным об-
разом потому, что перекристаллизованную структуру в прессованных полуфаб-
рикатах из наиболее важных алюминиевых сплавов можно получить и при
обычном охлаждении на воздухе. Более того, даже последующий нагрев прес-
сованных полуфабрикатов под закалку часто не вызывает рекристаллизации.
2. СТРУКТУРНОЕ УПРОЧНЕНИЕ КАК РЕЗУЛЬТАТ ПТМО
В гл. II указывалось, что температура рекристаллизации некоторых термически
упрочняемых алюминиевых сплавов, подвергнутых горячей обработке давле-
нием по определенным режимам, превышает температуру нагрева под закалку.
В этом случае горячедеформироваиный полуфабрикат после окончательной обра-
ботки имеет перекристаллизованную (полигонизованную) структуру, что обус-
ловливает, как правило, его повышенную по сравнению с аналогичным рекри-
сталлизованным полуфабрикатом прочность.
Повышение прочности за счет сохранения после термической обработки пе-
рекристаллизованной структуры наиболее ярко проявляется у прессованных по-
луфабрикатов, применительно к которым это явление получило название пресс-
эффекта
Учитывая, что сохранение нерекристаллизованиой структуры после термо-
обработки и связанное с ней повышение прочности наблюдаются и у некото-
рых других горячедеформировапиых (а иногда и холоднодеформироваииых)
полуфабрикатов, В. И. Добаткин ввел термин «структурное упрочнение». Под
структурным упрочнением понимают такое повышение прочности термически
обработанного деформированного полуфабриката, которое обусловлено сохра-
нением после закатки нерекристаллизованиой (полпгонизованнон) структуры.
Величина структурного эффекта определяется разностью значений прочностных
характеристик термически обработанного полуфабриката с перекристаллизован-
ной структурой и аналогичного полуфабриката (в отношении степени деформа-
ции и термообработки) с рекристаллизованной структурой.
Эффект структурного упрочнения термически упрочняемых сплавов значи-
телен — временное сопротивление и предел текучести повышаются в некоторых
случаях на 40 %. Структурное упрочнение наблюдается у прессованных полу-
фабрикатов (прутков, профилей, труб), штамповок, горячекатаных листов и в
некоторых случаях у холоднокатаных листов. Оно максима ,ьно по величине и
чаще всего наблюдается у прессованных изделий. Пресс-эффект, таким образом,
частный случай структурного упрочнения.
Типичные примеры структурного упрочнения полуфабрикатов из некоторых
алюминиевых сплавов приведены в табл. III.1.
Таблица III.1. Свойства деформированных полуфабрикатов
из алюминиевых сплавов при отсутствии (числитель) и наличии
(знаменатель) структурного упрочнения
Сплав, полуфабрикат св, МПа °0 2’ МПа в, %
Д16, пруток 415/565 310/450 16/11
АК8, штамповка 440'510 355/455 10/8
1915, лист (степень холодной дефор- мации 50 %) 350/410 285/360 12/8
Наличие структурного упрочнения у того или иного полуфабриката и его
величина зависят от многих факторов, главными из которых являются: состав
сплава, режим гомогенизации слитков перед обработкой давлением, темпера-
тура, скорость и степень деформации, режим окончательной термообработки.
Рассмотрим их влияние на температуру рекристаллизации деформированного
изделия.
Чистый алюминий имеет низкую температуру рекристаллизации (<100°С).
Все легирующие компоненты повышают температуру рекристаллизации алюмг-
ниевых сплавов, однако основные легирующие компоненты — медь, магний,
цинк, кремний — повышают ее относительно слабо. Резкое повышение темпе-
ратуры рекристаллизации алюминиевых сплавов обеспечивается малыми до-
бавками переходных металлов (марганца, хрома, железа, циркония, титана,
ванадия), которые вводятся в большинство алюминиевых сплавов или присут-
ствуют в них в качестве неизбежных примесей. Наиболее значительное повы-
шение температуры рекристаллизации как после горячей так и после холод-
ной деформации наблюдается в сплавах с добавками циркония. Марганец,
хром, титан, сравнительно слабо повышая температуру рекристаллизации алю-
миния и алюминиевых сплавов после холодной деформации, значительно эф-
фективнее действуют после горячей деформации.
Температурный уровень рекристаллизации а .ю.миниевых сплавов, не содер-
жащих в своем составе переходных металлов, при самых благоприятных про-
чих условиях (схема напряженного состояния, температура деформации и т. д.)
намного ниже температур нагрева под закалку (460—530 °C). И только за счет
добавок переходных металлов (главным образом, марганца, хрома и цирко-
ния) температура рекристаллизации ряда полуфабрикатов становится выше
температуры нагрева под закалку. Следовательно, одним из условий структур-
ного упрочнения является присутствие в сплавах переходных металлов.
Механизм влияния переходных металлов иа температуру рекристаллизации
заключается в следующем. При кристаллизации слитков переходные металлы,
находящиеся в сплаве, образуют с алюминием устойчивые твердые растворы,
которые в связи с очень малой равновесной растворимостью переходных ме-
таллов в алюминии в твердом состоянии являются пересыщенными не только
при комнатной температуре, но и при температурах термообработки и горячей
деформации. Поэтому при термической обработке ститков в поцессе техно-
логических нагревов и горячей обработки давлением происходит распад этих
растворов с выделением дисперсных частиц интерметаллических соединений пе-
реходных металлов с алюминием (Al6Mn, Al3Zr, промежуточные и более слож-
ные фазы). Иитерметаллидиые частицы, закрепляя дислокации, препятствуют
при нагревах их перераспределению, необходимому для образования центров
рекриста члизации, и тем самым обусловливают повышение температуры ре-
кристаллизации. Чем больше интерметаллидных частиц переходных металлов
в сплаве и чем они дисперснее. тем выше температура рекристаллизации. Уста-
новлено, что в тех случаях, когда перехо дные металлы присутствуют в твердом
растворе или находятся в виде грубых скоагу шрованных частиц интерметалли-
дов, они значительно слабее повышают температуру рекристаллизации.
Режимы гомогенизации (первого и наиболее длительного нагрева слитков)
влияют на степень распада пересыщенных твердых растворов переходных метал-
лов в алюминии, а следовательно, на температуру рекристаллизации деформи-
рованного изделия. Для максимального структурного упрочнения необходимо
экспериментально подбирать такие режимы гомогенизации, которые обеспечи-
вали бы оптимальную дисперсность продуктов распада твердых растворов пе-
реходных металлов в алюминии в данном сплаве.
Вид обработки, температура, скорость и степень деформации влияют на
температуру рекристаллизации деформированного изделия, поскольку эти фак-
торы определяют запас упругой энергии после деформации. Упругая энергия
будет тем меньше, чем выше температура деформации и чем меньше ее ско-
рость. Наименьший запас упругой энергии обусловливает при прочих равных ус-
ловиях прессование (экструзия), для которого характерна схема всестороннею
сжатия и меньшая скорость деформации.
Следова^льно, при постоянном составе сплава наиболее высокую темпе-
ратуру рекристаллизации имеют горячепрессованные полуфабрикаты, у которых
поэтому чаще всего наблюдается структурное упрочнение. При этом чем ниже
температура нагрева при термообработке, тем больше вероятность сохранения
после нее нерекристаллизованиой структуры, а следовательно, и вероятность
структурного j прочнения.
Пластическая деформация металла приводит, как показано в гл. II, к рез-
кому увеличению плотности дислокаций. Если при нагреве под закалку ре-
кристаллизации не происходит, то в термически обработанном изделии сохра-
няется повышенная плотность дислокаций, что и является главной причиной
структурного упрочнения. Увеличение плотности дислокаций определяет повы-
шение прочности во всех направлениях.
Определенную роль в упрочнении играют дисперсные интерметаллидные
частицы переходных металлов, на которых закреплены дислокации, а также
геометрическая и кристаллографическая текстуры, обусловливающие некоторое
повышение прочности перекристаллизованных полуфабрикатов в направлении
деформации.
Все перечисленные факторы непосредственно (хотя и сравнительно мало)
влияют на прочность сплавов, не упрочняемых термообработкой. Значительно
сложнее закономерности упрочнения термически упрочняемых сплавов. При
наличии в изделии нерекристаллизованиой структуры процессы, происходящие
в сплаве при упрочняющей термообработке, развиваются в матрице, имеющей
описанные выше особенности тонкой структуры. Повышенная плотность дисло-
каций (границы субзерен, отдельные дислокации) влияет иа кинетику и меха-
низм структурных изменений при упрочняющей термообработке, а следова-
тельно, и на эффект термической обработки, т. е. на величину прироста
прочностных характеристик за счет термообработки. Однако выделяющиеся при
некоторых режимах старения и особенно при отжиге фазы могут изменять влия-
ние дислокационной структуры на прочность.
При тех режимах закалки и старения алюминиевых сплавов, которые при-
меняются на практике, наличие в изделии перекристаллизованной структуры
с присущей ей повышенной плотностью дислокаций обусловливает увеличение
эффекта старения, по-видимому, за счет более равномерного распада твердого
раствора основных легирующих компонентов (меди, магния, цинка) в алюми-
нии и, может быть, за счет определенной ориентировки выделяющейся фазы.
Ниже приведены данные, характеризующие влияние перекристаллизованной
структуры на эффект старения прессованных профилей из сплава Д16 [5]:
Рекристаллизован- Перекристаллизован-
ная структура ная структура
Он, МПа, свежезакаленное со-
стояние ...................... 335 430
ов, МПа, после естественного
старения ..................... 445 565
Эффект старения, МПа ... ПО 135
Таким образом, структурное упрочнение можно рассматривать и как меха-
низм, и как эффект высокотемпературной термомеханйческой обработки.
Большинство видов ВТМО сталей и других неалюминиевых сплавов пре-
дусматривает быстрое проведение деформации и быстрое последующее охлаж-
дение с целью фиксации в сплаве структурных несовершенств, внесенных дефор-
мацией. Для многих алюминиевых сплавов этого не требуется. Благодаря очень
высокой температуре рекристаллизации алюминиевых сплавов, обусловленной
присутствием в них добавок переходных металлов, после горячей деформации
по определенным схемам рекристаллизация часто не происходит при любой
скорости охлаждения.
Более того, текстура деформации со всеми ей присущими особенностями
тонкой структуры сохраняется и после нагрева под закалку и последующей за-
калки. Следовательно, целый ряд полуфабрикатов из алюминиевых сплавов,
например прессованные профили и прутки из сплава Д16. после обычной тер-
мообработки (с нагревом под закалку после прессования в печах) по сути
дела упрочняются термомеханйческой обработкой (ПТМО).
Следует остановиться также еще иа одной особенности структурного упроч-
нения термически упрочняемых сплавов. При тех режимах термообработки, ко
торые вызывают резкую гетерогенизацию структуры, т. е. выделение из твер-
дого раствора значительного количества некогерентиых фаз (что наблюдается
при высокотемпературном старении и при отжиге), величина структурного уп-
рочнения уменьшается, хотя структура остается перекристаллизованной [5].
Отмеченное явление особенно ярко проявляется на высоколегированных сплавах
типа Д16 и В95; после отжига перекристаллизованных полуфабрикатов из этих
сплавов структурное упрочнение практически не проявляется.
В настоящее время нет общепринятого объяснения этой особенности. Можно
предположить, что резкая гетерогенизация структуры, выделение интерметал-
лидных фаз на границах субзерен и отдельных дислокациях приводят к изме-
нению механизма пластической деформации (при испытании на прочность) и
свойственная перекристаллизованному состоянию дислокационная структура уже
не оказывает существенного влияния на прочность.
3. НИЗКОТЕМПЕРАТУРНАЯ
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА (НТМО)
Низкотемпературная термомеханическая обработка алюминиевых сплавов имеет
большие перспективы, поскольку большая часть алюминиевых сплавов доста-
точно пластична после закалки, после естественного старения и даже после ис-
кусственного старения по некоторым режимам.
В принципе могут быть осуществлены следующие схемы НТМО: закалка—
холодная или теплая деформация—искусственное старение;
закалка—естественное старение—холодная деформация—искусственное ста-
рение; закалка—искусственное старение—холодная деформация—искусственное
старение.
Введенные путем холодной пластической деформации дефекты кристалли-
ческой решетки пересыщенного твердого раствора до начала распада или на
некоторых его стадиях меняют кинетику процесса распада твердого раствора
и в значительной степени влияют на величину и характер распределения про-
дуктов распада в матрице. Правильный выбор степеней деформации и режи-
мов предшествующего и последующего старения позволяет получить не только
сочетание высокой прочности с удовлетворительной пластичностью, но и улуч-
шить коррозионную стойкость некоторых сплавов.
Указанные выше схемы ПТМО проще всего осуществлять при производстве
листов, поэтому работы по НТМО алюминиевых сплавов проводили в основ-
ном иа листах. Рассмотрим несколько примеров эффективного применения
НТМО для алюминиевых сплавов. Листы из сплава Д16 после обычной для
них термобработки (закалки и естественного старения) имеют следующие ти-
пичные механические свойства: <тв = 450 МПа; <То.2=35О МПа; 6=18%. После
НТМО по режиму закалка -нагартовка на 20 %—старение при 130 °C 10—
20 ч механические свойства листов характеризуются следующими величинами:
ов = 510 МПа; ао.2=41О МПа; 6 = 12 %.
Таблица 1П.2. Механические свойства листов из сплава 1201
Режим обработки он, МПа с0 2. МПа С. %
Закалка+искусственное старение 380 275 13
Закалка + нагартовка 1 %+искусст- 435 310 11
венное старение ......
Закалка + нагартовка 7 %+искусст- 460 360
венное старение 9
Влияние нагартовки на 1 и 7 % листов из сплава 1201 перед искусствен-
ным старением характеризуется данными, приведенными в табл. III.2.
Значительное улучшение коррозионной стойкости листов после НТМО, при
которой пластическая деформация накладывается в процессе искусственного
старения, получено для сплавов системы А1—Zn—Mg—Си (В95).
4. МЕЖОПЕРАЦИОННАЯ
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА (МТМО)
Межоперационная термомеханическая обработка используется в основном при
производстве массивных горячедеформированных полуфабрикатов (поковок,
штамповок, плит). За последние годы предложено множество режимов МТМО
[6] *. При этом цели, которые ставятся, могут быть очень различными, и со
ответственно режимы МТМО отличаются друг от друга в широких пределах.
Общим для всех режимов МТМО является то. что во всех случаях в техно
логию производства полуфабриката вводятся дополнительные процессы дефор-
мации и термообработки, направленные на изменение структуры и свойств го-
тового полуфабриката.
При производстве плит и штамповок из высокопрочных алюминиевых спла-
вов, особенно системы А1—Zn—Mg—Си с добавкой циркония, наиболее широ-
* Пат. 3847681 (США), 1974.
;er.ru
ко опробована и, по-видимому, наиболее перспективна МТМО, сущность кото-
рой заключается в том, что гомогенизация слитка, применяемая в серийной тех-
нологии, заменяется тремя операциями: предварительной кратковременной го-
могенизацией, теплой деформацией и окончательной гомогенизацией. Так, схема
серийного технологического процесса изготовления плит, поковок, штамповок та-
кова: гомогенизация слитка (24—30 ч)-*горячая деформация (при 400—450 °С)-*-
окончательная термообработка. При использовании МТМО технология услож-
няется: предварительная гомогенизация (3-—6 ч)-►теплая деформация на 30—
60 % (при 250—350 °C) -► окончательная гомогенизация -► горячая деформация
до конечного размера -► окончательная термообработка.
Рассмотрим как влияет на структуру каждая операция, вводимая при
МТМО, и к каким изменениям свойств полуфабриката эти операции приводят.
Предварительная гомогенизация. Известно [5], что прн гомогенизации слит-
ков из алюминиевых сплавов, содержащих, как правило, добавки переходных
металлов (Мп, Сг, Zr). проходят два основных процесса: растворение интер-
металлидных фаз, образуемых основными компонентами (Си, Mg, Zn), и вы-
деление из пересыщенного твердого раствора переходных металлов в виде раз-
личных алюминидов. Достаточно дисперсные (сотые доли микрометра) вклю-
чения алюминидов переходных металлов в сильной степени повышают
температуру рекристаллизации сплава, поэтому после нормальной (длительной)
гомогенизации слитка в нем формируется структурное состояние, характеризуе-
мое высокой устойчивостью против рекристаллизации.
Предварительная (кратковременная) гомогенизация, при которой иитерме-
таллиды основных компонентов растворяются достаточно полно, что неюбхо
димо для повышения пластичности слитка перед его деформацией, а выделение
алюминидов переходных металлов только начинается, обеспечивает возможность
рекристаллизации сплава при последующей его обработке.
Теплая деформация преследует ту же цель- рекристаллизовать сплав при
последующем нагреве. Она обеспечивает, во-первых, высокий уровень упругой
энергии, во-вторых,— наличие большого числа центров рекристаллизации, так
как нагрев гомогенизированного слитка перед деформацией до 250—350ССпри-
водит к гетерогенизации структуры, выделению упрочняющих фаз MgZn2,
AlsCuMg, AI3Zn2Mg2 в виде достаточно грубых частиц (1—10 мкм). которые
после деформации и служат центрами рекристаллизации.
Окончательная гомогенизация. При окончательной гомогенизации происхо-
дит более полное растворение основных легирующих компонентов (Си, Mg, Zn)
в твердом растворе; рекристаллизация с образованием мелких равноосных, бо-
лее или менее одинаковых по всему объему полуфабриката зерен и выделе-
ние в основном по границам мелких рекристаллизованных зерен из пересыщен-
ного твердого раствора алюминидов переходных металлов, которые препят-
ствуют их росту при последующей горячей обработке.
Включение описанных выше операций в технологический процесс обеспе-
чивает в готовом полуфабрикате после окончательной горячей деформации и
термообработки получение мелкозернистой рекристаллизованной или полигони-
зованной структуры, резкое уменьшение структурной неоднородности по объ-
ему полуфабрикатов, особенно в штамповках, уменьшение количества микро-
расслоений. Такая структура в свою очередь обусловливает уменьшение ани-
зотропии свойств и, в частности, повышение пластичности, сопротивления кор-
розионному растрескиванию и вязкости разрушения в высотном направлении.
Влияние МТМО на свойства штамповок из сплава 1965Т1 в высотном направ-
лении показано ниже:
Технология изготовления ............. Серийная С применением
МТМО
Число испытанных образцов .... 12 7
Механические свойства:
Ов, МПа................................ 558 570
6, %................................... 1,3 3,2
Средняя долговечность при испыта-
ниях на КР, сут........................... 6,3 33,7
Технологии получения штамповок с использованием МТМО заключалась
в следующем: предварительная гомогенизация слитка при 450 °C, 3 ч; теплая
осадка при 250—260°C со степенью деформации 50 %; окончательная гомоге-
низация при 470 °C, 3 ч; штамповка при 400 °C; закалка и старение по стан-
дартным режимам.
Предложенная в работе [7] МТМО для изготовления листов из сплавов
типа В95 (7075, 7475) имеет иное назначение — получить в листах очень мелко-
зернистую структуру, обеспечивающую возможность сверхпластической дефор-
мации листов. Листы изготавливали по такой схеме: закалка с 482 °C горячека-
таной заготовки, полученной по обычной технологии, гетерогеиизирующий от-
жиг при 400 СС 8 ч, прокатка при температуре не выше 288 °C со степенью
деформации 50—90 %, рекристаллизационный отжиг при 482 °C, закалка и ста-
рение по обычным режимам. Гетерогеиизирующий отжиг перед теплой прокат
кон приводит к получению выделений основной упрочняющей т]-фазы диамет-
ром >0,75 мкм, которые при рекристаллизационном отжиге служат центрами
рекристаллизации и обусловливают формирование рекристаллизованной струк-
туры с диаметром зерна 8—14 мкм Такая структура определяет возможность
сверхпластической деформации листов при 460 500 °C и скорости деформации
Ю'4—10-3 с-1. Она обеспечивает также уменьшение чувствительности листов
к расслаивающей коррозии после термообработки.
Термомеханическая обработка листов неупрочняемого термообработкой
сплава АМгб на состояние НЗ также может быть отнесена к МТМО, так как
повышенное сопротивление коррозионному растрескиванию листов АМгбНЗ,
являющееся главным результатом термомеханической обработки, связано со
структурными превращениями при промежуточных операциях обработки лис-
тов. При термомехаиической обработке листов АМгб по схеме холодная дефор-
мация горячекатаного листа на 20—40 % -+• полигонизациониый гетерогенизи-
рующий отжиг при 240—250 °Cхолодная деформация на 20—40 % -► Отпуск
при 100 °C. 2—4 ч, промежуточный отжиг при 240—250 °C обусловливает те
особенности структуры (полигонизованная с равномерным распределением
P-фазы по границам субзерен), которые определяют высокое сопротивление лис-
тов коррозионному растрескиванию.
Глава IV
АНИЗОТРОПИЯ СВОЙСТВ ПОЛУФАБРИКАТОВ.
СВОЙСТВА ПО ТОЛЩИНЕ ИЗДЕЛИЙ 1
Анизотропия свойств полуфабрикатов почти всегда неизбежна (даже если об-
рабатывается мелкозернистый изотропный слиток или брикет) в силу направ-
ленности течения металла в процессе его обработки давлением. К числу глав-
ных факторов, определяющих анизотропию свойств, относятся: кристаллогра-
фическая ориентировка зерен (текстура деформации или текстура рекристал-
лизации), геометрическая ориентировка зерен и субзерен (волокнистость струк-
туры), ориентированное расположение частиц избыточных фаз и дефектов ме-
талла.
Характер анизотропии свойств поликристаллического полуфабриката в зна-
чительной мере определяется его формой, а величина — составом сплава. Но
при одном и том же составе сплава и одинаковой форме полуфабрикатов ани-
зотропия их свойств существенно меняется в зависимости от технологии изго-
товления, структурного состояния и режимов термической обработки.
Кривые изменения свойств в зависимости от направления в объеме мас-
сивных изделий имеют достаточно сложный характер. Минимальные свойства
относятся или к направлению, перпендикулярному плоскости деформации (вы-
1 Авторы: В. И. Добаткин, П. Г. Миклясв, В. С. Синявский.
chipmaker.ru
сотному направлению), что характерно для высокопрочных сплавов, или к на-
правлению (тоже высотному) под углом 45 к плоскости деформации.
Анизотропия в листовых полуфабрикатах проявляетсг преимущественно
в виде фестонистости прн холодной штамповке н в значительной мере зави-
сит от исходной структуры слитка и режима его гомогенизации. Влияние литой
структуры можно усилить или ослабить, изменив содержание примесей железа
и кремния и их соотношение а также режимы гомогенизации, прокатки, про-
межуточного н конечного отжигов. Анизотропия свойств в плоскости листа не-
желательна, так как она приводит к образованию фестонов и уменьшению вы-
хода годного при холодной штамповке. Главным средством устранения фесто-
нов является регламентация режимов окончательного отжига или степени де-
формации после промежуточного отжига.
Так называемая «нормальная» анизотропия, характеризуемая соотношением
пластичности и сопротивления деформации в плоскости прокатки и в направ-
лении толщины листа, может в определенных случаях оказаться полезной. Ко-
личественно она оценивается коэффициентом R, определяемым при растяжении
образца в области равномерного его удлинения:
fl = lg (WM/lg (h0/hK),
где bo, ho, bK, hK — соответственно начальные и конечные ширина и толщина
образца.
Нормальная анизотропия является благоприятной (улучшает деформируе-
мость материала в условиях глубокой вытяжки), если /?^1.
Влияние формы изделия на анизотропию свойств особенно резко проявтя-
ется у прессованных изделий с нерекристаллизованиой структурой. Зерна в та-
ких изделиях ориентированы не только вдоль направления прессования, но и
по ширине, поэтому в последнем случае свойства оказываются существенно
выше, чем в высотном направлении. Степень ориентировки зерен по ширине из-
делия можно оценить коэффициентом условной вытяжки К=В!Н, где В и Н —
ширина и толщина полосы или полки профиля. Свойства по ширине при за-
данном коэффициенте условной вытяжки получаются такими же, как и для
продольного направления при таком же значении фактического коэффициента
вытяжки. Ориентировка зерен в поперечном по ширине направлении характерна
не только для прессованных изделий, ио и для других видов деформированных
полуфабрикатов.
После упрочняющей термической обработки анизотропия, как правило, су-
щественно возрастает. При этом для естественного старения особенно заметна
анизотропия предела текучести, а для искусственного старения — анизотропия
пластичности (рис. IV.1). У рекристаллизованных полуфабрикатов анизотропия
прочностных характеристик обычно меньше, чем у нерекристаллизованных; ани-
зотропия пластичности либо одинакова, либо даже больше у рекристаллизо-
ванных изделий (рис. IV.2). Рекристаллизация, часто рекомендуемая как сред-
ство уменьшения анизотропии характеристик прочности, ие всегда может быть
эффективно использована для этих целей, так как может приводить к сниже-
нию минимальных значений свойств (по толщине), при этом уменьшение ани-
зотропии происходит за счет большего снижения продольных свойств по срав-
нению с высотными.
Для оценки анизотропии в том или ином сечении предложен аналитиче-
ский расчет, основанный иа использовании теории ортогоиальио-изотропного
тела [1]. В этом случае достаточно получить экспериментальные данные для
трех направлений в плоскости симметрии (три точки иа диаграмме) для по-
строения всей эпюры свойств. Практически свойства полуфабрикатов оценивают
в трех направлениях — по длине, ширине и толщине [2]. Несмотря иа то что
эксплуатационные нагрузки по толщине материала обычно невелики, свойства
в этом иаправлеиии могут изменять конструктивную прочность изделий, в част-
ности вязкость разрушения (Kic), что в последнее время является предметом
особых забот металлургов.
Необходимо отметить, что по толщине изделий по сравнению с продольным
направлением ие только уменьшается средний уровень свойств, но и ухудша-
ется их стабильность, т. е. увеличивается дисперсия. Об этом можно судить по
статистическим данным, относящимся к прессованным изделиям из сплава Д16
(рис. IV.3).
Механические свойства в высотном направлении определяются преимущест-
венно двумя факторами: расположением дефектов н количеством ориентиро-
ванно расположенных частиц вторых фаз в плоскости деформации [2]. В случае
Рис. IV.1. Зависимость механических
свойств прессованной полосы сечением
42> 250 мм из сплава Д16 от вида старения
и направления отбора образцов:
/ — закалка, естественное старение; 2 —
закалка, искусственное старение 190 °C.
€ ч; 0г — продольное направление, 90° —
высотное направление
Рис. IV.2. Зависимость характеристик
прочности (а02, ов) и пластичности (б)
прессованных полос сечением 42x250 мм
из сплава Д16 от структурного состояния
и направления отбора образцов
I — перекристаллизованное состояние; 2 —
рекристаллизованное состояние: 0 и 90° —
то же, что на рис IV. 1
Рис. IV.3. Кривые распределения
временного сопротивления продоль-
ных (/) и высотных (2) образцов
прессованных профилей из сплава
Д16 (Р — вероятность)
Рис. IV.4. Влияние концентрации
избыточной фазы (С) на относи-
тельное сужение (ф) продольных
(/) и высотных (2) образцов
расположения вторых фаз или дефектов по границам зерен будет оказывать
существенное влияние геометрическая ориентировка последних.
Значительное снижение свойств, как уже говорилось (см. гл. I), вызывают
расслоения, возникающие в процессе деформации, причиной которых в основ-
ном являются дефекты слитка: окисные плены, пористость, повышенное содер-
жание водорода. Имеющиеся в структуре металла ориентированные микроне-
сплошности или субмикронесплошности, способствующие образованию шифер-
ного излома, также снижают свойства по толщине изделий, однако в меньшей
степени, чем расслоения, обнаруживаемые при ультразвуковом контроле.
Влияние количества избыточных фаз на снижение свойств но толщине изде-
лий подтверждается тем, что разница в значениях продольных и высотных
свойств значительно больше для высоколегированных сплавов. Эта разница ме-
няется таким образом, что резкое ее увеличение падает на составы, в которых
появляется определенная доля вторых фаз. На рнс. IV.4 приведена зависимость
относительного сужения поковок из сплава типа В95 от содержания избыточ-
ных фаз [2]. Характер изменения свойств показывает, что для крупногабарит-
ных изделий, нагруженных по всем направлениям, сам подход к выбору со-
става сплавов, в том числе и к содержанию металлических примесей, должен
основываться на анализе закономерностей изменения свойств по толщине из-
делий. Путем небольшого понижения прочностных продольных свойств, напри-
мер за счет снижения содержания легирующих элементов, можно получить боль-
шой выигрыш в свойствах по толщине.
Степень снижения различных механических свойств по толщине изделий не
одинакова. Весьма чувствительны относительное удлинение, сужение попереч-
ного сечения, ударная вязкость, скорость распространения усталостной трещины,
вязкость разрушения и др
В табл. IV. 1 представлены механические свойства при испытании на рас-
тяжение и вязкость разрушения Kic полуфабрикатов из сплавов Д16ч и В95пч
в зависимости от технологии их производства, режимов старения и ориентировки
Таблица IV.1. Анизотропия механических свойств полуфабрикатов
из сплавов Д16ч и В95пч в зависимости от технологии их производства
и режимов термообработки
Марка сплава Вид и размер полуфаб- риката, мм Ориентиров- ка образцов S а О ВЦУУ ‘г’°О а° •6 Ориентиров- ка образцов Л"/с> МПа - м’/з
Д16чТ Прессованная полоса, 50X150 Л П В 526 452 422 394 325 295 12,3 10,7 5,5 лп ПД вд 45,0 31,3 28,8
Ковано-катаная плнта, Д 452 330 20,7 дп 42,4
40—50 п 462 320 19,9 пд 39,3
в 397 329 6,1 вд 27,9
Катаная плита, 40—50 Д 442 321 18,7 дп 43,1
п 420 301 14,9 пд 34,3
в 348 315 6,6 ВД 27,9
Д16чТ1 То же Д 462 403 9,1 ДП 37,3
П 403 406 7,9 пд 27,6
В 439 404 3,8 вд 26,1
В95пчТ1 Прессованная полоса, д 592 535 9,9 дп 35,7
50X150 п 548 473 8,1 ПД —
в 503 448 2,3 вд 21,1
В95пчТ2 То же д 547 484 8,6 ДП 39,3
п 505 437 7,6 пд 27,0
в 501 416 7,1 вд 20,6
В95пчТ2 Катаная плита, 80—85 д 520 456 10,0 дп 36,3
и 505 442 8,5 пд 28,2
в 481 432 3,3 вд 23,1
В95пчТЗ То же д 476 407 11,0 дп 43,3
п 413 392 9,5 пд 33,7
в 445 397 5.7 | вд 32,8
образцов. Видно, что вязкость разрушения высотных образцов из сплавов Д 16ч
и В95пч соответственно в 1,4 1.6 и 1.3—1.9 раз ниже, чем продольных. Еще
выше анизотропия относительного удлинения.
Характерным проявлением анизотропии сопротивления разрушению явля-
ется образование шиферного излома, например у образцов с ориентировкой ДП,
испытанных на вязкость разрушения Ki?. Шнферность появляется в резуль-
тате расслоения образца по толщине перед
вершиной развивающейся трещины вслед-
ствие определенного ослабления свойств
материала в высотном направлении
Из анализа напряженного состояния
в вершине трещины при плоской де-
ОРТ, см/с
Рис. IV.6. Зависимость скорости рас-
пространения трещин при коррозионном
растрескивании в 3 %-ном растворе
NaCI (/—«?) ч в промышленной атмо-
сфере (4, 5) на двухконсольных образ-
цах из сплава В95пчТ от коэффициен-
та интенсивности напряжений (Л):
/. 4 — высотное направление; 2 — по-
перечное направление: 3, 5 — продоль-
ное направление
H2,rwJ
12,0 ~
10,0 -
8.0 -
6,0 -
4,0 -
2,0 ~
О 2 Ч 6 8 10 Т.ч
Рис. IV.5. Влияние направления отбора
образцов на скорость коррозии (объем
выделившегося водорода в 3 %-иом
растворе NaCl+1 % IIC1) прессованной
полосы из сплава Д20, закаленного и
искусственно состаренного при 130 °C,
24 ч. Образцам, вырезанным в плоско-
стях /, 2. 3 соответствуют кривые
с теми же номерами
формации можно вывести условие появления шпферности:
(v — коэффициент Пауссона) или. приняв v=0.32, получим: А®^^1,56.
Следовательно, склонность к образованию шиферного излома определяется не
столько абсолютным ослаблением сопротивления материала разрушению в вы-
сотном направлении, сколько величиной его анизотропии.
Еще более анизотропными свойствами являются коррозионная стойкость
под напряжением и свариваемость.
Для большинства алюминиевых сплавов скорость проникновения корро-
зии, особенно по границам зерен, резко различается для образцов, вырезанных
в трех основных плоскостях (рис. 1\ .5). Скорость коррозии вдоль волокна
(рис. 1V.5, плоскость 3) даже для сплавов систем А1—Mg и Al—Mg—Si может
быть в несколько раз больше, чем в направлении, перпендикулярном волокну
(рис. IV.5, плоскость /) [3].
Что же касается высоколегированных сплавов систем А1—Zn—Mg—Си,
Al—Си—Mg н т. д., то здесь скорости коррозии могут различаться на порядок.
chipmaker.ru
Eufe больше различаются скорости распространения коррозионных трещин.
Это приводит к тому, что для сплавов, содержащих значительное количество
легирующих элементов, высотные образцы для многих вариантов технологии
изготовления очень быстро разрушаются при испытании на коррозионное рас-
трескивание (КР). На рис. IV.6 приведены зависимости изменения скорости
роста трещины от коэффициента интенсивности напряжении. По сравнению
с поперечным направлением в высотном направлении скорость роста коррози-
онных трещин увеличивается иа несколько порядков. В продольном направле-
нии рост коррозионных трещин по существу не наблюдается. Уменьшение аг-
рессивности среды (переменное погружение в 3 %-ный раствор NaCl, промыш-
ленная атмосфера) не только сохраняет неблагоприятное для высотных образ-
Рис. IV.7. Влияние величины напряжений в образцах и направления их отбора
на сопротивление коррозионному растрескиванию плиты из сплава типа В95Г1
Количество испытанных образцов в продольном направлении 60, в поперечном
108 и в высотном 108 |4)
1 — продольное; 2 — поперечное; 3 — высотное направление
цов соотношение, но и во многих случаях усугубляет его за счет большего рас-
сеяния экспериментальных значений.
Одновременно с увеличением скорости развития коррозионных трещин су-
щественно понижается величина порогового коэффициента интенсивности на-
пряжений. Как следует из рис. 1У.7[4](для гладких образцов), аналогичным об-
разом в высотном направлении сокращается не только время до разрушения,
но и значение предельного напряжения, ниже которого прекращается развитие
трещин в образцах. Так же велико различие значений предельных напряже-
ний в продольном и высотном направлениях и для крупногабаритных полуфаб-
рикатов из сплавов АК8Т1, Д16Т и многих других с близким уровнем леги-
рования и механических свойств.
Анизотропию коррозионных свойств можно изменить для одной и той же
формы изделия путем корректировки состава сплава, улучшения технологии
производства и термической обработки полуфабрикатов.
Так, введение в сплавы Al— Zn—Mg хрома при одновременном ограниче-
нии содержания марганца не меняет существенно сопротивления коррозион-
ному растрескиванию в продольном направлении, но значительно повышает его
в поперечном и высотном направлениях. Такое эффективное влияние хрома
связано с тем. что он изменяет дислокационную структуру вблизи границ зе-
рен и характер распада твердого раствора при старении.
Коррозионную стойкость в высотном направлении можно повысить путем
уменьшения степени ориентировки структуры за счет предварительной всесто-
ронней деформации заготовки В табл. IV.2 приведены сравнительные данные
42
Таблииа IV.2. Сопротивление коррозионному растрескиванию колен
большого диаметра из сплава 1920 в зависимости от способа изготовления
Способ изго- товления Наличие дефектов Направление вырезки образцов Отношение числа разрушенных образ- цов к числу испы- танных образцов Время до разрушения, сут
минимальное максимальное среднее
Ковка из слит- Обнаружива- По хорде 0/9 — 90
ка ются УЗК
То же По радиусу 5/5 25 35 29,4
» > По высоте 6/6 29 9,6
Не обнаружи- ваются УЗК То же 6/6 1 48 28,0
Ковка из прес- То же По хорде 0/7 — 90
сованиой поло- » » По радиусу 0/9 — 90
сы > » По высоте 6/6 1/ 8.3 58,3
Штамповка из » > По хорде 0/14* — 90
слитка » » По радиусу 5/7* 37 90 56,1
» » По высоте 0/14* — 90
Примечание. Испытания в 3 % -ной NaCl
заданном растягивающем напряжении с=0,9оо,2.
на установке «Сигнал» при
* Испытания в «скобе» при заданной деформации изгибом.
о сопротивлении коррозионному растрескиванию колец из сплава 1920 боль-
шого диаметра, изготовленных ковкой из слитка (№ 1— 4) и прессованной по-
лосы (№ 5—7). Сопротивление коррозионному растрескиванию во втором слу-
чае в высотном и радиальном направлениях повышается в несколько раз. Из
той же таблицы следует, что дефекты, более часто встречающиеся в кольцах
металла, изготовленных ковкой из слитка, резко снижают коррозионную стой-
кость высотных образцов.
В табл. IV.2 даны также результаты испытания штампованных колец
большого диаметра (№ 8 10). Образцы, вырезанные в высотном и продольном
(хордовом) направлениях, в этом случае ие разрушались. В то же время в от-
личие от кованых колец более слабым стало радиальное направление.
Одним из кардинальных путей повышения сопротивления коррозионному
растрескиванию в высотном направлении является высокотемпературное ис-
кусственное старение достаточной продолжительности, выполненное по обычной
схеме или по схеме ИТМО. На рис. IV.8 видно, что высотные образцы после
естественного старения разрушаются для сплавов разных систем в течение 4—
40 сут. При определенной температуре искусственного старения по мере увели-
чения его времени достигается область высокого сопротивления коррозионному
растрескиванию. Расположение этой области по отношению к максимуму меха-
нической прочности определяется химическим составом сплавов. Для сплавов
системы А)—Zn—Mg—Си типа В95 существенный рост сопротивления коррози-
онному растрескиванию достигается при двухступенчатых режимах старения
С целью повышения коррозионной стойкости этих еллавон разработаны и внед-
рены новые режимы искусственного старения Т2 и ТЗ. У сплавов, состаренных
по этим режимам, снижается анизотропия механических свойств при некотором
(до 14%) уменьшении уровня прочности, чем после старения по режиму Т1.
Тот же эффект при значительно меньшем разупрочнении наблюдается
у сплавов системы Al—Си—Mg типа Д16 (режим Т2). Сплавы систем А1—Си—
Mg—Ni—Fe и Al—Си—Мп позволяют совместить максимальные значения проч-
ности и сопротивления коррозионному растрескиванию (режим Т1). Следует,
однако, отметить, что вязкость разрушения и пластичность удается сохранить
или даже несколько повысить в области высокого сопротивления коррозион-
ному растрескиванию только для сплавов системы А1—Zn—Mg—Си и отчасти
для системы AI—Си—Мп (табл. IV.3).
У сварных изделий коррозионная стойкость понижается особенно сильно
в том случае, если сварной шов идет параллельно волокну. Степень неоднород-
ности структуры в этом случае возра-
Рнс. IV.8. Влияние времени старения
(тс) при оптимальной температуре на
временное сопротивление разрушению
в поперечном (1—3) и сопротивление
коррозионному растрескиванию в вы-
сотном (4~6) направлениях прессован-
ных полос из сплавов В95 (1, 4), Д16
(2, 5). АК4—1 (3, 6) (т — время до раз-
рушения)
стает в зоне частичного оплавления ме-
талла, которое также носит анизотроп-
ный характер. Образующиеся при ча-
стичном оплавлении и последующем
затвердевании микронесплошности и
продукты неравновесной кристаллиза-
ции, ориентированные перпендикулярно
высотному направлению, приводят к по-
нижению не только коррозионной стой-
кости, но и всех характеристик сварного
соединения.
Поскольку для многих конфигура-
ций полуфабрикатов изотропную струк-
туру получить практически невозможно,
необходимо наряду с совершенствова-
нием технологии производства полу-
фабрикатов придерживаться определен-
ных принципов при выборе направления
швов в сварной конструкции. Глав-
ное условие — сварной шов должен пе-
ререзать волокно, а не идти парал-
деформацин. Этот вид коррозии
лельно ему.
Характерным проявлением анизотро-
пии коррозионных свойств сплавов по-
вышенной и высокой прочности является
расслаивающая коррозия (РСК), раз-
вивающаяся в основном межкристаллит-
но параллельно вектору максимальной
очень четко коррелирует с формой зерен и
может быть полностью устранен при малой их ориентировке. Режимами тер-
мической или термомеханической обработок в определенном интервале темпе-
ратур и выдержек удается существенно ограничить или перевести РСК в менее
опасную транскристаллитную форму, а иногда, например для сплавов системы
А1—Zn—Mg—Си, и практически полностью подавить ее развитие.
Таблица IV.3. Механические и коррозионные свойства плит толщиной 80 мм
из сплава В95пч в разных состояниях поставки
Состояние V. МСм/м ав, МПа СТ0,2’ МПа 6. % К 1с» МПа-м'А °кр- МПа РСК, баллы
Т1 17 580 520 9 23,4 5/3 7
Т2 21,3 535 160 10 26,6 20/10 3
ТЗ 22,5 510 425 9,5 27,0 30/25 3
Примечание. В числителе оКр в высотном направлении при испытании
на изгиб (кольцевой образец), в знаменателе — на одноосное растяжение.
Таким образом, при оценке свойств полуфабрикатов, эксплуатирующихся
в условиях сложного нагружения, необходимо особое внимание уделять свой-
ствам в высотном направлении и при выборе технологических параметров и
состава сплава основываться на закономерностях их изменения.
Глава V
ВЛИЯНИЕ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫХ НАГРЕВОВ
(ВЫШЕ /сол) НА СТРУКТУРУ
И СВОЙСТВА ПОЛУФАБРИКАТОВ1
В процессе производства полуфабрикатов и при изготовлении из иих изделий
или конструкций может иметь место нагрев выше температуры солидуса сплава
и переход его в твердо-жидкое состояние (появление того или иного коли-
чества жидкой фазы при существенно большей доле твердой фазы). Оплавление
и последующая кристаллизация оплавленных объемов материала сопровож-
даются структурными изменениями, оказывающими различное влияние на его
свойства в зависимости от степени оплавления и от того, на каком этапе изго-
товления полуфабрикатов оно происходило.
С оплавлением встречаются при гомогенизации слитков и технологических
нагревах их перед деформацией, в процессе самой деформации (при прессова-
нии, ковке, штамповке) в результате местного разогрева при формообразова-
нии, при нагреве полуфабрикатов под закалку или отжиг, в околошовных зо-
нах сварных соединений при всех видах сварки плавлением (газовой, аргонно-
дуговой, электронно-лучевой и т. д.).
В двух первых случаях оплавление может быть результатом случайного
превышения температуры солидуса (особенно при индукционном нагреве) и
может быть специальным, например при высокотемпературной гомогенизации,
впервые предложенной В. А. Ливановым для более полного и быстрого уст-
ранения концентрационной неоднородности в слитках, или прн прессовании
в твердо-жидком состоянии, когда количество жидкой фазы в прессуемой зато
товке доводят до 40 % для повышения деформируемости и скорости прессо-
вания.
Оплавление в процессе деформации, как правило, носит локальный харак-
тер, его можно избежать при правильном выборе температурно-скоростных ре-
жимов и конфигурации изделия (например, увеличив радиус перехода между
стрингерами и полотном прессованного полуфабриката).
Оплавление при закалке и реже при отжиге обычно связано с отклонением
от заданного температурного интервала из-за неисправностей термического обо-
рудования, в частности с перепадом температуры в рабочем пространстве на-
гревательных устройств или с неправильным выбором этого интервала не учи-
тывающим возможность существования в сплаве тех или иных легкоплавких
составляющих.
Оплавление, связанное с нарушением температурных режимов обработки
полуфабрикатов, обычно называют «пережогом». Пережог является одним из
наиболее распространенных видов брака.
При сварке оплавление является неизбежным процессом, на котором осно-
вано само соединение полуфабрикатов при одновременном затвердевании ме-
талла свариваемых полуфабрикатов и металла шва. Зона частичного оплав-
ления, примыкающая к шву, во многом определяет свойства сварных соеди-
нений и, в частности, образование горячих трещин и пористости, снижающих
прочность и герметичность сварных конструкций.
Кратковременный регламентированный перевод в твердо-жидкое состояние
иногда используют для улучшения технологических свойств слитков или экс-
1 Авторы: В. И. Елагин, М. В. Самарина.
плуатациоиных свойств полуфабрикатов. Известны специальные способы за-
калки с температур между температурами равновесного и неравновесного со-
лидуса или ступенчатой закалки, обеспечивающие более полный переход леги-
рующих элементов в твердый раствор и улучшающие свойства полуфабрика-
тов [1] *.
Для получения материалов повышенной чистоты по нерастворимым при-
месям (Fe и Si) используют дозированное оплавление слитков с одновремен-
ным выдавливанием примесей по междендритным каналам вместе с легкоплав-
кой составляющей сплава [2].
Оплавление тонкого поверхностного слоя материала лазерным лучом и его
кристаллизация с высокими скоростями, соизмеримыми со скоростями кристал-
лизации мелких гранул (за счет отвода тепла в толщу оплавляаемого металла),
позволяет получить материал с различными свойствами по толщине и, в част-
ности, высокую твердость на поверхности. Разновидность такой обработки при-
меняют, например, для повышения износоустойчивости поршней автомобильных
двигателей из алюминиевых сплавов.
Особенности формирования структуры при оплавлении
Структурные изменения в слитках и полуфабрикатах, претерпевших нагрев
выше /сол, являются результатом совместного влияния оплавления, взаимодей-
ствия образующейся жидкой и твердой фаз, неравновесной кристаллизации при
охлаждении, усадочных явлений, перераспределения водорода между твердой
и жидкой фазами, действия термических напряжений и гидростатического дав-
ления.
Оплавление во всех полуфабрикатах из различных алюминиевых сплавов
приводит к одинаковым структурным изменениям. Формирование структуры
слитков и по ,уфабрикатов при оплавлении протекает в рамках структурного кар-
каса, образовавшегося при литье, деформации и во время нагрева до темпе-
ратуры солидуса, и определяется при прочих равных условиях исходной стр> к
турой полуфабрикатов или слитков.
Оплавление по границам зерен
Оплавление по границам зерен является самым характерным признаком пре-
вышения температуры нагрева над температурой сотидуса. Именно с ним свя-
зано снижение механических, коррозионных свойств и конструкционной проч-
ности полуфабрикатов, их чувствительность к образованию трещин при за-
калке и горячих трещин в околошовных зонах сварных соединений.
Опасность оплавления полуфабрикатов из промышленных алюминиевых
сплавов при закалке велика в связи с тем. что для достижения максимального
эффекта упрочнения нагрев ведут при температурах, максимально приближен-
ных к температуре сотидуса.
Процессу оплавления предшествует разделительная диффузия легирующих
элементов, подготавливающая зарождение центров жидкой фазы, отличаю-
щейся по составу от твердого раствора средней концентрации, внутри которого
она образуется. Наиболее интенсивно при температурах, более низких, чем
плавление самих границ, протекает плавление в стыках зерен [3].
Оплавление по границам зерен и субзереп облегчается после растворения
расположенных на них или вблизи них включений равновесных или неравновес-
ных растворимых упрочняющих фаз эвтектического происхождения (О, S, т].
Т и др.). Медленный нагрев и длительные выдержки при температурах между
равновесным и неравновесным солидусом приводят к уменьшению количества
образующейся жидкой фазы, вследствие частичного и ти полного растворения
неравновесных эвтектических фаз.
Независимо от того, имелись в ептаве до иагрева или нет выдетения эв-
тектических фаз, высокие скорости охлаждения приводят (при закалке и сварке)
к кристаллизации на границах зерен эвтектиче ких дисперсных простоек раз-
личной толщины и протяженности, определяемых степенью оплавления и ве-
личиной ликвации легирующих элементов из-за подавления выравнивающей
1 Пат. 227875 (Франция), 1977.
Рис. VI. Микроструктура профиля из
сплава Д16, закаленного с 503 (а). 510 (и)
и 520 °C (в. г):
а, б, в — различные стадии оплавления на
границах зерен. 400; г — эвтектические
выделения на границе зерна, ТЭМ. х 18 000;
д — «светлые» зерна. Х400
диффузии в твердой фазе. В деформированном, часто рекристаллизованном ма-
териале появляются элементы структуры, свойственные литому состоянию.
Толщина и протяженность межзеренных эвтектических образований зави-
сят от размеров зерен полуфабрикатов и для гомогенного материала при про-
чих равных условиях тем больше, чем больше размеры зерен и меньше удель-
ная межзеренная поверхность. В гетерогенном сплаве эта зависимость выра-
жена слабее, так как при мелкозернистой структуре большая часть раствори-
мых фаз оказывается на границах зерен и способствует их оплавлеиию.
Мелкие единичные прослойки эвтектики, оконтуривающие границы зерен и
характерные для ранних стадий оплавления, металлографически выявляются
после слабого травления при больших увеличениях микроскопа (более 200).
Рис. V.2. Фрактограммы изломов профиля из сплава Д16 (/с0 л — 503 °C)
а — 1зак-495°С. СЭМ. Х1№; б — <знк-520 'С. СЭМ. Х100
Серия фотографий, приведенных иа рис. V.I, а—в, иллюстрирует структуру про-
филя из сплава Д16 после закалки с температур, превышающих /сол = 502°С.
Закристаллизовавшиеся оплавленные прослойки на границах зерен при
исследовании реплик изломов образцов методом просвечивающей электронной
микроскопии выглядят как колонии с тонкодендритным строением, напоминаю-
щие перистые кристаллы (рис. V.1, г).
Оплавление по границам зерен сказывается на характере разрушения по-
луфабрикатов и определяет вид их изломов. Вязкий ямочный излом, присущий
здоровому, неоплавлениому материалу, при оплавлении меняется от смешан-
ного (при умеренном оплавлении) до целиком хрупкого зернограничного при
появлении протяженных оплавленных прослоек (рис. V.2).
Внутризеренное оплавление
Вероятность образования жидкой фазы со значительно большей, чем в твер-
дом растворе, концентрацией легирующих элементов выше в местах контакта
твердого раствора и частиц интерметаллидных фаз. входящих в эвтектику, т. с.
на межфазных границах.
В результате контактного плавления и диффузионного взаимодействия ин-
терметаллидных фаз и твердого раствора происходит постепенное растворение
исходных фаз с увеличением объема оплавленного металла вокруг них. После
неравновесной кристаллизации в структуре оплавленных образцов появляются
глобули или «розетки» с типичным эвтектическим строением и составом, отве-
чающим эвтектическому [4].
Процесс идет во времени, связан с диффузией атомов легирующих элемен-
тов, зависит от величины включений интерметаллидных фаз, поэтому при не-
большом превышении температуры солидуса можно одновременно наблюдать
ускоряет днффузион-
Рис. V.3. Вихтрнзеренный эвтек-
тический глобуль в сплаве
АК4 -I (Г,-545°C). Х500
и целиком сформированные эвтектические глобули. и включения фаз с различ-
ной толщиной эвтектического ободка на их периферии.
В многокомпонентных сплавах легкоплавкие эвтектики плавятся, как пра-
вило. в интервале температур, поэтому с повышением температуры частично
вплавленные интерметаллидныс фазы исчезают, уступая место полностью сфор-
мированным эвтектическим глобулям (рис. V.3).
Нагрев до температуры выше температуры с
ные превращения в труднорастворимых фазах, со-
держащих Мп, Fe. Si, например увеличение со-
держания меди с 3 6 до 29—35 % в фазе пере-
менного состава (Fe, Мп, Си)А16 в сплаве Д16
J5] и трансформацию фазы AIMnCuFeSi в фазу
AIMnCuFe [6]
Длительные выдержки при температурах,
более высоких, чем температура солидуса (рав-
новесного), приводят к изменению морфологии
трудпорастворимых интерметаллидов: грубые
конгломераты и скелетообразные разветвлен-
ные выделения фаз в результате перекристалли-
зации при наличии жидкой фазы превраща-
ются в изолированные ограниченные кри-
сталлы.
Это обстоятельство используют для повыше-
ния пластичности слитков. Двухступенчатая гомо-
генизация с температурой первой ступени выше,
чем температура неравновесного солидуса, а вто-
рой — несколько более низкой, приводит к зна-
чительному повышению пластических характери-
стик сплавов типа магналиев: сплав АМгб в част-
ности, при деформировании ведет себя как сверх-
пластичный
Гомогенизация слитков из сплава Д16 при
температуре выше температуры неравновесного
солидуса, не изменяя уровня конечных свойств
в продольном направлении, улучшает характе-
ристики пластичности (на 20%) и вязкости
разрушения (на 8 %) в высотном направлении, снижает анизотропию этих ха-
рактеристик 1 2.
Пористость
При кристаллизации оплавленных объемов металла происходит образование
усадочной пористости, которая сосредоточивается как на границах зерен, глав-
ным образом в стыках трех зерен, так и во внутризеренны.х эвтектических гло-
булях (рис. V.4). Характерным признаком пор, возникающих в результате
оплавления, являются их сглаженные, округлые края и наличие выхода на их
поверхность более мелких газовых каналов. На поверхности таких пор наряду
с известными спиралями роста часто наблюдаются включения эвтектиче-
ских фаз.
Высокие температуры нагрева и длительные выдержки особенно в усло-
виях повышенной влажности атмосферы нагревательной печи могут вызывать
образование вторичной водородной пористости, не связанной с оплавлением.
1 Буданова Л. В. Исследование перераспределения компонентов при го.мо-
юннзационном отжиге слитков промышленных алюминиевых сплавов: Автореф.
канд. дне. М.. 1978.
2 Курбатова А В. Исследование пластичности и деформируемости сплавов
АМгб в целях оптимизации процесса производства листовых полуфабрикатов
из алюминиевых сплавов на базе высокотемпературной гомогенизации: Автореф.
капд. дис. М . 1978.
Быстрый нагрев и непродолжительные выдержки способствуют образованию по-
ристости вследствие проявления эффекта Киркендалла. Поэтому пористость ие
является основным признаком пережога, она только сопутствует ему.
в
)
Рис. V.4. Персжоговая усадочная пори-
стость в сплаве Д16 (Гзак —50G :С)
а — поры на границах зерен. Х500; б —
поры на оплавленной межзеренной поверх-
ности излома. СЭМ. >800; в — поры во
внутрпзеренном эвтектическом глобуле.
Х500
«Светлые» зоны
Оплавление при температурах выше температуры солидуса сопровождается об-
разованием в структуре отдельных «светлых» зерен или прилегающих к грани-
цам зерен областей, отличающихся от остальной матрицы меньшим количеством
вторичных частиц марганцевых интерметаллидов, отсутствием внутризеренных
глобулей, пониженной концентрацией основных легирующих элементов (см.
рис. V.1, <9). Так, в сплаве Д16, закаленном с 510°С, содержание меди в мат
рице и в «светлых» зонах составляет 4.8 и 4,0 %, а марганца 0,6 и 0,2 % со-
ответственно. «Светлые» зоны отличаются от матрицы пониженной микротвер-
достью.
В условиях длительных выдержек при />/сол они могут образовываться
и внутри крупных рекристаллизованных зерен, например в зонах крупнокри-
сталлического ободка. «Светлые» зоны образуются в результате последователь-
ного передвижения жидкой прослойки, т. е последовательного переплавления
неравновесного для данной температуры исходного твердого раствора и ин-
терметаллидных фаз, накопления примесей впереди движущейся границы и об-
разования позади иее равновесного твердого раствора [7].
Явление это, наблюдавшееся при быстром нагреве в сплавах других си-
стем (Sb—Bi. Sb—Sn, Cu—Ni). известно в литературе как «рекристаллизацион-
ное плавление» [8].
Пузыри на поверхности и трещины
Сильный пережог часто сопровождается образованием на поверхности полу-
фабрикатов или слитков вздутых пузырей различной величины, обусловливаю-
щих шероховатость поверхности и расположенных, как правило, строчками
вдоль направления деформации, совпадающими со строчками интерметаллидов
в сплаве.
Образование их связывают с истечением на поверхность и окислением лег-
коплавких составляющих, причем чем более газонасыщен материал, тем более
вероятно образование пузырей на поверхности.
Наличие на границах зерен тонких прослоек жидкой фазы при охлажде-
нии в условиях действия термических напряжений в большинстве случаев при-
водит к появлению закалочных трещин, распространяющихся по границам
зерен.
Факторы, влияющие на температуру солидуса
Температуры начала плавления слитков и полуфабрикатов из алюминиевых
сплавов зависит от химического состава сплава (изменений его в пределах
марки) и степени отклонения структуры от равновесной. Температура начала
плавления деформированных полуфабрикатов в большинстве случаев выше тем-
пературы оплавления слитков, из которых их получают, из-за растворения не-
равновесных легкоплавких составляющих в процессе гомогенизации елнтков и
технологических нагревов при изготовлении полуфабрикатов.
В табл. \'.Г показано влияние химического состава сплавов Д16 и В95 на
температуру солидуса и различие в температурах начала оплавления слитков
и изготовленных из них полуфабрикатов.
Таблица VI. Температура солидуса Таблица V.2. Температурные
слитков и полуфабрикатов из сплавов интервалы плавления основных
Д1Й и В95 [5] алюминиевых деформируемых
Химический состав, % (по массе) сплавов
Сплав АС °C Сплав А/, °C
Си Mg Мп Zn SI Fe S X Ч 3d —
О Ё 0. АД1 643—657 АВ 588—649
Сплав Д16 АМг2 627—652 Д1 513—641
4,65 1,67 0,47 — 0,07 0,12 509 511 АМгб 571—638 Д16 500—638
3,80 1,74 0,38 — 0,13 0,10 513 517 АМгб 560—627 АК4 1 549—638
Сплав В95 АМц 643—654 АК8 507—638
,52 2,4 0,42 6,08 0,16Сг — 481 484 АД31 616—654 1201 540—643
,56 2,46 0,63 6,18 0,21 — 477 478 АД 33 582—652 В95 477—635
,59 2,80 0,45 7,00 0,14 — 480 486
Все факторы, способствующие более полному и быстрому растворению ме-
тастабильных легкоплавких фаз (мелкозернистая структура слитка, большие
степени деформации, медленный нагрев до температуры закалки и т. д.). по-
вышают температуру солидуса полуфабрикатов.
В зависимости от содержания примесей Fe и Si температура солидуса мо-
жет изменяться как в сторону понижения за счет образования более сложных
легкоплавких эвтектик с температурой плавления примерно на 2 °C ниже основ-
ных эвтектик сплава [4], так и в сторону ее повышения. Повышение темпера
туры солидуса происходит за счет связывания основных легирующих элементов
в нерастворимые интерметаллиды, ие входящие в состав легкоплавких эвтектик.
Ориентировочные температурные интервалы плавления некоторых алюми-
ниевых сплавов, определенные методом дифференциального термического ана-
лиза, приведены в табл. V.2.
Влияние оплавления на свойства полуфабрикатов
Медленное охлаждение с температуры выше температуры солидуса при гомо-
генизации и последующая деформация значительно устраняют последствия
оплавления слитков, в том числе и влияние его на свойства полуфабрикатов.
Оплавление при деформации, закалке и сварке формирует окончательную струк-
туру полуфабрикатов и определяет их конечные
Рис. V.5. Зависимость электро-
проводности профиля из сплава
Д16 от температуры закалки
('сол-505-С)
свойства.
Сильный пережог полуфабрикатов резко сни-
жает как их прочностные, так и пластические
характеристики, особенно пластичность в высот-
ном направлении.
Слабые степени оплавления (внутризерениые
эвтектические глобули и единичные эвтектиче-
ские образования на границах зерен) не сказы-
ваются иа прочностных свойствах и даже не-
сколько повышают их за счет дополнительного
легирования твердого раствора при повышении
температуры. Однако при этом снижается на
15—20 % по сравнению с нормально закаленным
состоянием ударная вязкость, удельная работа
разрушения образцов с трещиной; существенно
понижается сопротивление повторно-статическим
нагрузкам. Особенно резко усиливается чустви-
тельность к межкристаллитной н расслаивающей
коррозии: при более сильном оплавлении учаща-
ются случаи глубокого проникновения межкри-
сталлитной коррозии.
В результате изменения состояния границ зерен при пережоге деформиро-
ванного материала (образование эвтектических прослоек и несплошностей, окис-
ление) его электропроводность снижается на 6—10 % по сравнению с нор-
мально закаленным. Это свойство используют при массовом контроле полуфаб-
рикатов иа пережог. Электропроводность исследуемых полуфабрикатов
сравнивают с граничным значением. Для сплава Д16Т по ОСТ 1-92070.1—78 она
составляет, например, 16,6-106 См/м, а для В95пчТ1 — 17,7-10е См/м.
Считают, что при больших значениях электропроводности пережог отсут-
ствует, а при равных граничному или меиьших значениях необходим металло-
графический контроль, поскольку падение электропроводности иа ранних ста-
диях оплавления может быть вызвано одновременным повышением легирован
ности матрицы. На рис. V.5 показано изменение электропроводности в листах
из сплава Д16 в зависимости от температуры нагрева под закалку.
Перегрев выше /сол способствует повышению чувствительности к образова-
нию трешии, в частности закалочных, из-за ослабления связи между зернами.
С локальным оплавлением часто бывает связано образование трещин в полу-
фабрикатах при деформации.
Оплавление в околошовных зонах сварных соединений
Особенностью термического воздействия на металл в зонах оплавления свар-
ных соединений являются высокие температуры нагрева от /сол до /лик, ма-
лая продолжительность воздействия этих температур (в соответствии с терми-
ческим циклом сварки) и резкая направленность подвода и отвода тепла. Про-
тяженность зон оплавления в направлении, перпендикулярном оси шва, при
прочих равных условиях зависит от состава сплава, состояния полуфабриката
перед сваркой и связана с температурным интервалом плавления. Чем больше
этот интервал, тем больше величина зоны оплавленного металла.
Интенсивность оплавления н вызываемые им структурные изменения тем
больше, чем более 1егирован сплав и чем меньше градиент между концентра-
цией компонента в сплаве и его предельной растворимостью в алюминии. Сте-
пень оплавления в околошовной зоне возрастает по мере приближения к зоне
литого металла шва.
Рис. V.6. Микроструктура околошовных зон
сварных соединений из сплавов 1201 (а, б)
и Д16 (в):
а — граница между оплавленным и не-
оплавленным металлом, светлые — включе-
ния фазы СпА12: темные — внутрпзеренные
эвтектические (а + 6) образования. Х500*
б — кристаллиты фазы AleMn в эвтектиче-
ском пограничном образовании. Х800; в —
«светлые* зоны на границах зерен. Х200
Граница между оплавленным и неоплавленным металлом отчетливо выяв-
ляется по легкотравящимся дисперсным выделениям эвтектики, образующимся
при кристаллизации на границах зерен и во внутризеренных очагах оплавления
(рис. V.6, а). В межзеренных прослойках вблизи шва кристаллизуются не
только эвтектики, содержащие основные упрочняющие фазы, но и частицы тр>д^
нерастворимых иитерметаллидов в пластинчатой, дендритной и полиэдрической
формах, характерных для литого металла, способствующие еще большему
охрупчиванию околошовной зоны (рис. V.6, б).
Структурная и химическая неоднородность, вызываемая оплавлением и
направленной кристаллизацией в условиях ограниченной диффузии в твердой
фазе, проявляется также в образовании на границах зерен, обращенных ко
шву, светлых оторочек твердого раствора, обедненного легирующими компонен-
тами (рис. V.6, а).
С оплавлением связано образование в околошовных зонах усадочной порис-
тости и горячих кристаллизационных трещин. Распределение оплавленных объ-
емов по границам зерен, их толщина, протяженность и расположение по отно
chipmaker.ru
тению ко шву, определяются величиной и формой зерен, взаимной ориентиров-
кой зерен и продольной оси шва.
Структурные изменения в зонах оплавления сварных соединений крупнозер-
нистых полуфабрикатов приводят к более существенному, чем в мелкозернистом
материале, снижению механических свойств: временного сопротивления разрыву,
удельной работы разрушения образцов с острым надрезом и угла загиба,
а также способствуют усилению склонности к горячим околошовным трещинам.
Наибольшей устойчивостью против горячих трещин обладают полуфабрикаты
с нерекристаллизованиой тонковолокнистой, полигонизованной и мелкозернис-
той рекристаллизованной структурой, устойчивой к росту зерен под влиянием
сварочного тепла. В частности, полуфабрикаты, полученные методом грануль-
ной металлургии, практически не чувствительны к околошовным горячим тре-
щинам. Для них более характерна околошовная пористость, связанная с де-
гидратацией окисных пленок и с повышенным газосодержанием гранул.
Наибольшее снижение механических свойств и герметичности изделий,
а также увеличение склонности к образованию трещин происходит, если шов
расположен так, что самые протяженные оплавленные поверхности зерен ока-
зываются параллельными поверхности ванны металла шва (боковой или дну
сварочной ванны).
Использование методов и режимов сварки, обеспечивающих меньший ввод
тепла, способствует как уменьшению самой зоны оплавления, так и уменьше-
нию структурных изменений в ней и, как следствие,— существенному повыше-
нию свойств сварных соединений.
Часть вторая
ЛИСТЫ, ЛЕНТЫ И ПЛИТЫ
Глава VI
НОМЕНКЛАТУРА АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
ДЛЯ ПРОИЗВОДСТВА КАТАНЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ1
I. НОМЕНКЛАТУРА СПЛАВОВ И СОСТОЯНИЕ ПОСТАВКИ
КАТАНЫХ ИЗДЕЛИИ
Катаные полуфабрикаты (листы, плиты, лента, фольга) произво-
дят из различных сортов алюминия и алюминиевых сплавов,
упрочняемых и неупрочняемых термической обработкой. Химиче-
ский состав этих сплавов, регламентированный действующими тех-
ническими условиями, указан в приложении 1.
Листы, плиты и ленты получают либо непосредственно после
горячей прокатки (горячекатаные), либо после холодной прокатки
(холоднокатаные), а фольгу — после холодной прокатки. По при-
нятой & Советском Союзе-терминологии листами называют ката-
ные изделия толщиной от 0,3 до 10,5 мм, изделия толщиной более
10,5 мм называют плитами, а толщиной менее 0,2 мм — фольгой.
С целью повышения коррозионной стойкости катаные изделия
из сплавов Д1, Д16, Д16ч, Д19, Д19ч, Д20, ВАД—1, М40, ВД1,
АКМ плакируют с обеих сторон алюминием марки АД1, содержа-
щим не более 0,02 % Си. Для плакировки изделий из сплавов
В95, В95пч, В95—2, 1201, АК4—1ч принят алюминиевый сплав
АЦпл, содержащий 0,9—1,3 % Zn. Для листов из сплава АК4—1ч
возможна плакировка алюминием марки АДО.
Применяют 3 вида плакировки катаных полуфабрикатов: нор-
мальную (А), утолщенную (У) и технологическую (Б). Техноло-
гическую плакировку применяют для изготовления катаных изде-
лий труднодеформируемых сплавов с целью улучшения поведения
металла в процессе горячей прокатки.
Листы, ленты и плиты из сплавов АМц, АМцС, ММ. Д12, АВ.
АМгО,5, АМг2, АМгЗ, АМг5, 1915, В92 не плакируют. Плиты из
сплавов Д1, Д19, Д20, ВАД—1, АК4— 1, АМгб, АПБА—1, 1561
изготавливают с технологической плакировкой и без плакировки,
из сплава В95 — с технологической и нормальной плакировками,
из сплавов Д16, Д16ч, В95пч — как с нормальной и технологиче-
ской плакировками, так и без плакировки и из сплавов В93пч,
АК4— 1ч — без плакировки.
1 Автор: Е. Н. Васильева.
Ниже приведена толщина плакирующего слоя (йп) на каждой
стороне катаных изделий в зависимости от их толщины (Л) при
различных видах плакировки:
h, мм....................... 0,3—1.9 2,0—4,0 4,1-10,5 >11,0
Ап, %, при:
нормальной плакировке 4,0—6,5 2,0—4,5 2,0—4,5 >2,0
утолщенной плакировке. , 8,0—11,0 4,0—7,0 — —
Примечание При технологической плакировке листов толщина плаки-
рующего слоя предусмотрена не более 1,5% от толщины листа.
При утолщенной плакировке листов из сплава АМгб всех тол-
щин плакирующий слой должен составлять на каждой! стороне
не менее 4 % от толщины листа, а при нормальной плакировке
плит из сплавов Д16ч и В95пч — 2,0—4,0 % от толщины плиты.
В табл. VI. 1 указаны состояния поставки и наличие плаки-
ровки на листах из алюминиевых сплавов.
Таблица VII. Состояние поставки листов и наличие плакировки
Марка сплава Система Наличие плаки- рующего слоя Состояние листов
Т ермически неупрочняемыс сплавы
А7, Л6, А5, АД00, АДО, АД1, АД, А1 Нет Без ТО, М, Н2. Н
АО АМц, АМцС А1—Мп Без ТО, М, Н2, Н
АМг2 Al—Mg Без ТО, М, Н2, Н
АМгЗ AI—Mg Без ТО. М. 112
АМг5 Al-Mg Без ТО, М
АМгб Al-Mg Нет. Б Без ТО, М. МПП, Н НПП, НОП
У Без ТО, М
АПБА—1, 1561 Al—Mg Нет. Б Без ТО, М
Термически упрочняемые сплавы
АВ Al—Mg—Si Нет Без ТО, М. Т, Т1
Д1, ВД1 Al-Cu-Mg А Без ТО. М, Т
Д16, Д16ч, Д19, Al—Cu—Mg А Без ТО, М, Т, TH
Д19ч, ВАД—1 У М, Т
М40 Al—Cu—Mg А м, т, TH
Д20 Al—Cu— Mn А Без ТО. М, Т, Т1
1201 Al—Cu—Mn А М, Т. TH, Т1, Т1Н
АК4—1ч Al-Cu-Mg— — Fe—N: А, У ХК, Т. Т1
В95, В95пч Al—Zn—Mg— А Без ТО. М. Tl, Т1С
В95—2 Cu А Без ТО. М, Т
Примечани я. 1. Плиты из алюминия t алюминиевых сплавов изгота-
вливают без термической обработки (Без ГО), в отожженном (М), нагартован-
ном (Н), закаленном и состаренном состояниях (Т, Т1), ленты — без термиче-
ской обработки, в отожженном состоянии и с различной степенью нагартовки
(HI, Н2, НЗ, Н).
2. Листы из сплавов Д16 и Д16ч изготавливают с технологической плаки-
ровкой.
2. ЛИСТЫ, ИХ РАЗМЕРЫ И СОСТОЯНИЕ ПОСТАВКИ
В табл. VI.2, VI.3, VI.4 приведены размеры листов из алюминия и
алюминиевых сплавов, поставляемые по действующим техниче-
ским условиям.
Таблица VL2. Размеры и
из алюминия и алюминиевых
состояние поставки конструкционных листов
сплавов
Марка сплава и вид плакировки
Толщина, мм
Ширина, мм
Длина, мм
Отожженное состояние (М)
АМц, АМг2 0,3—0,4 1000, 1200 2000—3000
А7, Аб, А5, АО, АДОО, АДО, 0,3—10,5 600, 800, 900, 2000
АД1, АД АДОО, АДО, АД1, АД, АМц, 0,5—0,7 1000 1000, 1200 2000—4000
АМцС, АВ, АМг2 >0,7—10,5 1400, 1500, 1600 1000, 1200, 1400, 2000—7000
Д1А, Д16А, Д16чА, Д19А, 0,3-0,4 1500, 1600, 1800, 2000 1000, 1200 2000—3000
Д19чА, Д20А АМгЗ, АМгб. АМгб, АМгбБ, 0,5—0,7 1000, 1200, 1400, 2000—4000
Д1А, Д16Б, Д16чБ, Д16А, Д16чА, Д19А, Д19чА, Д20А, >0,7—10,5 1500, 1600 1000, 1200, 1400, 2000-7000
ВАД—1А АМгбУ 0,5—0,7 1500, 1600, 1800. 2000 1000, 1200, 1400, 2000-7000
>0,7—5,5 1500, 1600 1000, 1200, 1400, 2000—7000
Д16У, Д16чУ, Д19У, Д19чУ 0,5—0,7 1500, 1600, 1800, 2000 1200, 1500 2000- 4000
>0,7—4,0 1200, 1500 2000—7000
В95А, В95пчА 0,5—0,7 1000, 1200, 1425, 2000—4000
>0,7—10,5 1500 1000, 1200, 1425, 2000—7000
В95—2А 1,0—10,5 1500, 2000 1200, 1400, 1500 2000-7000
ВД1А 0,8—10,5 1000, 1200, 1400, 2000—7000
Д12 0,5-4,0 1500, 1600, 1800, 2000 1200, 1500 3000—4000
1561, 1561Б 0,8—3,5 1200, 1500, 2000 2000—7000
>3,5—4,5 1200, 1400, 1500, 2000—7000
М40А 0,8—4,0 1600, 1800, 2000 1200, 1500 3000—7000
1201А 2,0—8,0 1200—2000 2000—7000
>8,0—10,5 1200—2000 2000-8000
Марка сплава и вид плакировки Толщина, мм Ширина, мм Длина, мм
Полунагартованное состояние (Н2)
АМц 0,3—0,4 1000, 1200 2000—3U00
А7, Аб, А5, АДО, АД1, АО 0,8-4,5 1000, 1200, 1400. 1500 2000—4000
АМц, АМцС, АМг2, АМгЗ 0,5—0,7 1000, 1200, 1400, 1500, 1600 2000—7000
>0,7—4,0 1000, 1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000 2000—7000
>4,0-10,5 1000, 1200, 1100, 1500, 1600, 1800, 2000 2000--400'1
Д12 0,5—4,0 1200, 1500 3000—4000
Н агартованное состояние (Н)
АМц, АМг2
А7, Аб, А5, АДОО, АДО, АД1,
АД, АО
АДОО, АДО, АД1, АД
ММ
АМц, АМцС, АМг2
0,3—0,4 1000, 1200 2000—3000
0,3—10,5 600, 800, 900, 1000 2000
0,5—0,7 1000, 1200, 1500, 1400, 1600 2000—7000
>0,7—4,0 1000, 1200, 1400, 1500. 1600, 1800, 2000 2000—7000
>4,0—10,5 1000, 1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000 2000—4000
1,0—4,5 1000, 1200, 1400, 1500 2000—4000
0,5—4,0 1000, 1200, 1400, 1500, 1600 2000—7000
>4,0—10,5 1000, 1200, 1400, 1500, 1600 2000—4000
Закаленное и естественно состаренное состояние (Т)
Д1А, Д16А, Д16чА, Д19А, 0,3—0,4 1000, 1200 2000—3000
Д19чА, Д20А
Д1А, Д16Б, Д16чБ, Д16А, Д16чА, Д19А, Д19чА, Д20А, 0,5—0,7 1000, 1200, 140Э, 1500, 1600 2000—5000
ВАД—1А, АВ >0,7—10,5 1000, 1200, 14(Ю, 1500, 1600, 1800, 2000 2000—7200
Д16У, Д16чУ, Д19У, Д19чУ 0,3—0,4 1000, 1200 2000—3000
0,5—4,0 1200, 1500 2000—7200
ВД1А 0,8—10,5 1000, 1200, 1500, 1600, 1800, 2000 2000—7000
Толщина, мм Ширина, мм
Длина, мм
Марк2 сплава и вид плакировки
Закаленное состояние (Т)
М40А 0,8—5,0 1200,1500 3000—7000
1201А 2,0—8,0 1200—2000 2000—7000
>8,0—10,5 1200—2000 2000—8000
АК4—1чА 0,3—0,5 1200 <3000
0,6—0,7 1200 <4000
0,8—1,0 1200—1425 <5000
1,2—10,0 1200—1425 <7000
АК4—1чУ 0,5 1200 <3000
0,6—0,7 1200 <4000
0,8—1,0 1200—1425 <5000
1,2—4,0 1200—2000 <7000
В95—2А 0,8—10,5 1000, 1200, 1500, 1600, 1800, 2000 2000—7000
Закаленное и искусственно состаренное состояние (Т1)
АВ АВ, Д20А 0,3—0,4 0,5—0,7 1000, 1200 1000, 1200, 1400, 1500, 1600 2006 3000 2000—5000
>0,7—10,5 1000, 1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000 2000—7000
В95А, В95пчА 0,5—0,7 1000, 1200, 1425, 1500 2000—4000
>0,7—4,0 1000, 1200, 1425, 1500, 2000 2000—7200
>4,0—10,5 1000, 1200, 1425, 1500, 2000 2000—7000
1201А 2,0—8,0 1200—2000 2000—7000
>8,0—10,5 1200—2000 2000—8000
АК4—1чА 0,3—0,5 1200 <3000
0,6—0,7 1200 <4000
0,8—1,0 1200—1425 <5000
1,2—10,0 1200—2000 <7000
АК4—1чУ 0,5 1200 <3000
0,6—0,7 1200 <4000
0,8—1,0 1200—1425 <5000
1,2—4,0 1200—2000 <7000
Закаленное и искусственно состаренное, особо прочное состояние (Т1С)
В95пчА, В95А | 1,2—10,5 | 1000—2000 | 2000—7200
Нагартованное после закалки и естественного старения состояние (TH)
Д16Б Д16чБ, Д16А, Д16чА, 1 1,5—7,5 I 1000, 1200, 1400, 1 2000--7200
Д19А, Д19чА, ВАД—1А | | 1500 |
М40А
1201А
Нагартованное после закалки
1,5—7,0
2,0—8,0
>8,0—10,5
состояние (TH)
3000—7000
2000—7000
2000—8000
1200, 1500
1200—2000
1200—2000
Нагартованное после закалки и искусственно состаренное состояние (Т1Н)
1201А I 2,0—8,0 I 1200—2000 I 2000—7000
| >8,0—10,5 | 1200—2000 | 2000—8000
Марка сплава и вид плакировки Толщина, мм “Ширина, мм Длина, мм
Горячекатаное состояние (Без ТО)
А7, Аб, А5, АО 5,0—10,5 600, 800, 900, 1000 2000
АД00, АДО, АД1, АД 5,0-10,5 600, 800, 900 2000
АД00, АДО, АД1, АД, АМц, АМцС, АМг2. АМгЗ, АМгб, АМгб, АМгбБ, АПБА--1, АПБА -1Б, АВ, Д1А, Д16А, Д19А, Д20А, ВАД -1А, В95— 2А. ВД1А 5,0—10,5 1000, 1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000 2000-7000
1561, 1561Б 5,0—10,0 1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000 2000—7000
В95А 5,0—10,5 1000, 1200, 1425, 1500, 2000 2000—7000
Примечание. Листы из сплавов АК4—1ч, ВД1 изготавливают в холод-
нокатаном состоянии (ХК).
Таблица VI.3. Размеры и состояние поставки обшивочных листов
из алюминиевых сплавов
Марка сплава и вид плакировки Состояние поставки Толщина, мм Ширина, мм Длина, мм
Д1А, Д16А, Д16чА, Д16Б, Д16чБ, Д19А, Д19чА мв, мвк 0,5—10,0 0,8—10,0 1000, 1200 1500 2000 2000—7000 2000—7000
Д16У, Д16чУ, Д19У, Д19чУ МВ, мвк 0,5—4,0 1200, 1500 2000—7000
В95А, В95пчА МВ, мвк 0,5—10,0 1000, 1200, 1425, 2000 2000—7000
Д1А, Д16А, Д16Б, Д16чА, Д16чБ, Д19А, Д19чА ТВ, твк 0,5—10,0 0,8—10,0 1000, 1200, 1500 2000 2000—7200 2000—7200
Д16У, Д16чУ, Д19У, Д19чУ тв, твк 0,5—4,0 1200, 1500 2000—7200
Д16А, Д16Б, Д16чА, Д16чБ, Д19А. Д19чА тнв, тнвк 1,5—7,5 1000, 1200, 1500 2000—7200
В95А, В95пчА TIB, Т1ВК 0,5—10,0 3,0—8,0 1000, 1200, 1425 2000 2000—7200 2000—7200
В95А, В95пчА Т1СВ 1,2—10,0 1000, 1200, 1425 2000—7200
АК4—1чА твк, Т1вк 0,6—0,7 0,8—1,0 1,2—10,0 1200 1200 -1425 1200—2000 <4000 <5000 <7000
АК4— 1чУ твк, Т1ВК 0,6- 0,7 0,8—1,0 1,2—4,0 1200 1200—1425 1200—2000 <4000 <5000 <7000
Примечания. 1. Обшивочные листы высокого качества поверхности обо-
значают буквой В. 2. Для окрашиваемых изделий авиационной техники изго-
тавливаю! обшивочные листы с качеством отделки поверхности, как у конструк-
ционных листов. Листы дополнительно маркируются буквой К- 3. По соглаше-
нию между изготовителем и потребителем изготавливают отожженные листы
из сплавов Д16, Д16ч толщиной 0,8—4,0 мм, шириной 1200, 1500 и 2000 мм,
длиной 7500 и 8000 мм.
Таблица VI.4. Размеры и состояние поставки листов повышенного
качества из сплава АМгб
Толщина, мм Ширина, мм Длина, мм
Отожженное состояние (М)
0,8—10,5 1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000 2100—7000
2,0 2100, 2300, 2500, 2700, 2900, 3000 2100—3000
2,5 2100, 2300, 2500, 2700, 2900, 3000 2100—3500
3,0-4,0 2100, 2300, 2500, 2700, 2900, 3000 2100—5000
4,5—5,5 2100, 2300, 2500, 2700, 2900, 3000 2100—4000
6,0—10,5 2100, 2300, 2500, 2700, 2900, 3000, 3050 2100—3000
3,0—6,0 3050 3050—4000
(0,5-0,7) (1200), (1400), (1500), (1600) (2000—7000)
(0,8—5,5) (1200), (1400), (1500), (1600), (1800). (2000) (2000—7000)
Отожженное с повышенной прочностью состояние (МПП)
3,0—10.5 |
0,8—10,5
4,0—6,5
1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000
Нагартованное состояние (Н)
1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000
2100
2000—7000
200и—7000
2000—7000
Нагартованное с повышенной прочностью состояние (НПП)
2,0—10,5 1200, 1400, 1500, 1600, 1800 , 2000 2000—7000
4,0—6,5 2100 4000—7000
Нагартованное с ограниченной прочностью состояние (НОН)
3,0—10,5 |
1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000
2000—7000
Горячекатаное состояние (Без ТО)
5,0—10,5 |
1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000
2000—7000
Примечание. Приведенные в таблице размеры характерны для листов
без плакировки и с технологической плакировкой; цифры в скобках — для листов
с утолщенной плакировкой.
3. ПЛИТЫ, ИХ РАЗМЕРЫ И СОСТОЯНИЕ ПОСТАВКИ
В табл. VI.5 и VL6 приведены размеры плит из алюминия и его
сплавов, согласно действующим техническим условиям.
Таблица VI.5. Размеры плит из алюминия и алюминиевых сплавов
Марка сплава и вид плакировки Толщина, мм Ширина, ММ Длина, мм
Горячекатаное состояние (Без ТО)
А7, Аб, А5, АДОО, АДО, АД1, 11—30 1200, 1500, 1800, 3000—8000
АД, АО, АМц, АМцС, АМг2, АВ 30—60 2000 1200, 1500 3000—8000
30—60 1800, 2000 3000—6000
>60—200 1200, 1500, 1800, Не нормируют
Д1, Д1Б, Д16, Д16Б, Д16А, 11—60 2000 1200, 1500, 1800, 3000—8000
Д19Б, Д20Б, ВАД-1Б, АМгЗ, АМгб, АМгбБ, АМгб >60—200 2000 1200, 1500, 1800, Не нормируют
1915 11—20 2000 1200, 1500, 2000 3000—7000
АК4—1, АК4—1Б 12—40 1200, 1500, 1800, 2000—8000
>40—80 2000 1200, 1500, 1800, 2000 1200, 1500 Не нормируют
В95Б, В95А 11—50 2000—6000
АПБА—1, АПБА—1Б 11—60 1200, 1500, 1800, 3000 -8000
>60—80 2000 1200, 1500, 1800, 2000 Не нормируют
1561, 1561Б 12—50 1200, 1400, 1500, 2000—7000
50—60 1600, 1800, 2000 1200, 1500, 2000 2000—7000
>60-150 1200, 1500, 2000 Не нормируют
1201, 1201А 11—45 <2100 <12 000
>45—65 <2100 <10500
>65—90 <2000 <8000
Отожженное состояние (М)
1201, 1201А
11—45
>45—65
>65—90
<2100
<2100
<2000
< 12 000
<10500
<8000
Закаленное состояние (Т)
1201, 1201А
АК4—1ч
В95пч, В95пчБ, В95пчА
11—14
> 14—50
>50—65
>65—90
12—80
11—60
<2100
<2100
<2100
<2000
1000—1600
<2000
<8000
<10 500
<9500
<8000
6500—10 000
2000 -6000
Закаленное и естественно состаренное состояние
(Т)
Д16ч. Д16чБ, Д16чА
11—60 I <2000
3000—8000
Марка сплава и вид плакировки Толщина, мм Ширина, мм Длина, мм
Закаленное и искусственно состаренное состояние ( Т1)
1201, 1201А 11—14 <2100 <8000
>14—50 <2100 <10500
>50—65 <2100 <9500
>65—90 <2000 <8000
ВЭЗпч 40, 45, 50 1000, 1200, 1400, 1500 5500—12 500
Нагартованное после закалки состояние (TH)
1201А
| 11—25 |
<2000
<8000
Нагартованное после закалки и искусственно состаренное состояние (Т1Н)
1201А
<2000
<8000
Таблица VI.6. Размеры плит повышенного качества из алюминиевого
сплава АМгб
Марка сплава и вид плакировки Толщина, мм Ширина, мм Длина, мм
АМгбБ, АМгб
Отожженное состояние (М)
11—16 1200, 1500 3000—6000
11—20 2100, 2200, 2300, 2500 2100—5000
11—20 2700, 2900, 3000 2700—3000
Отожженное с повышенной прочностью состояние (МПП)
АМгбБ, АМгб 11—13 1200, 1400, 1500, 2000—7000
1600, 1800, 2000
АМгбБ, АМгб
Нагартованное состояние (Н)
11—16 1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000 2000—7000
Нагартованное с повышенной прочностью состояние (НПП)
АМгбБ, АМгб 11—14 1200, 1100, 1500, 2000—7000
1600, 1800, 2000
14,5, 15,0 1200, 1400, 1500, 4000—7000
1600, 1800, 2000
Горячекатаное состояние (Без ТО)
ТМгбБ, АМгб
11—80
1200, 1400, 1500,
1600, 1800, 2000
2000—7000
4. ЛЕНТЫ, ИХ РАЗМЕРЫ И СОСТОЯНИЕ ПОСТАВКИ
В табл. VI 7. приведены размеры лент из алюминия и его спла-
вов, поставляемые по действующим техническим условиям.
Таблица VI.7. Размеры леит из алюминия и алюминиевых сплавов
Марка сплава и вид плакировки Толщина, мм Ширина, мм
Отожженное состояние (М)
А7, Аб, А5, АО, АДО, АД1, АМц, АМг2, АМгЗ 0,25—2,0 >2,0—3,0 40—500 , 600 , 700, 800, 900, 1000 700, 800, 900, 1000
АДОО, АДО, АД1, АД, АМЦ, АМг2, 0,3—0,4 1000
АВ >0,4—0,7 >0,7—10,5 1000, 1200, 1400, 1500, 1600 1000, 1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000
Д16Б, Д1А, Д16А, ВД1Б, ВД1А, АМгЗ, АМг5, АМгбБ, АМгб 0,5—0,7 >0,7—10,5 1000, 1200, 1400, 1500, 1600 1000, 1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000
Д19А, Д20А, В92 0,8—3,0 >3,0—10,5 1000, 1200 1000, 1200, 1400, 1300, 1600, 1800, 2000
АКМБ, АКМА, В95—2Б, В95—2А 0,8—2,0 >2,0—10,5 1000, 1200 1000, 1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000
1915 1,0—4,5 1200, 1500
Четвертьнагартованное состояние (Н1)
АМг2 0,3—0,4 >0,4—4,0 1000 1000, 1200, 1400, 1500
Полунагартованное состояние (Н2)
АМгО,5 0,8—2,0 1000, 1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000
АМц, АМг2 0,3—0,4 >0,4—0,7 1000 1000, 1200, 1400, 1500
АМц, АМг2, АМгЗ >0,7—4,0 1000, 1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000
Тричетвертинагартованное состояние (НЗ)
АМц, АМг2 0,3—0,4 >0,4-4,0 1000 1000, 1200, 1400, 1500
Нагартованное состояние (Н)
А7, Аб, А5, АО, АДО, АД1, АМц, ММ 0,25—2,0 40—500, 600, 700, 800, 900, 1000
АДОО, АДО, АД1, АД, АМц, АМг2 0,3—0,4 >0,4—0,7 >0,7—4,0 1000 1000, 1200, 1400, 1500 1000, 1200, 1400, 1500, 1600, 1800 . 2000
АМгбБ, АМгб 1,0—1,5 >1,5—4,0 1000, 1200 1000, 1200, 1400, 1500, 1600, 1800, 2000
АКМА 0,8—4,0 1000, 1200, 1400, 1500
Марка сплава и вид плакировки Толщина, мм Ширина, мм
Горячекатаное состояние (Без ТО)
А7, Аб, А5, АО, АДО, АДОО, АД,
АД1, АМц, АМг2, АМгЗ, АМгб,
АМгбБ, АМгб, АВ, Д1А, Д16А.
Д19А, Д2ОА, ВД1А, АКМА, В95—2А,
В92
1915
5,0—10,5
1000, 1200, 1400, 1500,
1600, 1800, 2000
5,0—10,5 1200, 1500, 2000
Примечание. Внутренний диаметр рулонов обрезанной и необреваиной
лент соответственно составляет 500 и 750 мм.
Глава VII
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ЛИСТОВ
1. ТЕХНИЧЕСКИЙ АЛЮМИНИЙ1
Листы являются основным полуфабрикатом, изготовляемым из не-
легированного алюминия. Алюминиевые листы в отожженном со-
стоянии имеют низкую прочность; упрочнение достигается холод-
ной деформацией. На рис. VII.1 приведены кривые, характеризую-
1 Автор: О. А. Романова.
гцие зависимость механических свойств листов из технического
алюминия и из сплава АМц от степени холодной деформации (на-
гартовки).
Механические свойства листов из алюминия
Листы из алюминия изготовляют в отожженном (М), полунагар-
тованном (Н2) и нагартованном (Н) состояниях. Механические
свойства листов из алюминия разных марок приведены
в табл. VII.1—VII.4.
Таблица VI 1.1. Механические свойства листов из алюминия марок А7, Аб,
А5, АО, АДО, АД1 по ГОСТ 21631—76
Состояние Толщина, мм Он, МПа, не менее б, %, не менее
м 0,3—0,5 60 20,0
0,5—0,9 60 25,0
0,9—10,5 60 28,0
Н2 0,8—4,5 100 6,0
Н 0,3—0,8 145 3,0
0,8—3,5 145 4,0
3,5—10,5 130 5,0
Без ТО 5,0—10,5 70 15,0
Таблица VII.2. Механические свойства алюминиевых листовых
полуфабрикатов нагартованиых с различной степенью деформации
при холодной прокатке (е) по ТУ
Марка алюминия Состояние е, % ов, МПа в, %
АД00 Н2 40—60 95—120 8
Н 60 125 4
АДО Н2 40 -60 100—130 8
АД1 Н >60 130 4
АД Н1 25—35 95—120 12
Н1 40—60 110—135 7
HJ 50—60 125—145 5
н >60 135 3
Таблица VII.3. Типичные механические свойства листов из алюминия
различной чистоты при нормальной температуре в отожженном состоянии
Чистота AI, % °0,2' МПа ав, МПа НВ. МПа 6 10» %
99,99 20 50 85—110 45,5
98,8 25 60 135 38,5
99,7 26 65 — •—
99,6 — 70 — —
99,5 30 70 125—175 31,5
Таблица VII.4. Типичные механические свойства листов из технического алюминия при комнатной температуре
Состояние aQ 2, МПа ав, МПа Он, % % т(р, МПа НВ, МПа о_,, МПа
И м Приме G=27 000 М 100 30 ч а н и е. Па и ц = ( 150 80 В нагарто ),31. 6 35 ванном и 60 80 отожженн 55 ом состояь 320 250 ши £=71 42—63 35 000 МПа.
Ниже приведены типичные механические свойства отожженных
листов из алюминия толщиной 1,5 мм при низких температурх, °C;
/, °C ................... 4-20 —70 —196
<тв, МПа................... 80 105 175
6, %....................... 36 43 51
Качество листов из алюминия определяется не только его
внешним видом (чистота поверхности, отсутствие налипания алю-
миния от валков, отсутствие надиров, глубокой насечки и пузы-
рей и т. д.), но и структурой. Наличие равноосной мелкозернистой
структуры листов определяет их высокую способность к деформа-
ции, глубокой вытяжке, гибке, обтяжке, отбортовке отверстий
и т. д.
Влияние технологических факторов
на величину рекристаллизованного зерна у листов
из алюминия
На величину рекристаллизованного зерна алюминия оказывает
влияние ряд технологических факторов: температура гомогени-
зации слитков, температура горячей прокатки, скорости нагрева
после холодной прокатки до температуры отжига. В табл. VII.5
приведены данные, характеризующие влияние этих факторов.
Таблица VI1.5. Зависимость среднего диаметра рекристаллизованного зерна
отожженных листов из алюминия от термической обработки и условий
прокатки [1]
Содержание примесей Состояние слитка перед горячей прокаткой Толщина листа, мм </ср, мкм, при 1гр, ’С
530-420 340-285
0, Юн-0,15 % Si 4- Гомогенизация при 2,0 60/70 70/70
4- 0,20 н- 0,25 % Fe 550—570 СС, 20 ч 0,5 70/70 80/250
0,15% Si 4-0,20% Fe Без гомогенизации 2,0 60/100 180/300
0,5 80/100 200/800
Примечание. В числителе прн высокой скорости нагрева при отжиге
До 400 °C, а в знаменателе — при низкой.
Из табл. VII.5 следует, что гомогенизация при достаточно вы-
соких температурах (570 °C) уменьшает величину рекристаллизо-
ванного зерна алюминия. По данным В. А. Ливанова, высокотем-
пературная гомогенизация слитков уменьшает внутридендритную
ликвацию за счет процессов распада и растворения. Это выравни-
вание состава твердого раствора алюминия по примесям приво-
дит, очевидно, к более равномерной деформации в микрообъемах
при дальнейшей горячей прокатке, вследствие чего создаются
условия для одновременной рекристаллизации по всему объему.
Немаловажным фактором, влияющим на получение мелкого зерна,
является температура горячей прокатки. Установлено, что повы-
шение температуры горячей прокатки приводит к измельчению
зерна в горячекатаном материале.
Скорость нагрева холоднокатаного листа до температуры от-
жига также оказывает влияние на размер зерна. Чем выше ско-
рость нагрева, тем мельче зерно алюминия.
Р. И. Барбанель и др. отмечали, что высокотемпературная го-
могенизация слитков из алюминия марок АД1, А00 и АД устра-
няет внутридендритную ликвацию и уменьшает средний диаметр
зерна листов в 1,5—2 раза по сравнению с листами, прокатанными
при 450—500 °C, при этом снижается анизотропия свойств листов
по относительному удлинению.
Горячая прокатка при 500 °C по сравнению с более низкими
температурами приводит к уменьшению среднего диаметра зерна
на 10—15 % для листов из алюминия марок А00 и АД1, у листов
из алюминия марки АД величина зерна не изменяется.
Таким образом, с помощью подбора технологических парамет-
ров можно получить мелкозернистую равновесную структуру —
один из важных показателей качества алюминиевых листов.
Влияние примесей на величину зерна алюминия
Измельчение зерна у листов алюминия может быть достигнуто
путем регулирования содержания примесей и добавок других эле-
ментов. Некоторые элементы измельчают зерно алюминия в про-
цессе кристаллизации и их называют обычно модификаторами,
другие — при деформации и нагреве, т. е. в процессе рекристал-
лизации.
Согласно данным М. В. Мальцева, наиболее сильное измельче-
ние литого зерна алюминия вызывают добавки титана, циркония
и бора. Модифицирующее действие титана увеличивается с повы-
шением содержания железа. Так, например, в алюминии, содержа-
щем 0,05 % Ti, на 1 см2 площади шлифа приходится 14 зерен, при
введении 0,1 % Fe это число увеличивается до 134, а при увели-
чении содержания железа до 0,5 % —до 170 зерен.
Эти данные согласуются с результатами исследования, про-
веденного В. А. Ливановым, в котором указывается, что титан
совместно с железом в сильной степени измельчает зерно алю-
миния. При низком содержании железа титан измельчает зерно
литого алюминия и практически не оказывает влияние на величину
зерна деформированного и отожженного алюминия. Рекристал-
лизованное зерно алюминия титан измельчает только при значи-
тельном содержании железа.
Те элементы, которые повышают температуру рекристаллиза-
ции в основном измельчают зерно алюминия в процессе рекри-
сталлизации. Так, по данным немецких авторов, число зерен на
I см2 резко увеличивается прн добавках таких элементов, как
титан, кремний, медь, магний, ванадий, цирконий, молибден и
кобальт. Исключение составляет бериллий, который резко повы-
И,7о(по массе)
Рис. VII.2. Изменение температуры ре-
кристаллизации (/р) алюминия различ-
ной чистоты:
/ — начало рекристаллизации; 2 — ко-
нец рекристаллизации
Рнс. VI 1.3. Влияние температуры отжига
на механические свойства полунагартован-
ного алюминия прн степенях деформации
77 % (сплошная линия) и 50 % (пунктир-
ная линия); заштрихованная область — по-
луиагартованиое состояние
шает температуру рекристаллизации и одновременно укрупняет
зерно алюминия.
На рис. VI 1.2 (по данным японских исследователей) приведены
кривые изменения температуры рекристаллизации листов из алю-
миния различных сортов, иагартованпых при прокатке; время от-
жига составляло 1 ч. Из рисунка следует, что увеличение содер-
жания примесей в алюминии вызывает резкое повышение темпе-
ратуры начала и конца рекристаллизации. У алюминия высокой
степени чистоты наблюдается очень низкая температура рекри-
сталлизации. Так, у алюминия чистотой 99,9998 % она начинается
уже при 40—50 °C.
Фестонистость 1 на листах из алюминия
Применение рулонной прокатки при изготовлении листов из алю-
миния часто приводит к некоторой анизотропии свойств и вслед-
ствие этого к образованию фестонов при глубокой вытяжке. Влия-
ние гомогенизации и температуры горячей прокатки на склонность
к образованию фестонов на листах из алюминия, по данным
* Величину фестонистости листов определяют по формуле 4(//—Л)/ХпредХ
X(H+h), где // — высота выступа; /г —глубина впадииы; КПрея — коэффициент
предельной деформации.
В. А. Ливанова, характеризуется приведенными ниже ве-
личинами:
Режн.м гомогенизации .... 550—570 °C, 20 ч Без гомогенизации
Фестонистость, %, при:
420—520 °C ...................... 2,2 5,7
320—350 °C ................... 2,3 6,7
Видно, что применение гомогенизации слитков при достаточно
высоких температурах приводит к уменьшению фестонистости на
листах алюминия почти в 3 раза. Применение гомогенизации при
еще более высоких температурах (600—640 °C) резко снижает
фестонистость на листах из алюминия марок АД1, А00 и АД.
Если при температуре гомогенизации 550 °C фестонистость листов
из алюминия составляет от 6,25 до 10,2 %, то при 640°C она сни-
жается соответственно до 5,1—6,6 % (данные Р. И. Барбанеля,
А. Т. Пчелина, Л. С. Авериной).
На склонность к образованию фестонистости на листах оказы-
вает влияние также и химический состав алюминия. Повышенное
содержание примеси железа значительно снижает фестонистость
листов из алюминия; добавки же цинка и титана существенного
влияния не оказывают.
Получение полунагартованных листов из алюминия
Листы из алюминия применяют в отожженном, нагартованиом и
полунагартованном состоянии. Полунагартованное состояние мо-
50 60 70 80 90 С, %
Рис. VI 1.4. Влияние степени хо-
лодной деформации и темпера-
туры отжига на механические
свойства полунагартованного
алюминия:
/ — температура рекристаллиза-
ции; 2, 3 — соответственно ниж-
няя и верхняя границы области
полунагартованного состояния
жет быть получено либо нагартовкой
отожженного материала, либо путем низ-
котемпературного отжига нагартован-
ного материала. На рис. VI 1.3 показано
влияние степени холодной деформации
и температуры отжига на упрочнение и
рекристаллизацию чистого алюминия
(99,4 % ) При величине холодной дефор-
мации порядка 77 % разупрочнение при
отжиге наступает очень быстро при 230—
250 °C, и полунагартованное состояние
материала может быть получено в срав-
нительно узком интервале температур
отжига (20°C). С уменьшением степени
холодной деформации разупрочнение при
отжиге протекает медленнее, и полуна-
гартованное состояние сохраняется в бо-
лее широком интервале температур от-
жига в пределах 70°C.
На рнс. VII.4 приведена область тем-
ператур отжига и степеней холодной
деформации, позволяющая получать временное сопротивление
от 105 до 128 МПа, соответствующее полунагартованному со-
стоянию. Из рисунка следует, что нижняя граница области
при степени холодной деформации 50 % ((тв=105 МПа) лежит
при температуре отжига 270 °C; с увеличением степени деформа-
ции она снижается до 260 °C. Верхняя же граница области для
этого же состояния (ств=128 МПа) значительно изменяется с ро-
стом температуры отжига и степени холодной деформации. Таким
образом, наиболее оптимальными режимами для получения полу-
нагартованного состояния материала следует считать нагартовку
со степенью деформации 40—50 % и отжиг при 200—250 °C.
Применение листов из алюминия
Благодаря ценному сочетанию механических, физических и техно-
логических свойств листового алюминия его широко применяют
в различных отраслях промышленности: авиационной, химической,
электротехнической, строительной, автомобильной и пищевой. Из
алюминиевых листов изготовляют различные емкости, баки для
транспортировки и хранения различных химических веществ и пи-
щевых продуктов. Алюминиевые листы применяют для консервной
промышленности. В виде тонких листов или фольги алюминий
широко используют в качестве упаковочного материала. Фольгу
из алюминия применяют для сотовых конструкций в авиационной
промышленности. Значительное использование алюминиевые листы
нашли при изготовлении всевозможной хозяйственной посуды (ка-
стрюли, бидоны, чайники, кофейники, вазы и т. д.). Важное при-
менение нашли они также в ювелирном деле: с помощью поли-
ровки и цветного анодирования алюминия изготовляют корпуса
часов, браслеты, броши и другие украшения.
2. СПДАВ АМц*
Листы из сплава АМц, так же как и листы из алюминия, зани-
мают доминирующее место среди других полуфабрикатов. По срав-
нению с листами из нелегированного алюминия они обладают
более высокими прочностными характеристиками, хорошей свари-
ваемостью, высокой пластичностью и высокой коррозионной стой-
костью, в результате чего листы из сплава АМц получили ши-
рокое применение в промышленности и особенно в народном хо-
зяйстве. Листы из сплава АМц не упрочняются термической
обработкой. С помощью холодной деформации можно повышать
их прочностные свойства в 2—3 раза при резком снижении пла-
стичности (см. рис. Vil.1).
Механические свойства листов из сплава АМц
Листы из сплава АМц изготавляют в отожженном, нагартованном
и полунагартованном состояниях. В табл. VII.6 приведены меха-
нические свойства листов из сплава АМц разных толщин по тех-
* Автор: О. А. Романова.
chipmaker.ru
ническим условиям, а в табл. VII.7—VII.9 — типичные механиче-
ские свойства. В настоящее время листы из сплава АМц изготов-
ляют рулонной прокаткой из слитков, отливаемых непрерывным
методом.
Таблица VII.6. Механические свойства листов
из сплава АМц по ГОСТ 21631—76
Состояние Толщина, мм ов, МПа, не менее б|0. %. не менее
м 0,5—0,7 90 18,0
0,7—3,0 90 22,0
3,0—10,5 90 20,0
Н2 0,5—3,5 145 5,0
3,5—10,5 145 6,0
Н 0,5 185 1,0
0,5—0,8 185 2,0
0,8—1,2 185 3,0
1,2—10,5 185 4,0
Без ТО 5,0—10,5 100 10,5
Таблица VII.7. Влияние холодной деформации на механические свойства
листов из сплава АМц
Состояние S в, % ов, МПа а0 2, МПа б, % НВ, МПа о_], МПа
м 130 50 25 300 50
Н1 >20 127 106 20 350 55
Н2 >30 150 130 10 400 65
НЗ >50 174 118 8 470 67
нз >70 200 180 5 550 70
* Предел выносливости определяли при консольном изгибе образца при N=
= 5-108 циклов.
Таблица VII.8. Типичные механические свойства при комнатной температуре
листов из сплава АМц толщиной 2 мм
Состояние ав, МПа а0 2. МПа 61С» % 4’. % т р, МПа НВ, МПа а_ , МПа
м 130 50 25 70 80 300 50
н 220 180 5 50 НО 550 70
Н2 150 130 10 55 100 400 65
Примечание. Во всех состояниях Е=71 ООО МПа и <7=27ООО МПа.
Таблица VII.9. Влияние продолжительности нагрева и выдержки
на механические свойства листов при повышенных температурах
1, °с Выдержка 30 мии Выдержка 20 ч °C Выдержка 30 мин Выдержка 20 ч
°в’ МПа 610, % °н- МПа б 10. % | °в* МПа 61 о, % МПа вю. %
20 но 31 — 200 70 41 65 41
100 95 36 90 40 I 250 55 43 50 4b
150 85 39 8и 39 300 45 45 40 10
175 75 41 70 4э
Влияние технологических факторов и химического состава сплава
на структуру и механические свойства листов из сплава АМц
В производстве листов из сплава АМц не встречалось серьезных
трудностей при отливке слитков в чугунную или водоохлаждае-
мую изложницу. При переходе на непрерывное литье слитков была
обнаружена высокая склонность к образованию крупнозернистой
структуры на листах из сплава АМц.
С. М. Воронов, В. И. Елагин, Т. А. Власова, В. А. Ливанов
и другие исследователи установили, что основной причиной, вы-
зывающей образование крупнозернистой структуры листов из
сплава АМц, являются высокие скорости охлаждения при литье
слитков.
Структура слиткив, отлитых в чугунную изложницу и непрерыв-
ным методом, по данным С. М. Воронова, существенно различа-
ется. В первом случае образуются довольно крупные ячейки
с грубыми выделениями марганцовистой фазы МпА16 по границам,
а во втором — структура является более тонкой с мелкими денд-
ритными ячейками.
Как сообщается в ряде работ Дж. Фалькенхагена, У. Гофмана,
И. Н. Фридляндера, С. М. Воронова и В. И. Елагина, при быст-
рых скоростях кристаллизации, в том числе при непрерывном ме-
тоде литья слитков из сплавов А1—Мп, образуется пересыщенный
марганцем твердый раствор. Дальнейший нагрев при 350—500 °C
вызывает распад твердого раствора, причем более интенсивный
распад наблюдается в слитках, отлитых непрерывным методом.
Ппи отливке слитков в чугунную изложницу продукты распада
распределяются более равномерно по всему полю дендритных
ячеек, а при непрерывном литье слитков они выделяются преиму-
щественно у их границ. Дальнейший процесс коагуляции выделяю-
щейся фазы МпА16 происходит значительно интенсивнее в слит-
ках, отлитых непрерывным методом.
По данным С. М. Воронова, В. И. Елагина и Т. А. Власовой,
нагревы при более высоких температурах (600—630 °C) приводят
к частичному распаду твердого раствора и, самое главное, к вы-
равниванню концентраций марганца по всему объему дендритной
ячейки.
Таким образом, неравномерность распределения марганца
в твердом растворе или степень внутридендритной ликвации ли-
того зерна зависит от скорости охлаждения при кристаллизации.
Вследствие большой скорости кристаллизации при непрерыв-
ном литье внутридендритная ликвация сравнительно велика. По-
следующий нагрев при 400—500 °C перед горячей деформацией не
приводит к уменьшению разницы концентрации марганца по денд-
ритной ячейке из-за низкой скорости диффузии марганца в алю-
минии. При наличии такой неоднородности по химическому
составу исходного литого зерна последующая деформация осущест-
вляется неравномерно, что приводит к расширению интервала тем-
ператур между началом и концом рекристаллизации, а следова-
тельно, и к образованию крупнозернистой структуры.
Величиной зерна у листов из сплава АМц можно в значитель-
ной степени управлять путем изменения химического состава
сплава. По данным В. А. Ливанова и В. М. Воздвиженского, для
получения мелкозернистой структуры листов необходимо иметь
избыточное содержание марганца по сравнению с тем его коли-
чеством, которое переходит в твердый раствор (табл. VII.10).
Таблица VII.10. Влияние концентрации марганца (Сип) на средний размер зерна (dcp) у листов из сплава АМц Таблица VII.1I. Влияние концентрации марганца, железа, кремния и титана иа величину рекристаллизованного зерна (d) в сплаве АМЦ (отжиг 450 С)
СМп в спла" ве, 70 (по массе) dcp» мм» после отжига при
Химический состав, % (по массе) d, мм
500 “С 650 °C
0,61 0,85 1,58 2,66 0,60 0,40 0,30 0,10—0,15 2,0 1,7 0,4 0,2 1,39Мп l,29Mn; 0.55SI l,37Mn; 0,60Fe l,37Mn; 0.55SI; 0.10Т1 l,38Mn; 0,61Fe; 0,1 ITi 4,0 0,03 0,85 0,03 0,4
Примечание. Смп в твер- дом растворе 0,35 % (по массе). Примечание. Al — остальное.
С ростом количества частиц марганцовистых фаз у листов из
сплава АМц в значительной степени измельчается зерно вследст-
вие торможения роста зерен при собирательной рекристаллиза-
ции. Введение добавок железа и кремния также способствует рез-
кому измельчению рекристаллизованного зерна сплава АМц
(табл. VII.11).
С одной стороны, железо и кремний значительно снижают рас-
творимость марганца в твердом растворе и тем самым уменьшают
внутридендритную ликвацию по марганцу, являющуюся основной
причиной образования крупного зерна в сплавах А1—Мп повы-
74
Рис. VII.5. Влияние гомогенизации и
степени холодной деформации на ре-
кристаллизацию сплава АМц.
1 — без гомогенизации; 2 — гомогениза-
ция прн 600 °C, 1 ч
шейной чистоты. С другой стороны, эти элементы ускоряют рас-
пад твердого раствора сплавов А1—Мп при 400—500 °C, т. е. тем-
пературах горячей деформации.
Образующиеся дисперсные частицы марганцовистых фаз дей-
ствуют как центры рекристаллизации и способствуют образованию
мелкозернистой структуры. Благоприятное влияние на измельчение
зерна у листов из сплава АМц оказывают добавки титана, осо-
бенно в присутствии примеси железа (см. табл. VII.11) [9]. Пока-
зано, что марганец и титан ликвируют по сечению дендрита по-
разному: если марганец обогащает периферию, то титан обогащает
центр ветви дендрита и тем самым уменьшает разность концен-
траций твердого раствора между
центром и периферией литого зерна.
По данным В. А. Ливанова, при-
садка титана резко измельчает ли-
тое зерно и практически не оказы-
вает влияния на его размер после хо-
лодной прокатки и отжига. Измель-
чение зерна у листов может быть
также достигнуто путем подбора
технологических факторов (темпе-
ратуры гомогенизации слитков, ре-
жимов горячей прокатки и отжига).
Повышение температуры гомоге-
низации слитков до 600—630 °C
приводит к измельчению структуры листов из сплава АМц. Ана-
логичные результаты по влиянию температуры гомогенизации
слитков на структуру листов из сплава А1—Мп описываются
Д. Альтенполем. В его работах сообщается, что гомогенизация
слитков при 600 °C резко снижает температуру рекристаллизации
сплавов при разных степенях последующей холодной деформации
и способствует измельчению структуры листов (рис. VII.5).
В табл. VII.12 приведены данные, характеризующие влияние
гомогенизации и степени холодной деформации на измельчение
зерна. Из таблицы следует, что увеличение степени холодной де-
формации, а также применение гомогенизации слитков приводят
Таблица VII.12 Изменение числа зерен на листах из сплава АМц
в зависимости от гомогенизации и степени холодной деформации (отжиг
500 °C, 1 ч)
В, % Число зереи иа I мм* поверхности в, % Число зереи на 1 мм2 поверхности
без гомоге- низации гомогениза- ция при 600 °C без гомоге - низацни гомогенизация при 600 °C
60 20—30 15—250 90 40—50 100—700
70 20—30 300—600 95 100—150 400—700
80 30—60 400-700
к значительному измельчению зерна у холоднокатаных листов из
сплава АМц.
Скорость нагрева при отжиге оказывает также существенное
влияние на величину зерна. По данным К- С. Кирпичникова, быст-
рые нагревы при отжиге в селитровой ванне приводят к образо-
ванию мелкозернистой, а более медленные в воздушной печи —
к крупнозернистой структуре. Повышенные температуры отжига
(выше 600 °C) в воздушной печи обеспечивают получение мелко-
зернистой структуры.
Механические свойства листов из сплава АМц в отличие от
листов из других алюминиевых сплавов зависят от температуры
горячей прокатки как в горячекатаном состоянии, так и в состоя-
нии после холодной прокатки и отжига (табл. VII.13).
Таблица VII.13. Влияние температуры горячей прокатки иа механические
свойства холоднокатаных и отожженных листов из сплава АМц
Температура горячей прокатки, °C ов, МПа, после отжига при t, ®С б, %, после отжига при^/, °C
350 400 500 350 400 500
350—380 200 160 130 9,0 12,0 19,0
480—500 110 но по 21,0 22,0 23,0
Примечание. В горячекатаном состоянии при 350—380°C ав=204 МПа,
6=12,7%, а при 480—500°C 0,-157 МПа и 6=19,3 %.
Снижение температуры горячей прокатки приводит к повыше-
нию временного сопротивления и снижению относительного удли-
нения.
На рис. VII.6 приведены кривые изменения механических
свойств (ов, оо,2, 6, НВ) листов из сплава А1—Мп разных толщин
в зависимости от температуры горячей прокатки при гомогениза-
ции исходного слитка и без гомогенизации. Нз этих данных сле-
дует, что с понижением температуры горячей прокатки повыша-
ются временное сопротивление, предел текучести и снижается от-
носительное удлинение только для листов, изготовленных из него-
могенизированных слитков. Некоторый минимум пластичности при
температурах горячей прокатки 400—300 °C, наблюдаемый на тон-
ких листах, связан с крупнозернистой структурой. На листах, по-
лученных из слитков, прошедших гомогенизацию при 600 °C в те-
чение 12 ч, прочностные характеристики с понижением темпера-
туры горячей деформации сравнительно мало изменяются или
даже имеют тенденцию к снижению. Относительное удлинение
несколько уменьшается с понижением температуры горячей про-
катки.
Увеличение содержания железа и кремния приводит к повыше-
нию пластичности сплава АМц в отожженном состоянии
(табл. VII.14).
Увеличение содержания железа при низком содержании крем-
ния упрочняет сплав АМц в иагартованном состоянии, но снижает
его относительное удлинение. Полунагартованные листы средних
Рис. VII.6. Влияние температуры горячей прокатки и гомогенизации слитка
иа механические свойства листов из сплава А1—Мп (1,2 % Мп; 0.35 % Fe.
0.15% Si):
/ — без гомогенизации; 2 — гомогенизация при 600'С, 12 ч. Степень холодной
деформации и толщина листа соответственно 54 %, 0.6 мм (с), 90 %, 1 мм (б),
80 %, 2 мм (в), 70 %, 3 мм (г)
Таблица VI 1.14. Влияние концентрации железа и кремния на механические
свойства листов из сплава АМц после отжига при 350 и 500'С
(по В. А. Ливанову)
Содержание примеси, % (по массе) ов, МПа 6, % Величина зерна
Fe st 350 °C 500 -С 350 -с 500 °C 353 °C 500 °C
0,15 0,20 155 115 9 18 Очень круп- ные Среднее
0,15 0,80 135 145 18 18 Среднее
о.«о 0,20 125 120 24 24 » Мелкое
толщин из сплава АМц получают с помощью холодной деформа-
ции отожженного материала, а тонкие листы при отпуске холодно-
катаных листов.
Для обеспечения требуемого в соответствии с техническими ус-
ловиями временного сопротивления (сгв = 150-7-220 МПа) рекомен-
дуют в зависимости от содержания железа и кремния следующий
режим отжига:
Содержание Fe и Si. %
(по массе)......... 0,15Fe -|- 0.2S1 0,15Fe + 0,8Si 0,8Fe-|-0.2S1
Температура отжига, °C 210—300 275—290 275—-320
Применение листов из сплава АМц
Листы из сплава АМц применяют в различных отраслях промыш-
ленности (строительство, транспорт, автомобилестроение). В авиа-
ционной промышленности и в машиностроении листы из сплава
АМц используют для малонагруженных изделий, изготавливаемых
глубокой вытяжкой (сварные баки, емкости и т. д.).
3. СПЛАВЫ AI-Mg*
Для изготовления листов широко применяют сплавы АМг2, АМгЗ,
АМг5, АМгб, 1561. Их химический состав приведен в приложе-
нии 1. Сплавы на основе системы А1—Mg относятся к термически
неупрочняемым, поэтому листы из них выпускают в отожженном
и нагартованном состояниях. Главным достоинством отожженных
листов является хорошая свариваемость, сочетание удовлетвори-
тельных прочностных свойств с высокой пластичностью основного
металла и сварного соединения, высокая коррозионная стойкость.
Повышение прочностных характеристик листов из этих сплавов
достигается нагартовкой на 20—40 % в сочетании с низким доре-
кристаллизационным отжигом.
Влияние химического состава и условий обработки слитков
на свойства листов
Основное влияние на механические свойства листов из сплавов
А1—Mg оказывают магний и марганец. Каждый 1 % Mg увеличи-
вает временное сопротивление на 30—35 МПа, а каждые 0.1 % Мп
на 5—7 МПа. Относительное удлинение при этом остается высо-
ким. В значительно меньшей степени эти легирующие компоненты
повышают предел текучести. Поэтому для получения холоднока-
таных листов в полностью рекристаллизованном состоянии со зна-
чениями предела текучести, указанными в табл. VI 1.15, содержа-
ние магния и марганца в сплавах АМгЗ, АМг5, АМгб целесооб-
разно поддерживать ближе к верхнему пределу.
* Авторы: Н. Б. Кондратьева, В. П. Горохов, С. П. Молодчиннна.
Сплав Состояние поставки (вид ТО), плакировка Вид плоского проката Толщина, мм ов, МПа, не менее °0.2' МПа- не менее б, %
АМгО,5 Н2 Ленты 0,8—2,0 120 .— 10,0
АМг2 М Листы 0,3—1,0 170 — 16,0
Ленты 0,3—1,0 170 — 16,0
1,2-10,0 170 — 18,0
Круги 0,5—1,0 170 (240) — 16,0
1,2—6,0 170 (240) — 18,0
Н1 Ленты 0,3—4,0 220 (300) 160 5,0
0,5—1,0 240 150 5,0
Н2 Листы 1,2—5,0 240 150 6,0
5,5—10,5 230 140 6,0
Н2 Лейты 0,3—1,0 240 (320) 180 4,0
1.2-4,0 240 (320) 180 6,0
НЗ 0,3—4,0 260 (360) 200 3,0
0,5-1,0 270 220 3,0
1,2—10,5 270 220 4,0
ГК без ТО Листы 5,0—10,5 180 — 7,0
Лейты 12,0—25,0 180 — 7,0
Плиты 28,0—80,0 160 — 6,0
АМгЗ М Листы 0,5—0,6 200 90 15,0
0,7—4,5 200 100 15,0
5,0—10,5 190 80 15,0
М Ленты 0,3—4,5 200 100 15,0
5,0—10,0 190 80 15,0
Н2 Листы 0,5—1,0 250 200 7,0
1,2—5,0 250 200 7,0
5,5—10,5 240 180 6,0
Ленты 0,3—4,0 240 200 7,0
ГК без ТО Листы 5,0-6,0 190 80 12,0
Ленты 6,5—10,5 190 80 15,0
Плиты 12,0—25,0 190 70 12,0
28,0—80,0 170 60 11,0
АМгб М Листы 0, о—0,6 280 140 15,0
0,7—4,5 280 150 15,0
0,5—10,5 280 130 15,0
Ленты 0,8—4,5 280 150 15,0
5,0-10,0 280 130 15,0
ГК без ТО Листы 5,0—6,0 280 130 12,0
Ленты 6,5—10,5 280 130 15,0
Плиты 12,0—25,0 270 120 13,0
28,0—80,0 260 НО 12,0
АМгб М, БМ Листы 0,5—0,6 ЗЮ 150 15,0
0,7—10,5 320 160 15,0
Ленты 1,0—10,0 320 160 15,0
Плиты 11,0—20,0 320 160 15,0
МПП, Листы 3,0-10,5 340 ISO 15,0
Б.МПП Плиты 11,0—15,0 340 ISO 15,0
УМ Листы 0,5—0,7 260 120 15,0
0,8-5,6 280 130 15,0
Н, БН Листы 0,8—10,5 380 290 6,0
Ленты 1.0—4,0 380 280 6,0
Плиты 11,0—16,0 380 290 6,0
Продолжение таб.1. VII. 15
Сплав Состояние поставки (вид ТО), плакировка Вид- плоского проката Толщина, мм ов, МПа, не менее 2, МПа, не менее б, %
АМгб ноп, Листы 3,0—10,5 380 (440) 290 (360) 6,0
БНОП 2,0-10,5 420 335 5,5
НПП, БНПП Плиты 11,0—15,0 420 335 5,5
ГК без ТО, Листы 5,0—10,5 320 160 15,0
Б Ленты 12,0-25,0 320 160 11,0
Плиты 22,0—50,0 300 140 6,0
55,0—80,0 280 130 4,0
Примечание. В скобках приведены максимальные значения.
Основное назначение титана в их сплавах Л1—Mg—модифи-
цирование структуры. Легирование их марганцем и титаном по-
вышает температуру рекристаллизации, что способствует получе-
нию листов с мелкозернистой структурой, улучшает коррозионную
стойкость и свариваемость сплавов А1—Mg. Неизбежные примеси
Fe и Si снижают их технологические свойства и коррозионную
стойкость, в связи с этим высоколегированные сплавы АМг5, АМгб
и 1561 рекомендуется выплавлять из алюминия высоких сортов.
Примесь меди не оказывает влияния на механические свойства
сплавов А1—Mg, но ухудшает их свариваемость и коррозионную
стойкость, поэтому содержание ее ограничивают. Однако добавка
кремния (0,5—0,8%) в сплаве АМгЗ оказывает благоприятное
влияние на свариваемость [1, 2].
Бериллий в количестве 0,0002—0,005 % вводят в сплавы, содер-
жащие более 3 % Mg, для уменьшения окисления расплава, по-
верхности литых заготовок при нагреве под горячую прокатку
и полуфабрикатов при отжиге. В случае использования при про-
катке нефрезерованных слитков, отлитых в электромагнитный
кристаллизатор, введение бериллия целесообразно и в сплав АМг2.
Десятитысячные доли натрия в сплавах, содержащих более
3 % Mg, вызывают образование трещин при горячей деформации
и ухудшают свариваемость, поэтому его должно быть не более
0,0005 % [3].
Плоские слитки из малолегированного сплава АМг2 подвер-
гают разрезке и горячей прокатке без гомогенизации. С целью
улучшения декоративного вида изделий и обеспечения способности
листов к глубокой вытяжке слитки из сплава АМг2 гомогенизи-
руют при 580—600 °C в течение 12 ч.
Слитки из других А1—Mg сплавов гомогенизируют при 480—
500 °C в течение 6 ч. Увеличение температуры гомогенизации выше
510 °C приводит к повышению пластичности слитков, но при этом
снижаются прочностные свойства листов, ухудшается их качество
из-за образования микрорасслоений, вызванных вторичной пори-
стостью [4].
Изменение температуры нагрева заготовок под горячую про-
катку в интервале 430—-490 °C и времени нагрева от 6 до 10 ч не
оказывает заметного влияния на свойства холоднокатаных и на-
гартованных листов. При понижении температуры горячей про-
катки или снижении темпа прокатки на реверсивных станах по
сравнению с многоклетьевыми горячекатаные полосы получаются
частично нагартованными и имеют благодаря этому повышенные
прочностные свойства. Например, листы толщиной 5,8—6,0 мм из
сплава АМгб в горячекатаном состоянии имеют следующие меха-
нические свойства: пв=353 МПа; о0,2=188 МПа; 6=19,4%; в го-
рячекатаном и отожженном при 350°C состоянии ов = 345 МПа,
ао2=172 МПа и 6=20,6%. Температуры прокатки 480—550°С
для сплава АМг2, 450—490 °C для АМгб и высокие скорости де-
формации при непрерывной прокатке обеспечивают получение го-
рячекатаного материала с полностью рекристаллизованной струк-
турой.
Типичные механические свойства аюминиевых листов при ком-
натной, повышенной и пониженной температурах приведены
в табл. VII.16—VII.19.
Таблица VII.16. Типичные механические свойства листов толщиной 2 мм
из сплавов AI—Mg при комнатной температуре
Марка н состояние сп лава Р. г/см3 Е. МПа °В. МПа а0,2 МПа б. % °ПЦ» МПа O-I. МПа кси, Дж/см2 кст. Дж/см2 а0,2 (сжатия), МПа
AMrIM 2,7 6900 80—160 50 28 45—70 — 50
АМг2М 2,68 6900 190 100 23 —. 85 40 25 100
АМгЗМ 2,67 6800 230 120 23 80 90 40 25 120
АМг4М 2,67 6900 270 140 22 100 НО 30 20 110
АМг5М 2,66 6900 300 150 20 120 105 30 20 160
АМгбН ’ 2,65 — 450 350 11 — — — 12 —
АМгбН (20 %) 2,65 — 410 320 9 — — — 15 —
АМгбН 2,64 6800 340 170 19 100 90 30 20 180
* 40 %+90 °C, 10 ч.
Таблица VII.17. Типичные свойства сварных
соединений из листов толщиной 2 мм из сплавов
А1—Mg при комнатной температуре
Марка и состоя- ние сплава Коэффициент трещинообра- зования, % Коэффициент ослабления, % Угол загиба, град.
AMrIM 5—15 0,9 120
АМг2М < 10 0,9 120
АМгЗМ <5 0,9 120
АМг4М < 10 0,9 90
АМг5М 5—15 0,9 90
АМгбН • <5 0,6 90
АМгбН (20 %) < 10 0,7 90
АМгбМ < 10 0,85 90
* 40 %+90 °C, 10 ч.
Таблица VII.18. Типичные механические свойства листов толщиной 2 мм
из сплавов AI—Mg при повышенных температурах
Марка сплава н состояние Е, МПа. при °C ов, МПа, при t, °C
100 150 200 100 150 200 250 300
AMrlM 5900 5500 . 80—160 70-150 60—120 40—90 30—60
АМг2М 5900 5500 — 170 160 130 НО 70
АМг2Н — — — 270 240 210 170 80
АМгЗМ — — — 220 190 150 100 —
АМг4М 6100 5800 5300 250 220 170 140 100
АМгбМ 6200 5750 5500 270 230 180 140 по
АМгбМ *' 6200 5800 5550 310 260 190 160 130
АМгбН « — — — 370 300 270 230 -—
Марка сплава и состояние °0,2- МПа, при t, 'С б. %, при t, ’С
100 150 200 250 300 100 150 200 250 300
AMrlM — 25—30 32—30 45—40 60—55 65
АМг2М 90 80 60 — — 26 35 — 62 75
АМг2Н 230 210 150 90 — 6 10 14 22 67
АМгЗМ ПО 100 100 60 — 27 38 50 60 —
АМг4М 130 120 100 80 50 27 40 45 53 63
АМгбМ 150 140 120 90 60 29 37 48 55 —
АМгбМ »» 150 130 120 100 60 27 37 43 45 48
АМгбН « 270 220 210 — — 16 18 21 37 —
*' £=5200 МПа при 250 °C и 4400 МПа при 300 СС.
*2 40 %+90 °C, 10 ч.
Таблица VII.19. Типичные механические свойства листов толщиной 2 мм
из сплавов AI—Mg при пониженных температурах
Марка и состояние сплава ов, МПа при tt °C Op j, МПа при t, °C б, % при t. °C
—70 — 196 -70 -196 -70 -196
AMrlM 110—180 200—250 35 45
АМг2М 200 310 — — —
АМгЗМ 230 330 95 100 29 43
АМг4М — 400 —. 180 -— 40
АМгбМ 310 400 160 190 24 28
АМгбМ 350 460 — — 26 33
Влияние отжига и холодной деформации на свойства листов
Рулоны листов из AI—Mg сплавов отжигают в шахтных или про-
ходных печах, а ленты — на линиях непрерывной термической об-
работки. Отжиг горячекатаных и холоднокатаных рулонов таких
Г
коррозионностойких сплавов, как АМг2, АМгЗ, АМг4, диктуется
технологическими свойствами изготавливаемых из них полуфабри-
катов, а сплавов АМг5 и АМгб еще и необходимостью обеспечения
высокого сопротивления коррозии под напряжением.
Горячекатаные рулоны из всех сплавов Л1—Mg подвергают
дальнейшей холодной прокатке, как правило, без отжига. Рулоны,
полученные при низкой температуре конца горячей прокатки
(^320 °C) и предназначенные для получения широких листов,
отжигают при 350—420 °C с целью исключения резкой развертки
и повышения технологической пластичности перед холодной про-
каткой. Имеются рекомендации об эффективности применения
более высоких температур отжига (430—480°C) перед холодной
прокаткой широких листов [5].
Режимы отжига рулонов и листов в печах с принудительной
циркуляцией воздуха приведены в табл. VII.20.
Холодную прокатку рулонов таких труднодеформируемых спла-
вов, как АМг5 и АМгб, с целью получения листов толщиной менее
4,0 мм ведут в несколько подкатов с промежуточными отжигами.
Эти промежуточные и окончательные отжиги проводят при 310—
335 °C для обеспечения высокой коррозионной стойкости отожжен-
ного материала. Лучшие антикоррозионные свойства обеспечива-
ются при медленном нагреве до температуры отжига и последую-
щем медленном охлаждении. Нагрев с высокой скоростью обес-
печивает повышение прочностных свойств за счет измельчения
структуры, но в случае быстрого охлаждения может снизиться со-
противление коррозии под напряжением при последующих низко-
температурных нагревах.
Отжиг в интервале 310—335°C с последующим медленным
охлаждением обеспечивает частичный распад твердого раствора
с прерывистым распределением дисперсной 0-фазы (Mg2AI3) по
границам зерен (рис. VII.7, а). Такое состояние структуры обеспе-
чивает высокое сопротивление коррозии под напряжением и низ-
кую чувствительность к расслаивающей коррозии листового ма-
териала из сплавов АМгб, АМгб (рис. VII.8) [6].
В случае окончательного отжига холоднокатаных листов из
этих сплавов при 350 °C и выше и быстрого охлаждения магний
остается в твердом растворе. Коррозионная стойкость сплавов
Таблица VII.20. Режимы отжига листов и рулонов из сплавов А!—Mg
Сплав Состояние перед отжигом Температура отжига, °C
АМгб, АМгб, 1561 АМгб, АМгб, 1561 АМгб, АМгб, 1561 АМг2, АМгЗ Примечание Bj 5 ч, время выдержки 0,5- Горячекатаное, толщина листов перед холодной прокаткой 5—7 мм Горячекатаное (окончательный от- жиг) Холоднокатаное, всех толщин То же эемя нагрева до указанных температур -3 ч. 330-350 310—335 310—335 350—420 составляет 3—
в таком состоянии высокая. Если же в процессе эксплуатации или
изготовления изделий сплавы будут нагреваться в интервале тем-
ператур 70—200 °C, то сопротивление коррозионному разрушению
Рис. VII.7. Микроструктура холоднокатаных отожженных листов из сплава АМгб.
ХЗОО:
а — после отжига при 320 °C; б — после отжига при 350 °C и инициирующего нагрева
при 150 °C, 24 ч
Рнс. VII.8. Время до разрушения при
испытании на коррозию под напряже-
нием сварных соединений из листов из
сплава АМгб после окончательного от-
жига при 250—325 °C, 1 ч и инициирую-
щего нагрева при 70 СС. 3000 ч
Рис. VII.9. Влияние степени деформа-
ции и температуры окончательного от-
жига на механические свойства листов
из сплава АМгб, содержащего 6.2 % Mg
и 0,63 % Мп:
/ — £=20 %; 2 — £=40 %
под напряжением резко снизится. После отжига при 350 °C и ука-
занных нагревов 0-фаза располагается в виде непрерывных выде-
лений между зернами твердого раствора (рис. VI 1.7, б).
Так как 0-фаза является анодом по отношению к твердому
раствору А1—Mg (катод), то в присутствии электролита происхо-
дит ее растворение, а следовательно, возможно разделение зерен
твердого раствора (межкристаллитная коррозия). При сравни-
тельно глубоком коррозионном поражении материала, находяще-
гося под напряжением, он разрушается. Приложение холодной
деформации к закаленному материалу, как известно, ускоряет
процесс распада твердого раствора [7].
Низколегированные сплавы АМг2, АМгЗ практически не чувст-
вительны к температурному интервалу отжига. При последующих
низкотемпературных технологических и эксплуатационных нагре-
вах 0-фаза выделяется в ограниченном количестве с равномерным
дискретным расположением по границам и внутри зерен.
Механические свойства, коррозионная стойкость, технологиче-
ские свойства (свариваемость и др.) холоднокатаных отожженных
листов из сплавов АМг5 и АМгб определяются прежде всего ре-
жимами окончательного отжига и не зависят от состояния горяче-
катаного материала [5].
Жесткая регламентация температур промежуточного отжига не
во всех случаях является оправданной. В связи с тем что проме-
жуточные отжиги при 310—335 °C не всегда обеспечивают полную
рекристаллизацию и необходимую технологическую пластичность
сплавов, допускается проведение отжига перед холодной дефор-
мацией при повышенных температурах (380—440 °C) с обязатель-
ным окончательным отжигом при 310—335 °C.
По данным В. С. Синявского и др., высокое сопротивление кор-
розии под напряжением непосредственно в отожженном состоянии
обеспечивается после отжига и при более низких температурах
(250—260°C), что видно из табл. VII.21 [8].
Таблица VII.21. Коррозионная стойкость под напряжением листов
из сплавов ЛМгб и 1561 после различных режимов термомеханйческой
и термической обработки
Режим обработки (отжиг Ц-Деформация-{-отпуск)
310+325 °С+150 °C, 10 ч
300 °C + 150 е С, 10 ч
260 °C +150 °C, 10 ч
310+325 °С+20 %+ 150 °C, 10 ч
310+325°С+43 % + 150"С, 10 ч
260°С+150сС. 10 ч
260°С+43 %+ 150 °C, 10 ч
310+ 330 °С+30+35 % + технологические нагревы:
100 °C, 10+120 ч
50°C, 157ч+85сС, 11 ч+100гС, 120 ч+110°С, 3 ч
310—330 °С+30 % 4-сварка
310+330°C+30 % + сварка+50°C, 300 ч+85°С, 11 ч+Ю0°С, 3 ч
320 °C, 2 ч+40%+ 100 °C, 10 ч
320 °C, 2 ч+40%+ 100 °C, 120 ч
43 %+250 °С+15ч-20 % + 150°С, 10 ч
43 %+300 еС+15+20 %+ 150 °C, 10 ч
43 %+310 °С +15 + 20 %+ 150°C, 10 ч
43 % +325 °С+15+20 % +150 °C, 10 ч
КР, сут
>90
>90
>90
>90
80
20—30
> 160
— 50
-30
-20
Необходимость окончательного отжига при 310—335°C видна
из рис. V1I.8, где показаны результаты испытаний на коррозию
под напряжением образцов из сварных соединений. Разница свя-
зана с большей чувствительностью сварных образцов к корро-
зионному растрескиванию.
На рис. VI 1.9 приведены кривые, характеризующие влияние
степени деформации при последнем подкате и температуры окон-
чательного отжига на механические свойства листов толщиной
2,0 мм из сплава АМгб. При 40 %-ной деформации полное разуп-
рочнение листов происходит уже после отжига при 300 °C, по-
этому предел текучести составляет менее 160 МПа Высокий уро-
вень прочностных свойств листов, прокатанных со степенью дефор-
мации 20 %, объясняется тем, что даже после отжига при 325°C
рекристаллизация не распространяется на всю толщину листа
(2,0 мм). В тонких листах толщиной 0,5—0,8 мм первичная ре-
кристаллизация проходит при более низких температурах и в слу-
чае отжига при 310—335 °C полная и собирательная рекристал-
лизации по всей толщине приводят к снижению уровня прочност-
ных свойств по сравнению с листами больших толщин. Поэтому
тонкие листы отжигают при 280—310 °C.
Листы после отжига при 220—270 °C имеют значительно более
высокий уровень прочностных свойств, что объясняется перекри-
сталлизованной структурой. При высоком сопротивлении корро-
зии под напряжением (см. табл. VII.21) такие листы имеют пони-
женную штампуемость и повышенную чувствительность к рас-
слаивающей коррозии, которая устраняется при увеличении вре-
мени выдержки до 4—6 ч [6].
Свойства листов в нагартованном состоянии
Листы из сплава АМг2 в состоянии НЗ, Н2, Н1 можно получить
путем отжига рулонов соответственно при 140—150, 200—220 и
230—240 °C в течение 1—3 ч либо путем дорекристаллизационного
скоростного отжига непрерывной ленты в более высоком интервале
температур 210—320 °C [9, 10].
Полунагартованные листы из сплава АМгЗ получают также
путем низкого дорекристаллизационного отжига при 200—300 °C
и выдержке 1—3 ч.
Нагартованные листы из сплава АМгб получают путем дефор-
мации со степенью 20—30 %, а в ряде случаев для увеличения
прочностных характеристик листов применяют нагартовку до
40 % Однако при высоких значениях временного сопротивления
и предела текучести относительное удлинение листов составляет
лишь 6—9 %. Поэтому для повышения пластичности их рекомен-
дуется подвергать кратковременному (до 10 ч) нагреву при 90—
100 °C, в результате чего прочностные характеристики листов сни-
жаются, а пластичность повышается в 1,5—2 раза (табл. VI 1.22).
Это повышение пластичности позволяет несколько улучшить
штампуемость и производить небольшую гибку и отбортовку ма-
Таблица VII.22. Механические свойства листов толщиной 2 мм из сплава
дМгб в нагартованном состоянии после вылеживания и нагревов
Режим обработки ов, МПа при е, % °0 2» МПа при е, % 6, % при е, %
?0 40 20 40 20 40
Нагартованное состояние (исходное) 427 470 369 423 6,9 5,2
Вылеживание при 20 °C:
120 ч 122 460 357 404 8,5 8,0
3000 ч 412 447 320 364 10,6 9.2
10 лет 377 437 282 250 12,9 12,1
Нагрев при 80—90 °C, 10 ч 405 443 298 352 12,7 12,2
То же 70 СС, 100 ч 400 430 282 316 13,7 12,7
„ 100 °C, 4 ч 415 425 285 349 12,5 11,4
„ 100 СС, 4 ч+70сС, 1000 ч 387 412 256 289 14,3 13,4
Примечание. В отожженном состоянии ов=346 МПа, Оо,2=176 МПа,
6=22,5 %.
териалов. Коррозионная стойкость листового материала из сплава
АМгб, нагартованного на 40 %, несколько ниже, чем у листов, на-
гартованных на 30 %, но после стабилизирующего нагрева при
100' С, 10 ч является достаточно высокой [12].
Стабилизирующий отпуск (90—100 °C, до 10 ч) также преду-
преждает изменение свойств при технологических нагревах (80—
90 °C, 10 ч) и вылеживании, которые сопровождаются понижением
коррозионной стойкости, прочностных свойств и повышением от-
носительного удлинения. По сравнению с двойным сплавом
А1—6Mg, листы из которого после 10 лет хранения способны при-
нять близкие значения прочности в нагартованном и отожженном
состояниях, сохранение достаточно высокого уровня свойств на-
гартованных листов из реального многокомпонентного става
АМгб после такого же хранения можно отнести за счет марганца
и титана, снижающих диффузию и самодиффузию.
Для получения нагартованных листов из сплава АМгб, обла-
дающих сочетанием высоких механических свойств и коррозион-
ной стойкости, рекомендуется следующая технология их производ-
ства: нагартовка на 20—40 %; гетерогеиизирующий отжиг в ин-
тервале 220—270 °C, 4—6 ч; окончательная нагартовка, величина
которой определяется требуемым уровнем механических свойств;
стабилизирующий отпуск при 100—120 °C в течение 2—4 ч. Листы,
полученные по такой схеме, имеют коррозионную стойкость более
160 сут (см. табл. VII 21) и следующие механические свойства:
<Тв2^430 МПа; о0,о^360 МПа; б> 12 %.
Chipmaker.ru
Свариваемость
Листы из низколегированных сплавов АМг1, АМг2, АМгЗ хорошо
свариваются всеми видами сварки: газовой, аргонно-дуговой, то-
чечной и роликовой. Сварку листов из сплава АМг! производят
присадочным материалом основного состава, а из сплавов АМг2,
АМгЗ — присадкой из АМгЗ. Листы из сплавов AMi4 и АМг5 хо-
рошо свариваются аргонно-дуговой, точечной и роликовой сваркой
и удовлетворительно — газовой. Листы из сплава АМгб хорошо
свариваются аргонно-дуговой сваркой и удовлетворительно — га-
зовой и точечной, в качестве присадочного материала используют
сплавы АМг4, АМгб, АМгб соответственно.
Сварные соединения из отожженных листов всех сплавов об-
ладают высокой пластичностью; коррозионная стойкость их также
высока, как и у основного отожженного материала (см. рис. VIL8).
Сварные соединения из нагартованных на 30 % листов имеют
удовлетворительную коррозионную стойкость (>90 сут) после
сварки и технологических нагревов в интервале 50—100 °C (см.
табл. VII.21).
Пористость в наибольшей степени развивается при сварке ли-
стов из сплавов, содержащих >4 % Mg. Установлено, что основной
причиной пористости в сварном шве являются водород и пары
воды, адсорбированные рыхлой пленкой окиси магния, находя-
щейся на поверхности таких сплавов. Поэтому для уменьшения
пористости в сварных соединениях, например, из сплава АМгб тре-
буется прежде всего тщательная подготовка основного и приса-
дочного материала и обеспечение условий, исключающих взаимо-
действие влаги с жидким металлом [13].
Поры, обнаруживаемые после сварки в основном металле
в зоне термического влияния, обусловлены расслоениями, превра-
щению которых в поры способствует диффузия водорода из основ-
ного металла [14]. Расстоения не снижают механических свойств
листов при обычных испытаниях на растяжение. Однако, кроме
влияния на околошовную пористость листов, они могут снизить
их коррозионную стойкость и усталостные характеристики. Рас-
слоения, вызванные раскатанными включениями, способствуют
разрыву заготовок при штамповке, гибке и отбортовке, поэтому
листы с расслоениями бракуют. Контроль листов на наличие рас-
слоений проводят ультразвуковым методом с настройкой аппара-
туры на контрольный отражатель 1,5 мм.
Для устранения расслоений в листах из алюминиевомагниевых
сплавов применяют вакуумную дегазацию, обработку расплава
рафинирующими газами и фильтрацию его через стеклосетки, зер-
нистые насыпные, керамические проницаемые и жидкие солевые
фильтры [14].
Соблюдение основных параметров технологии плавки, рафини-
рования, литья, прокатки и термической обработки позволяет по-
лучить листы из алюминиевомагниевых высокого качества с ти-
Таблица VII.23. Штампуемость листов толщиной 2 мм из сплавов (данные С. Д. Кузмичева, И. В. Пантюшина и авторов) Радиус при гибке на 90° граб (1,0—1,5) S 2S (1,5—2,5) S О'.- & = «7 '-о о 4 ” ° °. К <5 ° Е
'‘mln г-о tS) 05 о ю 7 7^7 hl со о CD с (0,6-1,0) S (0,6—1,0) S 5S 4.3S ф — коэффициенты
Выдавливание •е к" 0,4—0,39 0,36-0,42 0,36-0,32 0,37—0,46 П Л Л
с. * 0,3-0,29 n Л 5 Ю СО £ > еч — сч сч ь - - * Jj о — ° ° , , “ 1 1 1 1 1 1 ? сч — СЧ SJ £ з 5 О - О о
Отбортовка *"раб о ш & я * * 7-7- s “ 1 7 s- 7 7 7 । 1 $ - 8 S й • “ * ГО ~ й а
С к in со со сч со £• eg up со_ со со с _ со —1 — — со — «в 2 7 7 “ 1 1 । Ь Д й _ со со й | Ч “ - - - 5 * .
Вытяжка ю <с к°" -tr Е io □о ^7. °0.. о | 1 1 °° 1 1 1 1 1 « |
о. с к Е О СО о £7 7 7 7 7 2 4 7- X LQ О —' Ю Ь- о —' QJ — ° S- °° °° Сч' X S . - - о
Марка сплава, состояние гз го о f 5 ° CD » = С <<<<<<<<
личными свойствами, приведенными в табл. VII.23, а также
в табл. VII.16 и VII.18.
Применение листов из сплавов Al—Mg
Листы из низколегированных сплавов АМг2, АМгЗ используют
для производства штампованных изделий методом глубокой вы-
тяжки и в сварных конструкциях, работающих во влажной среде,
морской атмосфере н агрессивных средах. Сплавы А1—Mg не от-
носятся к теплопрочным, однако сплав АМг2 используют в тру-
бопроводах, работающих при повышенных температурах (70—
300 °C). Листы из сплава 1541 повышенной чистоты применяют
в качестве основы дисков магнитной памяти [15].
Для силовых конструкций в судостроении, химической промыш-
ленности, транспортном машиностроении применяют листы из
высоколегированных сплавов. Из них изготавливают емкости, де-
тали и узлы, работающие в криогенных условиях. Эти сплавы
применяют для изготовления композиционных многослойных ма-
териалов.
Исследования параметров конструкционной прочности листов
из низколегированных сплавов с различной степенью нагартовки
показывают более широкие возможности применения их в раз-
личных отраслях народного хозяйства, в том числе взамен высо-
колегированных сплавов [16].
4 СПЛАВЫ Д16, Д16ч, Д19, Д19ч,
ВАД1, АК4—1, АК4—1ч*
В сплавах Д16ч, Д19ч и ВАД1 в отличие от сплавов Д16 и Д19
содержание примесей железа и кремния ограничено соответственно
до 0,3 п 0,2 % (вместо 0,5 % каждого). В сплавах АК4—1ч и
АК4—1 железо и кремний являются легирующими компонентами.
Сплав АК4—1ч содержит до 0,1 % цинка, марганца и хрома,
тогда как в сплаве АК4—1 эта величина возрастает до 0,2—0,3 %.
Листы из перечисленных сплавов нашли широкое применение
в промышленности. Механические свойства плакированных листов
приведены в табл. VII.24. Листы из сплавов Д16, Д16ч, Д19, Д19ч,
ВАД1 поставляются в отожженном (М), закаленном и естественно
состаренном (Т) и нагартованном после закалки и естественного
старения (TH) состояниях. Листы из сплавов АК4—1 и АК4—1ч
поставляют в холоднокатаном (ХК), закаленном, закаленном и
искусственно состаренном состояниях (Т1).
Искусственное старение листов из сплавов Д16 и Д16чТ про-
изводят на заводах-потребителях.
* Авторы: Е. И. Шилова, О. Г. Никитаева, В. Н. Бобовников.
Таблица VII.24. Механические свойства плакированных листов из сплавов
типа дуралюмин по ТУ (не меиее)
Марка сплава, состояние, плакировка Толщина, мм ов, МПа Од 2» МПа в,„ %
Д16АМ, Д16чАМ * 0,5-1,9 <225 10,0
2,0-10,0 <235 — 10,0
Д16АТ, Д16чАТ 0,5-1,9 407 270 13,0
2,0—6,0 426 274 11 0
6,1-10,0 426 274 10,0
Д16АТН, Д16чАТН 1,5-1,9 426 333 10,0
2,0—7,5 456 343 8,0
Д16БМ, Д16чБМ * 0,5-3,0 <235 — 12,0
3,1—10,0 <235 — 11,0
Д16БТ, Д16чБТ 0,5-1,5 441 289 13,0
1,6—6,0 441 289 и,о
6,1-10,0 441 289 10,0
Д16БТН, Д16чБТН 1.5—3,0 475 358 10,0
3,1-7,5 475 358 8,0
Д16УМ, Д16чУМ* 0,5—1,9 <225 — 10,0
2,0-4,0 <235 — 10,0
Д16УТ, Д16чУТ 0,5—1,9 363 230 13,0
2,0-4,0 407 270 13,0
Д16АТ1, Д16чАТ1 0,5—0,7 392 343 5,0
0,8—1,9 426 372 5,0
2,0—6,0 446 Ж 5,0
Д16Т1Н, Д16чТ1Н 1.5—1,9 451 421 3,0
2,0-6,0 480 451 4,0
Д19АМ, Д19чАМ* 0,5—1,9 <225 — 10,0
2,0—10,0 <235 — 10,0
Д19АТ, Д19чАТ 0,5-1,9 397 260 13,0
2,0—6,0 417 265 11,0
6,1-10,0 417 265 10,0
Д19АТН, Д19чАТН 1,5-1,9 2,0-7,5 426 456 335 343 10,0 8,0
Д19УМ, Д19чУМ 0,5-1,9 <225 — 10,0
2,0—4,0 <235 — 10,0
Д19УТ, Д19чУТ 0,5—1,9 2,0—4,0 353 392 221 260 13,0 13,0
ВАД1М * 0,5—1,9 2,0—10,0 < 235 <245 — 10 10,0
Марка сплава, состояние, плакировка Толщина, мм ав, МПа °0,2' МПа С1„, %
ВАД1Т 0,5-0,7 343 221 13,0
0,8—1,9 382 255 13,0
2,0-5,0 402 265 12,0
ВАД1ТН 1,5—1,9 421 333 10,0
2,0-7,0 451 343 8,0
АК4—2чАХК, АК4— 0,3—0,5 363 284 6,0
1чАТ, АК4—1чАТ1 * ** 0,6-0,8 372 304 6,0
0,9—10,0 387 314 6,0
АК4—1чУХК, АК4— 0,5—1,9 353 265 6,0
1чУТ, АК4— 1чУТ1 ** 2,0—4,0 372 304 6,0
Примечание. В марках сплавов буквы обозначают: А — листы с нор-
мальной плакировкой, толщина которой на каждой стороне листа составляет
4,0—6,5 % для листов толщиной 0,5—1,9 мм и 2,0—4,5 % для листов толщиной
2,0—10,0 мм; Б—листы с технологической плакировкой, толщина которой на
каждой стороне листа должна быть не более 1,5 % от номинальной толщины
листа; У — листы с утолщенным плакирующим слоем, составляющим на ка;
дой стороне 8,0—11,0% для листов толщиной 4,0—6,5 мм и 4,0—7,0 % для ли-
стов толщиной 2,0—4,5 мм.
* Временное сопротивление и предел текучести листов, закаленных из
отожженного состояния, а также прошедших перезакалку и старение иа заводе-
потребителе, на 14—20 МПа ниже приведенных значений.
** Свойства определяют в состоянии Т1.
Типичные свойства листов при различных температурах
Характеристики листов из указанных сплавов исследованы не
в одинаковой мере. Обусловлено это различным объемом их при-
менения.
В табл. VII.25—VII.28 приведены свойства листов, представ-
ляющие наибольший интерес.
Свойства листов из сплавов Д16, Д19, АК4—1, ВАД] после
длительных нагревов приведены на рис. VII.10, VII.11.
Сплавы Д16 и Д19. Нагрев естественно состаренных листов при
температурах выше 100°C приводит к изменению механических
свойств, характерному для процесса искусственного старения (см.
рис. VII.10).
Величина изменения механических свойств зависит от темпе-
ратуры и продолжительности нагрева. Нагрев искусственно соста-
ренных листов из сплава Д16 при 75 °C до 2000 ч, 125 °C до 1000 ч
и 150 °C до 500 ч не вызывает изменения прочностных свойств.
Более длительный нагрев при 125 и 150 °C приводит к некоторому
снижению временного сопротивления и предела текучести
(рис. VII.10,а). Аналогичный нагрев искусственно состаренных
листов из сплава Д19 в меньшей степени снижает прочностные
свойства. Небольшое понижение предела текучести наблюдается
только после нагрева при 150 °C в течение 2500 ч (см.
рис. VII.10, б).
Изменение механических свойств листов, определенное после
длительных нагревов при комнатной температуре (см. сплошные
кривые на рис. VII.10) и при температуре выдержки (см. пунктир-
ные кривые на рис. VII.10), носит практически одинаковый ха-
рактер.
Сплав АК4—1Т1. После нагрева при 125 °C в течение 30 000 ч
механические свойства листов из сплава АК4-1Т1 практически не
претерпевают изменений (см. рис. VII.11). Длительное тепловое
воздействие при 150 и 175 °C приводит к разупрочнению листов.
В первом случае снижение прочностных свойств по отношению
к исходным значениям составляет 8—9 % после выдержки 30 000 ч,
а во втором случае 18—20 % после выдержки 20 000 ч.
При всех нагревах кривые изменения механических свойств,
определенных при температуре выдержки, расположены парал-
лельно аналогичным кривым при комнатной температуре.
Сплав ВАД1Т. Листы из сплава ВАД1Т, выдержанные при
175, 200 и 250 °C соответственно 100, 20 и 5 ч, приобретают свой-
ства искусственно состаренного материала (рис. VII.11). Более
длительный нагрев приводит к разупрочнению листов.
Главным недостатком сплавов, содержащих в качестве основ-
ного легирующего элемента медь, является пониженная коррози-
онная стойкость. Последняя, кроме того, зависит от режимов тер-
мической обработки. Для обеспечения высокой коррозионной стой-
кости дуралюминов в естественно состаренном состоянии требу-
ется большая скорость охлаждения при закалке, составляющая
Таблица VII.25. Типичные механические свойства листов в разных
состояниях при комнатной температуре
Сплав Толщина листа, мм Е,ГПа ов, МПа Oq 2- МПа в,„, %
Д16Т, Д16чТ 1,2—2,5 69 440 290 19
Д16Т1, Д16чТ1 3,0 69 460 400 7
Д16ТН, Д16чТН *> 2,5 69 480 360 13
Д16Т1Н, Д16чТ1Н*2 2,0 69 500 460 5
Д16Т. Д16чТ*3 3,0 69 430 270 21
Д16Т1 *4, Д16чТ1 3,0 69 450 330 10
Д19Т, Д19чТ 0,8—1,5 68 410 280 18
Д19Т, Д19чТ 1,6—5 68 430 300 17
Д19ТН, Д19чТН *> 1,6—5 68 470 350 13
ВАД1Т, ВАД1чТ 2,0—5,0 68 430 290 20
ВАД1ТН, ВАД1чТН *1 2,0—7,0 68 460 350 10
АК4—1Т1, АК4—1чТ1 1,0—6,0 71 400 340 7
*' Степень нагартовки составляет 6%.
*2 Закаленное, нагартованное на 6 % и искусственно состаренное при 190 °C,
7 ч.
*3 Закаленное из отожженного состояния или перезакаленное естественно
состаренное.
** Закаленное из отожженного состояния или перезакаленное искусственно
состаренное.
Таблица VII.26. Типичные механические свойства листов толщиной 2 мм
при низких и высоких температурах
Марка сплава t, 'С £, ГПа 0В- МПа Ор л< МПа С,„. %
Д16, Д16чТ —196 75 550 430 24
—70 71 480 380 22
20 69 440 290 19
100 65 410 275 16
125 62 400 270 18
150 59 380 265 19
175 57 350 245 18
200 55 ззо 235 11
250 49 220 195 13
300 43 150 115 13
Д16Т1. —196 — 570 520 8
Д16чТ1 —70 — 500 460 6
20 69 450 400 7
125 — 390 355 8
150 — 390 340 13
175 57 380 3.30 12
200 55 340 310 8
225 53 330 .300 7
250 50 300 265 7
Д19Т, —196 75 550 420 26
Д19чТ —70 71 480 370 23
20 68 440 300 20
100 62 420 280 16
150 60 400 270 16
175 58 375 260 16
200 57 360 250 10
250 51,5 290 240 10
300 48 190 160 13
ВАД1Т —196 75 550 380 27
—70 71 450 3.30 26
20 68 4Ю 280 22
100 420 270 25
200 57,5 340 230 20
250 55 270 210 16
300 48,5 170 140 18
АК4— 1Т1, —196 510 420 13
АК4—1чТ1 —70 — 430 360 7
20 72 395 350 7
125 62,5 370 340 7
150 60 370 330 9
175 58,5 330 300 11
200 55 310 260 14
250 50 240 190 19
Примечание. Выдержка при температуре испытания 20 мин.
Таблица VII.27. Механические свойства сварных соединений из сплава
ВАД1 (толщина листов 2 мм)
Температура испытания, °C ов, МПа Коэффицеит ослабления сваркой (овв/овсН)
основной материал сварное соединение
20 440 360 0,82
175 370 350 0,94
200 330 310 0,91
250 270 240 0,89
300 190 170 0,89
Таблица VI 1.28. Характеристики надежности и работоспособности листов
в различных состояниях (по данным С. И. Кишкиной)
Сплав, состояине Толщина, листа, мм МЦУ, кц, приотах° = = 157 МПа, Kf = 2,6, f = 2 : 3 ГЦ d (21)/dN* *1, м/цикл, при ДК, МПа-м'/^ <3. МПа - м1/2 кст, Дж/см2
15.5 18,7 21,8
Д16Т 2—6 100 1,0 1,3 2,0 62,5 10,0
Д16чТ 2—6 100 0,7 1,0 1,35 73,4 13,0
Д16чТ1 2—6 65 1.1 2,0 — 55,0 6,5
Д19Т 2—4 — 14*2 1,8 — — 9,0
Д19чТ 2—4 100 1,0*2 1.3 — 60,0 11,0
Д19чТ1 2—4 50 1,5*2 — — 45,3 4,0
АК4—1чТ1 2 55 — — — 61,0 7,5
** Ширина образца 200 мм.
*2 Ширина образца 100 мм.
*3 Определена по исходной длине трещины без учета докритического роста,
ширина образца 200 мм.
556°С/с [17]. В искусственно состаренном состоянии коррозион-
ные свойства листов повышаются и в меньшей степени зависят
от скорости охлаждения при закалке.
Установлено, что нагрев естественно состаренных листов из
сплавов Д16 и Д19 при температурах выше 100 °C приводит к по-
нижению коррозионной стойкости листов, что выражается в уве-
личении потерь временного сопротивления, достигающих 35 %
у сплава Д16 и 24 % У сплава Д19, в коррозионном растрескива-
нии под напряжением образцов из сплава Д16 в течение 6—18 сут
и из сплава Д19 в течение 25—35 сут, а также в увеличении склон-
ности обоих сплавов к расслаивающей коррозии, достигающей 7—
8 баллов.
Нагревы листов из сплавов Д16, Д19 и АК4—1 в искусственно
состаренном состоянии не ухудшают их коррозионных свойств.
chipmaker.ru
Заказ № 150
Рис. VII.10 Влияние длительных нагревов па механические свойства естественно (/) и искусственно (//) состаренных листов из спла-
вов ДЮ (л) и Д19 (б) прн комнатной (сплошные) п повышенных (пунктирные лишш) температурах, "С:
I -75; 2- 125; 3— 150
мпа
Рис. VII.11. Влияние длительных нагревов
на механические свойства листов из спла-
вов АК4—1 (/) и ВАД1 (//) при комнатной
(сплошные) и повышенных (пунктирные
линии) температурах, °C
/ — 125; 2 — 150; 3 — 175; 4-200; 5 - 250
Влияние технологических факторов на свойства листов
Гомогенизирующий отжиг. Гомогенизация дур алюминов значи-
тельно увеличивает пластичность слитков и полуфабрикатов из
них, повышает равномерность механических свойств по сечению и
длине, но при этом несколько понижает их прочностные свойства.
Так, по данным В. А. Ливанова и Т. Н. Голохматовой, в листах
толщиной 1,5 мм из сплавов Д1 и Д16 в закаленном и естественно
состаренном состоянии, полученных из гомогенизированных слит-
ков (500 °C, 24 ч), временное сопротивление на 10—20 МПа ниже,
чем у листов, изготовленных из негомогенизированных слитков.
Значения временного сопротивления и относительного удлине-
ния этих сплавов в гомогенизированном (в числителе) и в него-
могенизированном (в знаменателе) состоянии приведены ниже:
Сплав ....................... Д16Т Д1Т
пв. МПа . . 421/444 408/417
Л, % 22,5/22,0 22,7'20,5
Такое понижение прочностных свойств в листах, изготовленных
из гомогенизированных слитков, можно объяснить более полны м
выделением марганца из твердого раствора в процессе гомогени-
зации. По-видимому, наличием марганца в твердом растворе обу-
словливается и меньшая пластичность отожженных листов, полу-
ченных из негомогенизированных слитков.
Отжиг при деформации. Отжиг холоднокатаных листов, а также
деформированных заготовок при изготовлении деталей из них яв-
ляется обязательной операцией технологического процесса. Для
интенсификации процессов разупрочнения рекристаллизационный
отжиг проводят при 380—420 °C. При этом скорость охлаждения
с температуры отжига до 260—270 °C должна быть не более 10—
30 °С/ч, дальнейшее охлаждение можно проводить на воздухе.
В процессе отжига листов после холодной деформации одно-
временно происходят структурные превращения, связанные с рас-
творением или распадом твердого раствора, и рекристаллизация.
Наличие избыточных частиц, увеличение их дисперсности и плот-
ности в значительной степени замедляет рекристаллизацию алю-
миния и двойных сплавов А1—Си.
Зависимость процесса рекристаллизации от характера распада
твердого раствора получена на листах из сплавов Д16 и АК4—1.
В свою очередь, дисперсность и плотность выделений определяются
степенью деформации и температурой последующего отжига.
Сравнительно небольшая, так называемая критическая, дефор-
мация листов в сочетании с последующим нагревом приводит
к возникновению очень крупного зерна. У сплава АК4—1 крити-
ческая степень деформации составляет 1,5—3 %, а у сплавов Д16,
Д19 и ВАД1—7—12 %. На величину критической деформации и
размер зерна, образующегося в результате критической рекри-
сталлизации, оказывают влияние различные технологические
факторы [18, 19].
Влияние исходной структуры листов на склон-
ность к росту зерна после критической дефор-
мации. Различную исходную структуру листов получали, меняя
температуру отжига (250—400 °C) и степень холодной деформа-
ции перед отжигом (10, 33 и 70 % на сплаве АК4—1 и 23 и 77 %
на сплаве Д16). По данным рентгеноструктурного анализа, с уве-
личением степени холодной деформации температура начала ре-
кристаллизации понижается (табл. VII.29). В целом как на ли-
стах из сплава Д16, так и на листах из сплава АК4—1 за счет
Таблица VII.29. Влияние степени деформации (е) и температуры отжига
и на рост зерна после критической деформации и закалки
Д16 Д16 АК4-1
(е=77%) (.=23%) (.=33%)
320
310
300
290
420
400
380
350
320
310
300
290
* Перед закалкой.
варьирования степени холодной деформации и температуры по-
следующего отжига можно получить следующие типы исходной
структуры (см. табл. VII.29): полигонизованную, частично рекри-
сталлизованную, в которой наряду с перекристаллизованными
зернами присутствуют мелкие рекристаллизованные зерна, сме-
шанную с преобладанием крупных рекристаллизованных зерен и
полностью рекристаллизованную. Характер изменения механиче-
ских свойств при этом приведен на рис. VII.12, а, б для сплава
Д16 и на рис. VII.12, в для сплава АК4—I. Наибольшее разупроч-
(/отж) на формирование исходной структуры в листах из сплавов Д16 и АК4—I
«•. % Структура в закаленном состоянии
Д16 АК4-1
7 8 10 7-10 2 3 5 1—5 feo ! 5
СМртакег.ги^^^Л
нение листы имеют в рекристаллизованном состоянии. Одиако и
в полигонизованном, и в частично рекристаллизованном состоянии
листы обладают достаточно высоким запасом пластичности, позво-
Рис. VII. 12. Изменение механических свойств холоднокатаных листов из сплава Д16 (а, б)
и АК4—1 (в) в зависимости от температуры отжига; холодная деформация перед отжигом
составляет 77 (а), 23 (б) и 33 % (в)
Рис. VII.13. Микроэлектронограммы окисных реплик листов из сплава АК4— 1ч. Де-
формация перед отжигом 33 %, отжиг при 290 (а) и 320 °C (б). Х5500
ляющим изготавливать детали сложной формы всеми видами хо-
лодной обработки давлением.
На микроэлектронограммах окисных реплик обнаружено раз-
личие в характере распада твердого раствора в листах с полиго-
низованной и рекристаллизованной структурой (рис. VII.13). По-
следние имеют в среднем в 2 раза большие размеры частиц и
в 2,5 раза меньшую их плотность. Очевидно, по мере снижения
плотности частиц происходит постепенная рекристаллизация ма-
териала.
Изменение структуры листов после критической деформации и
последующей закалки (см. табл. VII.29) зависит от их исходного
структурного состояния, что свидетельствует о влиянии исходной
структуры на критическую рекристаллизацию. Наиболее сильный
Рис. VII.14. Влиннне температуры за-
калки на свойства листов из сплава
Д16, содержащих, % (по массе):
1 — 3,9 Си. 1,3 Mg. 0.4 Мп. 0,22 Fe,
0,08 Si; 2 —4.85 Си. 1,21 Mg. 0.43 Мп.
0.23 Fe, 0.05 Si; 3 — 4.97 Си. 1.6 Mg.
0.4 Мп. 0.22 Fe. 0.08 Si; 4 — 5,05 Си.
1,62 Mg. 0.86 Мп. 0.21 Fe. 0.05 Si; 5 —
4.97 Си, 1.2 Mg. 0,43 Мп. 0.53 Fe. 0.35 Si
500 520 540 550
t.°C
Рис. VII.13. Влияние темпе
ратуры закалки на свойства
листов из сплавов Д19 (/> и
ЛК4-1 (2)
рост зерна наблюдается в полностью рекристаллизованном мате-
риале. Уменьшение степени рекристаллизации исходной структуры
приводит к уменьшению размера зерна после критической дефор-
мации. В листах с исходной полигонизованной структурой склон-
ность к росту зерна подавляется практически полностью.
Закалка. Влияние температуры закалки на свой-
ства листов. Оптимальной температурой нагрева под за-
калку является такая температура, при которой в твердый раствор
переходит максимальное количество легирующих элементов сплава
и еще не образуется жидкая фаза по границам зерен, т. е. не на-
ступает пережог.
Как известно, каждый сплав содержит легирующие элементы
в некоторых пределах, поэтому температура, при которой в спла-
вах одной марки образуется пережог, значительно колеблется.
Так, сплав Д16, содержащий медь и магний на нижнем пределе
(рис. VII.14, кривая /), можно нагревать под закалку в широком
интервале температур (490—520 °C). Если содержание мети и
магния в сплаве находится на верхнем пределе (кривые 3 и 4),
то эти сплавы нагревать под закалку можно при температурах не
более 500 °C, так как уже при 505 °C в этих сплавах образуется
сильный пережог.
Сплав Д19 располагается в концентрационном треугольнике
правее квазибинарного разреза а—S, в нем отсутствует фаза
СьА12, и поэтому этот сплав нагревать под закалку можно при
более высокой температуре, чем сплав Д16.
На рис. VII.15 приведены зависимости изменения временного
сопротивления, предела текучести и относительного удлинения
сплавов Д19 и АК4—1 в естественно состаренном состоянии от
температуры нагрева под закалку. С увеличением температуры
нагрева повышаются значения прочностных и пластических
свойств.
У сплава Д19 пережог не образуется даже при 510 °C, однако
при этой температуре листы имеют очень низкую прочность
(~7 МПа) и при нагреве могут оборваться под действием собст-
венной массы. Учитывая сказанное, можно считать оптимальной
температурой нагрева под закалку листов из сплава Д19 505—
508 ЭС. У сплава АК4—1 (см. рис. VII.15) с увеличением темпе-
ратуры нагрева под закалку от 500 до 550 °C прочностные харак-
теристики возрастают без снижения относительного удлинения.
В сплаве ВАД1 пережог наступает при температуре выше
510 °C. При 515 °C и более наблюдается значительное уменьшение
временного сопротивления и относительного удлинения; предел
текучести менее чувствителен к структуре пережога.
Обращает внимание тот факт, что слабый пережог, как пра-
вите, еще не оказывает влияния на механические свойства мате-
риала при растяжении, однако наличие такого пережога в струк-
туре металла приводит к значительному понижению прочности при
вибрационных нагрузках.
Влияние времени выдержки при нагреве под
закалку на механические свойства листов. Про-
должительность выдержки зависит как от количества легирующих
элементов, так и от исходной структуры материала. У холодноде-
формированных листов выдержка под закалку меньше, чем у го-
рячекатаных или горячепрессованных полуфабрикатов. На ско-
рость процесса растворения также оказывает влияние предшест-
вующая термическая обработка.
Если перед закалкой листы подвергали отжигу, то процесс
растворения фаз при нагреве под закалку будет происходить мед-
леннее; если же листы были закалены, то при повторных нагре-
вах под закатку растворение образовавшихся при естественном
старении зон длится практически несколько секунд.
По данным В. А. Ливанова и Т. Н. Голохматовой (рис. VII.16),
для перевода в твердый раствор упрочняющих фаз при первичном
нагреве холоднокатаных листов необходима выдержка в течение
5 мин и более, при повторной закалке достаточно выдержки в те-
чение 1—2 с.
У сплава АК4—1 увеличение времени выдержки с 10 до 80 мин
при нагреве под закалку приводит к повышению показателей проч-
ности и некоторому снижению относительного удлинения. Учи-
тывая это, а также небольшой запас прочности (разница между
типичными и гарантируемыми
значениями), продолжительность
выдержки при нагреве под за-
калку листов из сплава АК4—1
принята в 1,5—2 раза больше,
чем у листов из других сплавов
типа дуралюмин.
Влияние времени на-
грева под закалку на
глубину диффузии леги-
рующих элементов в пла-
кирующий слой. Продолжи-
тельность нагрева под закалку
плакированных листов обуслов-
ливается двумя факторами. Ми-
нимальная продолжительность
Рис. V 11.16. Влияние времени
первичную (/) и повторную
на механические свойства
сплава Д16
нагрева под
(2) закалку
листов из
определяется необходимостью по-
лучения оптимальных механических свойств, которые зависят от
полноты растворения упрочняющих фаз в твердом растворе,
а максимальная ограничивается диффузией легирующих элемен-
Рис. VII. 17. Изменение глубины диффузии (Л) легирующих элементов
из сердцевины в плакировку при нагреве листов из сплавов Д1 (а),
по данным С. Е. Павлова, и АК4—1 (б). по данным В. П. Нестерова,
при 350 (/), 400 (2), 450 (3). 500 (4). 520 (5), 525 (6). 530 (7) и 535 СС (8)
тов из сердцевины листа в плакирующий слой. Необходимо избе-
гать сквозной диффузии, так как она значительно понижает кор-
розионную стойкость листов.
На рис. VII.17 приведены кривые изменения глубины диффу-
зии легирующих элементов из сердцевины в плакировку при на-
греве под закалку листов из сплавов Д1 и АК4—1. У листов из
сплава Д1 скорость диффузии легирующих элементов в плаки-
ровку при 500 °C составляет за 15 мин около 0,02 мм, а за 1ч —
0,03 мм. Это означает, что у листов толщиной 1 мм (с плакирую-
щпм слоем, составляющим 4 % с каждой стороны) нагрев в те-
чение 1 ч вызовет сквозную диффузию легирующих элементов
в плакировку, а на листах толщиной 0,5 мм сквозная диффузия
может образоваться даже за 15 мин.
В листах из сплава АК4—1 скорость диффузии легирующих
элементов при одинаковых температурах и выдержках почти
в два раза меньше, чем у сплава Д1. Это, по-видимому, объясвя-
часы сутки
Рис. VII. 18. Кривые естественного ста-
рения листов из сплавов Д16 (/). Д19
(2). ВАД1 (3) и АК4— 1 (4)
ется меньшим содержанием меди
в сплаве АК4—1.
Продолжительность нагрева ли-
стов толщиной 1,5 мм под закал-
ку в воздушной печи составляет
20—25 мин; в этих условиях глу-
бина диффузии составляет 15—
20 мкм во всем интервале тем-
Рис. VII.19. Кривые старения листов из
сплава типа Д16 при комнатной и пони-
женным температурах:
/ — комнатная температура; 2 — 0°С: 3 —
“18 °C
ператур нагрева. Что касается диффузии меди и магния в алюми-
ниевый плакирующий слой в листах из сплавов Д16 и Д19, то,
по-видимому, она будет несколько больше, чем в сплаве АК4—1.
Старение. Старение при комнатной температуре.
Прочностные характеристики -(ов, 00.2) закаленных листов из
сплавов Д16, Д19, ВАД1 и АК4—1 повышаются в процессе выле-
живания при комнатной температуре без заметного изменения от-
носительного удлинения. Скорость старения сплавов типа дуралю-
мин зависит от содержания легирующих элементов, главным обра-
зом меди и магния. При содержании меди 4 % скорость естест-
венного старения увеличивается с повышением содержания магния
до 1,9 %, при более высоком содержании магния скорость упроч-
нения замедляется.
Из рассматриваемых сплавов, содержащих примерно одинако-
вые количества меди (~4,2%), сплав Д16 (1,5% Mg) обладает
самой высокой скоростью упрочнения (рис. VII.18), а следова-
тельно, и самым малым инкубационным периодом (30—50 мин);
v сплава Д19 (~2,0% Mg) скорость старения значительно
меньше, инкубационный период равен 6 ч, а у сплава ВАД1
(~2,5°/о Mg) инкубационный период составляет 15—18 ч. С уве-
личением содержания магния понижается скорость естественного
старения и уменьшается эффект упрочнения от старения.
На степень упрочнения этих сплавов при термической обработке
отрицательно влияют присутствующие в алюминии примеси же-
леза и кремния. Для получения максимальных прочностных
свойств содержание этих примесей должно быть не более
0.15—0,2 %.
В случае необходимости (при проведении гибочных работ,
штамповки, выколотки и других видов холодной деформации) ста-
рение сплавов можно замедлить охлаждением их после закалки
до 0 °C и ниже. Кривые на рис. VII.19 характеризуют эффектив-
ность такого охлаждения для сплава Д16 (данные Дж. Силкок)
[11] Выдержка закаленного материала при 0 °C увеличивает ин-
кубационный период с 0,5 до 24 ч, а при —18 °C — до 100 ч и бо-
лее (по данным В. А. Андерсона).
Сплав АК4—1 отличается от рассмотренных выше сплавов
Д16, Д19 и ВАД1 более низким содержанием меди (2,5 % Си;
1,5 % Mg; 1,0 % Fe; 1,0 % Ni; 0,18 % Si). При комнатной темпе-
ратуре этот сплав упрочняется очень медленно (см. рис. VII. 18),
и даже после 30 сут старения его прочностные характеристики не
достигают максимальных значений.' Оптимальные механические
свойства получаются после старения при повышенных темпера-
турах *.
Искусственное старение. Старение указанных выше
сплавов при повышенных температурах (150—200 °C) приводит
к значительному росту предела текучести и понижению относи-
тельного удлинения. Временное сопротивление при искусственном
старении увеличивается незначительно. Оптимальным режимом
искусственного старения листов из указанных сплавов, обеспечи-
вающим высокие прочностные свойства и удовлетворительную кор-
розионную стойкость, является старение при 190—195 °C в течение
10—25 ч. Сплавы, состаренные при более низких температурах,
склонны к коррозионному растрескиванию, а при более высо-
ких— имеют пониженные прочностные свойства (рис. VII.20).
По данным Дж Силкок при старении сплава А1 — 3,15 Си —
1,52 Mg при 190 °C в течение 2,5 ч в сплаве возникают только
зоны ГПБ, при этом значения прочностных свойств не изменяются.
С увеличением времени старения до 10—15 ч значительно повы-
шается твердость сплава, при этом в структуре наряду с зонами
ГПБ возникает фаза S', когерентная с матрицей. После более
1 Подробно процессы старения алюминия и его сплавов изложены в книге
«Алюминиевые сплавы Металловедение алюминия и его сплавов». М,- Метал-
лургия, 1971. 352 с.
длительных нагревов когерентность нарушается и образуется рав-
новесная фаза S, при этом твердость сплава понижается.
Изменения структуры при старении данного сплава, получен-
ные в работе Дж. Силкок, аналогичны изменениям структуры
в сплавах Д16, Д19, ВАД1 и АК4—1 при таком же режиме ста-
рения, так как фазовые составы
этих сплавов близки. Основной
упрочняющей фазой в них явля-
ется фаза S (Al2CuMg).
Влияние перерыва ме-
жду закалкой и старе-
нием. Перерыв между закалкой
и искусственным старением при
190 °C не оказывает влияния на
механические свойства сплавов
бе.бц^.ПЛа
20 130150170 2001,° С
Рис. VII.21. Изменение временного со-
противления. предела текучести и от-
носительного удлинения (сплошные,
пунктирные и штрихпунктирные линии
соответственно) нагартованных листов
из сплава Д16 в зависимости от тем-
пературы искусственного старения; сте-
пень нагартовки 10 (/), 15 (2). 20 (3),
25 (4) и 30 % (5)
Рис. VI 1.20. Изменение временного со-
противления, предела текучести и от-
носительного удлинения (сплошные,
пунктирные и штрихпунктирные линии
соответственно) при искусственном ста-
рении (190 °C) листов из сплавов Д16
и АК4—1:
1— Д16, правка; 2 — Д16, без правки;
3— АК4—1. правка
Д16, Д19 и ВАД1. У сплава АК4—1, однако, значения прочностных
характеристик понижаются с увеличением времени перерыва
между закалкой и старением приблизительно на 10—20 МПа.
По данным В. А- Ливанова и Т. Н. Голохматовой, у сплава Д16
аналогичное понижение временного сопротивления наблюдается
в случае старения при 100 °C, причем наибольшее снижение проис-
ходит, если время перерыва составляет 12—18 ч.
Влияние деформации после закалки на свойства листов
В соответствии с технологическим процессом изготовления
листы после закалки правят прогладкой и растяжением с остаточ-
ной деформацией 1—3 %.
Деформация после закалки приводит к увеличению прочност-
ных свойств и снижению пластичности. Характер изменения свойств
у сплавов Д16, Д16ч, Д19, Д19ч, ВАД1 и АК4—1ч аналогичен,
а величина этого изменения зависит от степени деформации и вре-
мени приложения деформации после закалки.
В табл. VI 1.30 приведены свойства листов из сплава Д16чТ,
нагартованных (на 5—18 %) после различного времени естествен-
ного старения. В табл. VII.31 приведены свойства листов из сплава
АК4—1чТ1, подвергнутых деформации растяжением в естественно
состаренном состоянии и последующему искусственному старению.
Таблица VII.30. Влияние степени деформации (е) и времени перерыва
между закалкой и деформацией (т) на свойства листов из сплава Д16чТ
Т, ч «. % °в- МПа МПа 5. % к ст, Дж / см2 в, % МПа °0,2» МПа в, % кст, Дж/см2
4 5 475 343 19,0 10,5 24 18 525 435 10,0 6,5
10 490 386 14,5 9,3 5 490 380 14,0 7,4
18 505 415 10,0 6,8
24 5 10 180 505 360 390 16,5 14,0 9,0 8,5 144 10 18 510 540 410 440 12,0 8,0 6,8 6,0
Примечание. В естственно состаренном состоянии ов=460 МПа, Оо,2=
= 300 МПа.
Таблица VII.31. Влияние деформации растяжением в естественно
состаренном состоянии на свойства листов из сплава АК4—1чТ1
е, % ав, МПа од 2, МПа 8. % кст, Дж/см2 кс, МПа м'/г МЦУ, кц, при нетто ’max = 176 МПа, ^=2,6, f=3 Гц
0 407 362 9,0 8,7 65 57
2 416 387 8,0 7,5 61 55
' 4 429 402 5,5 5,0 52 56
Наиболее высокие прочностные свойства листы из сплавов
Д16чТ и АК4—1чТ1 имеют после деформации в естественно соста-
ренном состоянии. Однако при этом с увеличением степени дефор-
мации снижаются относительное удлинение и характеристики раз-
рушения (КСТ и Кс) Как правило, в естественно состаренном со-
стоянии нагартовка листов ограничивается до 6, а деформация
растяжением — до 3 70-
Деформация свежезакаленных листов в меньшей степени сни-
жает пластичность и работу разрушения образцов с трещиной.
Оптимальное сочетание прочностных свойств, относительного
удлинения и характеристик разрушения в этом случае достигается
после нагартовки на 10 %. По данным работ [20, 21], такая обра-
ботка катаных полуфабрикатов из сплава 2324Т93 (типа Д16чТН)
повышает прочностные свойства на 8—10 %, не изменяя вязкости
разрушения-
Холодная деформация после закалки увеличивает количество
дефектов кристаллической решетки и изменяет кинетику распада
твердого раствора при последующем старении (см. гл. III).
На рис. VI 1.21 показано изменение механических свойств
нагартованных листов из сплава Д16, в зависимости от темпе-
ратуры искусственного старения (по данным Е. И. Шиловой и др.).
Нагаргованныс листы из сплавов Д19 и ВАД1 имеют аналогичный
характер изменения механических свойств.
При изменении степени деформации и длительности выдержки
при температуре старения максимумы на этих кривых могут сме-
щаться в ту или другую сторону, однако характер их изменения
должен сохраниться. В соответствии с приведенной схемой
в деформированном после закалки и естественного старения
дуралюмине при нагреве в интервале 60—150°C и не очень дли-
тельных выдержках (до 20 ч) происходит явление возврата при
холодной деформации (отдыха), которое вызывает некоторое
разупрочнение материала, при этом наибольшее изменение претер-
певает относительное удлинение.
Именно это обстоятельство указывает на то, что в материале
происходит возврат после холодной деформации (отдых), а не воз-
врат после естественного старения, при котором значения относи-
тельного удлинения практически остаются постоянными.
При этих температурах и небольших выдержках процесс искус-
ственного старения еще не проявляется. Выше 150 °C до 170—
190 °C преобладает процесс искусственного старения, хотя и в этом
случае явление возврата, безусловно, имеется, однако его влияние
на механические свойства перекрывается упрочнением от искус-
ственного старения
При температурах более 190 °C наступает процесс перестари-
вания, при котором наблюдается снижение прочностных и пласти-
ческих характеристик.
При повышенных температурах преимущество имеют листы
с малыми степенями деформации после закалки (2—5 %)• Значи-
тельная деформация (более 10 °/о) закаленных листов способ-
ствует охрупчиванию и более быстрому разупрочнению материала
при последующих нагревах.
Влияние размера зерна и деформации после закалки
на свойства листов из сплавов Д16 и АК4—1
Размер зерна оказывает существенное влияние на свойства всех
металлов и сплавов как при комнатной, так и особенно при повы-
шенных температурах. Прочностные характеристики при комнат-
ной температуре листов с размером зерна 20—60 мкм практически
одинаковы (рис. VII.22). Рост величины зерна приводит к неко-
110
торому понижению прочности листов, не подвергавшихся дефор-
мации правкой (2 %) после закалки. Правка выравнивает значе-
ния механических свойств у листов с разным зерном.
При повышенных температурах, особенно при испытаниях
на длительную прочность и ползучесть, существенное преимуще-
1 — закалка + естественное старение; 2 — закалка-г нс
кусственное старение, 3 — закалка+правка (2 %)+
+искусственное старение
Рис. VI 1.23. Зависимость времени
до разрушения (т) при 150 С и на-
пряжении 280 МПа от размера
зерна (d) листов из сплава Д16:
/ — деформация 2 %; 2 — без де-
формации
Рис. VI 1.24. Кривые ползучести
листов из сплава АК4—I с ве шчи-
ной зерна 24 (/) и 38 мкм (2):
а, б — деформация после закалки
в свежезака лени ном и естественно
состаренном состоянии соответст-
венно; еост — остаточная деформа-
ция
ство имеют листы с крупным зерном. С увеличением размера
зерна у листов из сплава Д16 с 20 до 60 мкм время до разрушения
при 150 °C и напряжении 280 МПа возрастает в три раза
(рис. VII.23). Листы из сплава АК4—1 (рис. VII.24) с относи-
тельно крупным зерном (38 мкм) обладают в 2—3 раза меныпей
ползучестью, чем листы с размером зерна 24 мкм.
У сплава Д16 предел ползучести плакированных листов с раз-
мером зерна 20 и 50 мкм составляет 140 и 190 МПа соответст-
венно (табл. VI 1.32).
Исследование влияния размера зерна у листов из сплавов Д16
и АК4—1 на работу разрушения показало, что она также выше
у материала с более крупным зерном (рис. VII.25). Преимущество
листов с укрупненным зерном выявляется и при испытании образ-
цов с центральной трещиной на повторное осевое растяжение, т. е.
когда определяется «продолжительность жизни» таких образцов.
На рис. VII 26 приведена зависимость длины трещины от числа
циклов до разрушения для листов с разным зерном.
d, мкн
Рис. VII.25. Влияние размера
зерна на работу разрушения
образца с трещиной:
а — АК4—1. ударный изгиб: б —
Д16. статический изгиб:
1, 3 — Tl; 2(a) — Т14-150 °C.
1000 ч; 2(6) — Т
Рис. VI 1.26. Зависимость длины трещины (2AZ— прирост трещины)
от числа циклов при испытании образцов из сплавов АК4—1 (а) и
Д16 (о):
/ — в поперечном направлении; 2— в продольном направлении; 3 —
Д16АТ1; 4 — Д16АТ
Таблица VII.32. Сопротивление ползучести листов из сплава Д16
с разной величиной зерна
Размер зерна, мкм Состояние •ост. %, после нагрева при °0,2/100- МПа
150 ’С, 100 ч 150 °C, 1000 ч
20 Естественно состаренное 0,109/- 0,214/0,358 140
Искусственно состарен- ное (190 °C, 12 ч) 0,080/- 0,261/0,336 140
50 Естественно состаренное 0,051/— 0,115/0,152 190
Искусственно состарен- ное (190 °C, 12 ч) 0,053/— 0,104/0,108 190
Примечание. В числителе при <т=170 МПа, в знаменателе 180 МПа.
В этих условиях испытания «продолжительность жизни» образ-
цов из сплава АК4—1 с укрупненным зерном в 2,5 раза больше,
чем у листов с более мелким зерном (рис. VII.26, а). В листах
из сплава Д16 способность к торможению разрушения у мелко-
зернистого материала меньше, чем у крупнозернистого. Это разли-
чие проявляется спльнее в искусственно состаренном состоянии.
Скорость разрушения мелкозернистого материала в три раза
больше, чем материала с укрупненной структурой при напряжении
цикла 150 МПа (рис. VII.26, б).
Таким образом, листы с крупнозернистой структурой обладают
повышенными значениями характеристик жаропрочности, длитель-
ной прочности и сопротивления ползучести, а также имеют более
высокие характеристики надежности — работ} разрушения
образца с трещиной, способность к торможению разрушения
и меньшую его скорость. Поэтому для длительной эксплуатации
при повышенных температурах целесообразно применять листы
с укрупненным зерном. Оптимальный диаметр зерна в структуре
листовых материалов 35—50 мкм. Материалы с меньшим зерном
имеют пониженные значения указанных выше характеристик,
а с более крупным—обладают пониженными значениями преде-
лов усталости. Кроме того, листы с крупнозернистой структурой
(>50 мкм) склонны к образованию шероховатой поверхности при
деформации растяжением.
Наряду с величиной зерна существенное влияние на жаропроч-
ность листов оказывает деформация после закалки Применение
последней приводит к понижению длительной прочности
(табл. VII.33) и сопротивления ползучести (см. рис. VII.24) ли-
стов из сплава АК4—1 как с мелким, так и укрупненным зерном.
Причем влияние деформации в свежезакаленном состоянии (см.
рис. VI 1.24, а) более отрицательно, чем после естественного ста-
рения (см. рис. VII.24, б).
Таблица VII.33. Влияние степени деформации (е), между закалкой
и старением на длительную прочность сплавов Д16 и АК4-1 при 175 С
Сплав Режим искусственного старения МПа Время до разрушения образцов, ч при е, %
0 2 6
АК4-1 190 °C, оптимальная для соответствующей дефор- мации выдержка 250 114; 130 74; 61 77; 87
Д16 То же 260 74; 75 174; 176 143; 162
АК4-1 200 "С, 24 ч 250 84, 94 29; 35 39; 37
Д16 200 °C, 4 ч 260 109; 112 149; 152 118; 158
На характеристики жаропрочности листов из сплава Д16 де-
формация после закалки оказывает сложное влияние: сопротивле-
ние ползучести понижается, а значения длительной прочности за-
метно возрастают (см. рис. VII.23, табл. VI 1.33). Подобная про-
тиворечивость, по-видимому, связана с аномальным в целом пове-
дением сплава Д16 при повышенных температурах. Иллюстрацией
к этому может с лужить ход кривых ползучести образцов из
сплава Д16 при 130°C (рис. VII.27, а). Для сравнения на
рис. VII.27, б показана кривая ползучести образцов из сплава
АК4—1 (Н. Martinod, С. Renon, J. Calvet).
У сплава Д16 сопротивление ползучести сохраняется высоким
в течение более или менее длительного времени, а затем умень-
шается. Наблюдаемое ускорение ползучести отличается от уско-
Рис. VI 1.27. Ход кривых ползучести при 130 СС:
а — Д1Ь, разрушение после 14 750 ч; б— АК4— 1. разрушение пос ie
23 128 ч:
7 — 180 МПа; 2 — 200 МПа: 3 — 220 МПа; 4 — 225 МПа
рения, имеющего место в начале третьей стадии обычной ползуче-
сти, гак по своей внезапности, так и по малым величинам удлине-
ний, при которых оно наступает (менее 0,2 %, а часто и менее
0,1 %). По-видимому, это яв юние объясняется скорее ослаблением
сплава за счет перестаривания, чем повреждениями, вызванными
самим процессом ползучести.
Резкое увеличение скорости ползучести при очень малых де-
формациях не позволяет проводить какую-либо экстраполяцию
результатов и, следовательно, какое-либо прогнозирование послед-
ствий, вызванных случайным изменением (даже минимальным)
условий ползучести при эксплу атацип.
Кривые ползучести для сплава типа АК4—1 (см. рис. VII.27)
имеют вид, аналогичный кривым для чистого металла. Такой их
ход обусловливается хорошей стабильностью свойств сплава при
рассматриваемых температурах. Это обстоятельство обеспечивает
большую надежность сплава АК4—1 в эксплуатации по сравнению
с менее стабильными сплавами типа Д16.
Влияние плакирующего слоя на свойства листов
Листы из сплавов Д16, Д16ч, Д19, Д19ч и ВАД1 плакируют
с обеих сторон а люминием, а из сплавов АК4—1 и АК4—1ч алю-
минием или сплавом А1—1 Zn.
Наличие малопрочного поверхностного слоя приводит к сниже-
нию статической и усталостной прочности и усталостной долго-
вечности в малоцикловой области (табл. VII.34). В то же время
в условиях коррозионной среды (3 %-ная НС1) плакирующий слой
обеспечивает высокую защиту листов от коррозионных поражений
По данным А. В. Корлашева, В. П. Токарева, А. П. Батова, сни-
жение предела усталости в коррозионной среде плакированных
листов составляет 30 %, а неплакированных 67 % по сравнению со
значениями, полученными при испытании на воздухе (табл. VII.35).
Таблица VI 1.34. Влияние плакировки на свойства листов толщиной
2—4 n I из сплава Д16чТ
Состояние ав> МПа а0 2, МПа 8, % МПУ, кц, при а^™= 157 МПа, '^=2.6. f=3 Гц п-1, МПа, на базе 2- 10т циклов при 1
Плакированное 460 320 19 100 100
Неплакированное 480 350 17 150 120
Таблица VII.35. Влияние плакирующего слоя на предел усталости листов
из сплава Д16Т (испытания на воздухе и в условиях коррозионной среды)
Состояние ав, МПа °0,2' МПа 8. % a_i, МПа на базе 5 10е циклов Да-1. %
на воздухе в 3 % -ной NaCI
Плакированное 455 330 17 86 60 30
Неплакированное 490 360 16 114 38 67
Влияние содержания примесей железа и кремния
на свойства листов из сплавов Д16 и АК4—1
Общая тенденция к снижению примесей в алюминиевых сплавах
вызвана не столько повышением их технологичности, сколько зна-
чительным уве щчением характеристик надежности [22, 23].
Приведенные ранее (см. табл. VI 1.28) сравнительные резуль-
таты испытания листов из сплавов Д16Т, Д16чТ, Д19Т и Д19чТ
свидетельствуют о преимуществе более чистых сплавов по вязко-
сти разрушения и скорости роста трещины усталости
Показатели выносливости, малоцикловой усталостной долго-
вечности, механических свойств при комнатной и повышенных
температурах, а также после длительных нагревов для сплавов
без и с буквой «ч» практически одинаковые.
Согласно работам А А. Бочвара, О. Г. Никитаевой и др., пони-
жение содержания примесей несколько уменьшает длительную
прочность и сопротивление ползучести сплавов.
В сплаве АК4—1, предназначенном для работы при повышен-
ных температурах и длительных выдержках, содержание кремния
оказывает существенное влияние на механические свойства. Наи-
лучшими прочностными свойствами при повышенных температу-
рах обладает сплав, в .котором содержание кремния находится
в пределах 0,15—0,25 %.
Применение листов из сплавов типа дуралюмин
Листы из сплавов Д16, Д16ч, Д19, Д19ч, ВАД1 и АК4—1ч нации
широкое применение в изделиях, работающих при к >мнатноп
и повышенных температурах.
Листы из сплавов Д19, Д19ч и ВАД1 применяют в большин-
стве случаев в естественно состаренном состоянии; листы из спла-
вов Д16 и Д16ч — как в естественно, так и в искусственно соста-
ренном состоянии, в тех случаях, когда в процессе эксплуатации
они нагреваются при температурах выше 80 °C или испытывают
технологические нагревы при этих температурах.
Под влиянием нагревов в листах из сплавов Д16 и Д16ч про-
исходят структурные изменения, приводящие к снижению корро-
зионной стойкости и пластичности. Эти изменения наблюдаются
в значительно большей степени, если листы применяют в естест-
венно состаренном состоянии.
В отличие от сплава Д16, применяемого в искусственно соста-
ренном состоянии в конструкциях, работающих выше темпера-
туры 150 °C, а также в конструкциях, подвергающихся технологи-
ческим нагревам, сплав Д19 в аналогичных условиях можно при-
менять после естественного старения. Однако длительность на-
грева должна быть ограничена.
Листы из сплава ВАД1 применяют для деталей сварных кон-
струкций, работающих кратковременно при температурах до 250—
300 СС и длительно при более низких температурах. Листы из
сплава АК4—1 по сравнению с листами из других алюминиевых
деформированных сплавов менее склонны к разупрочнению после
длительного (до 30 000 ч) воздействия повышенных температур
(120—150°C), менее чувствительны к трещине и, кроме того, обла-
дают большим пределом ползучести при повышенных температу-
рах. В результате этого листы из сплава АК4—1 нашли широкое
применение в конструкциях, работающих длительное время при
температурах до 150 °C.
5. СПЛАВ В95
Технологические параметры производства
Лз высокопрочных сплавов типа В95 выпускают холоднокатаные
и горячекатаные плакированные и неплакированные листы. Их по-
ставляют в отожженном (М) либо закаленном и искусственно со-
старенном состоянии; на максимум прочности (Т1) или с пере-
стариванием (Т2, ТЗ). В естественно состаренном состоянии преи-
мущественно из-за низкой коррозионной стойкости, а также низ-
кого предела текучести листы не поставляют и не применяют
в конструкциях.
Минимальные механические свойства промышленных листов
даны в табл. \ [1.36.
Таблица VII.36. Гарантируемые механические свойства листов из сплавов
В95, В95пч (поперечное направление) по техническим условиям
Состояние Толщина листа, мм ?в, МПа а0 2. МПа г. %*'
м *2 0,5—10 <245 — 10
Плс кированные листы
Т1 0,5-1,9 481 402 7
2,0—6,0 490 412 7
6,1—10,0 490 412 6
TIC*3 1,2-6,0 520 451 6
6,1—10,0 520 451 5
Т2 0,5-1, -9 451—530 373—451 8
2,0—4,5 462--540 383—462 8
4,6—6,0 181-559 402-481 8
6,1—10,0 471-549 392-471 8
ТЗ 0,5-1,9 432-500 343-422 8
2,0—4,5 141-510 353—432 8
4,6—0,0 451 -520 373-451 8
Неплакированные листы
Т2 1,0-3,0 491—569 422—500 8
3,1-6,0 500—579 122—500 8
6,1-10,0 491—569 422—500 8
ТЗ 0,5—1,0 451—520 373-451 7
1,1—6,0 462—530 383-462 8
6,1-10,0 471- 540 392—471 7
* * 61о — для состояний М, Tl, Т1С и 65 — для Т2 и ТЗ.
* 2 Для плакированных и неплакированных листов.
* 3 Особо прочное состояние, обеспечиваемое, помимо старения, путем регу-
лирования содержания цинка и магния и отбором листов поставляемой про-
дукции.
* Авторы: О. Г. Сенаторова, Е. И. Кутайцева, Ю. Н Понагайбо, 3. Г. Фи-
липпова.
Листы изготавливают из плоских слитков, отливаемых полуне-
прерывным методом с охлаждением слитка при выходе из кри-
сталлизатора водой или, в ряде случаев, воздухом. Горячая про-
катка с титков независимо от способа охлаждения при полунепре-
рывном литье возможна только после их гомогенизации,
в противном случае слитки разрушаются даже при незначитель-
ных обжатиях. Гомогенизация необходима для растворения вклю-
чений избыточных растворимых интерметаллических фаз кристал-
лизационного происхождения
N, цикли
Рис. VII.28. Малоцикловая усталость
плакированных (/) и иеплакироваиных
(2) листов из сплава В95пчТ2 толщиной
€ мм (/==2 Гц; /Q=2.6; по дан-
ным Б. Ф. Богданова, 3. Н. Колгано-
вой, О. Г. Сенаторовой
ской структуры при малых
с целью повышения пластичности
и сопротивления разрушению ли-
стов. Ее проводят чаще всего при
450—465 °C в течение 24 ч. Горя-
чую прокатку осуществляют при
360—390 °C. Перегрев слитков вы-
зывает образование рваной кром-
ки на горячекатаных рулонах.
Плакирующим материалом
служит мягкий низколегирован-
ный сплав AI+(0,9—l,3)Zn, обе-
спечивающий электрохимическую
(анодную) защиту от общей и
расслаивающей коррозии, а так-
же от коррозионного растрескива-
ния под напряжением. Поскольку
плакирующий слой склонен к
образованию крупнокристалличе-
деформациях, предшествующих от-
жигу или нагреву под закалку, в сплав для плакировки с целью
измельчения зерна вводят 0,2—0,3 % Fe и 0,05—0,15 % Ti.
Плакирующий слой из данного малопрочного сплава снижает
выносливость листов как при малоцикловой, так и при многоцик-
ловой усталости (рис. VII.28). Это особенно проявляется в отсут-
ствие концентраторов напряжений. По данным Э. М. Радецкой
и О. Г. Сенаторовой, плакировка влияет на значения предела вы-
носливости листов толщиной 6 мм из сплава В95пчТ2 следующим
образом:
Толщина плакировки, % от толщины
листа ................................. 0
1,2 3,5—4
Предел выносливости (ст-i), МПа
(/?=0,1; /=40 Гц) при:
/6 = 1 ............................ 140 120 100
/6 = 2,6 . ... 90 — 70
По мнению С. И. Кишкиной [23], отрицательный эффект пла-
кирующего покрытия связан с его пониженной общей выносли-
востью по сравнению с выносливостью основного сплава, а не
с более ранним образованием трещин в этом покрытии.
Для повышения выносливости, а также уменьшения повреж-
даемости поверхности и возможности проведения формообразова-
нпя и поверхностного упрочнения дробеструйным методом для
плакировки используют более прочные, термически упрочняемые
сплавы системы А1—Zn—Mg [24, 25] либо листы без плакировки.
Приварка твердой плакировки вызывает большие затруднения,
чем обычной. Для твердой плакировки сплава В95 С. Е. Павловым
был предложен сплав \1—3,5 MgZn2. В американской практике
используют сплавы 7008 и 7011.
Для одновременного обеспечения защиты от коррозии (осо-
бенно в состоянии Т1) п повышенной выносливости листов важна
регламентация величины плакирующего слоя из любого сплава.
Зеренная структура листов
В соответствии с технологией производства и составом сплава В95
(в который входят элементы-антирекристаллизаторы Сг и Мп)
горячекатаные листы имеют частично рекристаллизованную не-
однородную, волокнистую (в направлении прокатки) зеренную
структуру [26]. Структура центральной зоны листов преимущест-
венно полигонизованная (рис. VII.29, а), постепенно переходящая
к поверхности в полностью рекристаллизованную с сохранением
волокнистого строения зерна (рис. VП.29, б).
Холодный подкат горячекатаных листов вызывает увеличение
объемной доли рекристаллизованных зерен. Холоднокатаные ли-
сты из сплава В95 характеризуются полностью рекристаллизован-
ной однородной (в поперечном и долевом направлении) струк-
турой с формой зерна чешуйчатого типа (рис. VII.29, в, г).
Термическая обработка листов
Для сплава В95 характерен достаточно широкий интервал темпе-
ратур нагрева под закалку; для листов, особенно неплакирован-
ных, температуру можно поднимать до 480—490 °C [24, 27].
Однако на практике рекомендуют использовать интервал 465—
475 °C в целях уменьшения диффузии компонентов в плакирующий
слой, во избежание местных пережогов и потери структурного эф-
фекта в горячекатаных листах.
Для листов особое значение имеет скорость переноса из нагре-
вательного устройства в закалочный бак, так как замедленный
перенос приводит к существенному снижению свойств. Влияние
времени переноса (т) листов толщиной 1 мм из сплава В95Т1
в бак с холодной водой на их механические свойства показано
ниже:
<тв, МПа............................ 535
(То,2, МПа .... 503
б, %.................................. П.2
10 2U 30 40 60
525 517 460 427 404
485 461 385 354 316
10,7 10,3 12,0 11,5 11,0
Критическая скорость охлаждения при закалке (в критическом
температурном интервале 400—290 °C) сплава В95 меньше, чем
сплава Д16Т. По данным Финка и Виллея, к скорости охлаждения
наиболее чувствительны прочностные свойства (окр = 427 °С/с)
и существенно менее коррозионные свойства (иКр=167оС/с). По-
Рис. VI 1.29. Зеренная структура в продольном направлении центральной (а) и поверхност-
ной (6) зон горячекатаных листов из сплава В95пчТ1, а также холоднокатаных листов из
сплавов В95Т1 (в) и В95пчТ1 (г):
а, б — травитель 25 % HNO3 при 70 СС. Х400; в, г —травитель реактив Келлера. Х250
этому контрольные испытания на растяжение могут служить пока-
зателем уровня коррозионной стойкости.
Листы, как правило, закаливают в холодной воде. С целью сни-
жения коробления листовых деталей в последние годы стали при-
менять закалку в водных растворах полимеров, которые, приводя
к некоторому замедлению охлаждения, обеспечивают более высо-
кую скорость, чем горячая и кипящая вода [28]. Обычно в эти
среды закаливают детали из сплавов типа В95 толщиной до 6 мм.
Некоторые возможности для снижения допустимой скорости
охлаждения открывают смягчающие режимы старения Т2 и ТЗ.
После закалки сплав В95 упрочняется как в процессе естест-
венного, так и искусственного старения. При комнатной темпера-
туре (рис. VI1.30, о) упрочнение не наблюдается в течение первых
двух часов, а затем оно сильно развивается в течение двух суток
с последующим замедлением прироста прочности. Естественное
старение можно замедлить путем хранения материала при отрица-
тельных температурах, например для проведения операций формо-
образования и правки листовых деталей.
Параметры фазового старения по основному одноступенчатому
режиму Т1 (120°C, 24 ч) для плакированных листов выбирали,
Рис. VII.30. Кинетика изменения временного сопротивления (сплошные линии) и относитель-
ного удлинения (пунктирные линии) листов из сплава В95 в процессе естественного (а) и
изотермического искусственного (б) старения при 100 (/)» 125 (2), 140 (3) и 160 С (#)
исходя из следующих принципов. Максимальное упрочнение в ин-
тервале 100—160 °C при длительностях выдержки (12—24 ч) про-
исходит при 120°C (рис. VII.30, б). Однако для повышения кор-
розионной стойкости под напряжением была установлена
выдержка 24 ч. Для старения листовых деталей с местным наруше-
нием плакировки (в результате механической обработки или хими-
ческого фрезерования) был принят режим 140 °C, 16 ч, приводя-
щий к некоторому дальнейшему повышению стойкости к корро-
зионному растрескиванию
По данным И. Н. Фридляндера, Е. И. Кутайцевой, С. Е. Пав-
лова, 3. Г. Филипповой ниже дано влияние различных вариантов
режима Т1 на механические (определяли на плакированных ли-
стах толщиной 4 мм) и коррозионные (определяли на петлевых
образцах из листа толщиной 1 мм в 3 %-ном растворе NaCI) свой-
ства листов из сплава В95:
Режим старения
пв, МПа
Сто,г. МПа
б. % -
КР, сут .
120 °C. 24 ч 140 °C. 16 ч 120 °C,
540 527 3 ч + 160 °C 3 ч 520
165 473 465
11,9 12,3 12,2
4—7 4—20 54
Еще более высокую стойкость обеспечивает так называемый
сокращенный твухступенчатый вариант режима Т1 (120 °C,
3 ч + 160гС, 3 ч), отвечающий начальной стадии коагуляционного
разупрочняющего старения и соответственно несколько снижаю-
щий прочность ( ~ на 20 МПа).
Для повышения стойкости листов из сплавов типа В95 к кор-
розионному растрескиванию по i напряжением и коррозионному
расслаиванию, а также для улучшения характеристик сопротив-
ления разрушению применяют двухступенчатые режимы коагуля-
ционного смягчающего старения: Т2— 115 ± 5°C, 5—10 ч + 165 ±
±5°C, 14—18 ч и ТЗ — 115 ± 5СС, 5—10 ч + 165 ± 5СС, 25—30 ч.
Рис. VII.31. Тонкая структура горячекатаных правленых листов толщиной 6 мм из сплава
В95пч в состояниях Т1 (а) и ТЗ (б). Крупные частицы — марганцовистые и хромистые
дисперсоиды. Х38 000 (данные В. С. Саидлера н О. Г. Сенаторовой)
С увеличением выдержки на первой ступени растут показатели
вязкости разрушения. Минимальные выдержки на второй ступени
старения, как правило, относятся к правленным (прогладкой
и растяжением) после закалки листам, максимальные — к неправ-
леным листам (например, листовым штамповкам). Основные за-
кономерности изменения комплекса свойств и тонкой структуры
листов в процессе двухступенчатого старения изложены в работах
(29, 30].
Прочностные свойства листов в состоянии Т2 ниже в среднем на
30—40 МПа, а в состоянии ТЗ — на 50—70 МПа, чем в состоя-
нии Т1. Прочность неплакированных листов в состоянии Т2 прак-
тически равноценна прочности плакированных листов в состоя-
нии Т1 (см. табл. VII.36).
Упрочнение листов в состоянии Т1 обеспечивается зонами ГП
и полукогерентной фазой М' (MgZn2), в состоянии Т2 — в основ-
ном фазой АГ и в состоянии ТЗ — фазой М' и стабильной фазой М.
Диаметр выделений главной упрочняющей фазы АГ (имеющей
пластинчатую форму) в листах без правки в состояниях Tl, Т2, ТЗ
находится соответственно в пределах 3—7, 8—16 и 9—20 нм при
уменьшающейся плотности распределения [29].
В правленых листах (рис. VII.31) наблюдается заметная раз-
мерная неоднородность фазы АГ, что наиболее отчетливо выяв-
122
ляется в перестаренных состояниях: преобладающие выделения,
зародившиеся гомогенно на зонах ГП, имеют примерно вдвое
меньший размер, чем сравнительно крупные выделения, зародив-
шиеся, вероятно, на дислокациях, введенных деформацией (растя-
жением) при правке.
Относительное удлинение листов в состояниях Т2 и ТЗ не-
сколько (на 1—3 %) снижается по сравнению с уровнем, харак-
терным для состояния Т1: в меньшей мере для горячекатаных ли-
стов и в большей — для холодно-
катаных. Показано, что это сни-
жение обусловлено понижением рав-
номерного удлинения, так как ло-
кальная пластичность (сосредото-
ченное удлинение на базе сетки 1 мм,
пластичность изломов) растет [26,
29]. Именно повышенная локаль-
ная пластичность является одной из
причин улучшения характеристик
вязкости разрушения и снижения
Рис. VI1.32. Зависимость скорости роста трещины
усталости в 2-мм плакированных листах при двух-
осном повторном растяжении (R=0,2; v=0,17 Гц)
от содержания в сплаве В95 примесей и режимов
старения по данным Н И. Новосильцевой,
О. Г. Сенаторовой и В Ю. Соина:
/ —B95TI (0.29 % Fe: 0.22 % Si); 2— В95Т1 (0,34 %
Fe: 0,05 % Si); 3 — В95пчТ1 (0,19 % Fe; 0.08 % Si);
4. 5. C> — В95очТ1, T2. ТЗ соответственно (0.12% Fe.
0,05 % Si); 7. 8— Д16чТ, Tl соответсвенио (0.23 %
Fe; 0,16% Si)
скорости роста трещины усталости в листах (рис. VII.32,
табл. VII.37) после старения по режимам Т2 и ТЗ по сравнению
со старением по режиму Т1.
Применение смягчающих режимов Т2 и ТЗ практически исклю-
чает склонность листов к коррозионному растрескиванию и рас-
слаивающей коррозии. По данным О. Г. Сенаторовой и Е. И. Бу-
рова, коррозионная стойкость листов из сплава В95пч при испыта-
ниях в атмосфере морских тропиков характеризуется следующими
величинами:
Режим старения .............
Коррозионное растрескивание *,
сут.........................
Расс 1аивающая коррозия **,
баллы ......................
Т1 Т2 ТЗ
15—30 3 500 >500
8—10 2—4 2—3
* Холоднокатаные листы, испытания на изгиб при сг=0,9<то,2.
** Горячекатаные листы.
Объясняется это совокупностью факторов: выравниванием
электрохимических потенциалов околограничной зоны и тела зерна
вследствие общего распада твердого раствора, увеличением рас-
стояния между пограничными частицами фаз, повышением одно-
родности скольжения и соответственно отсутствием скоплений
дислокаций у границ зерен вследствие уменьшения степени коге-
рентности выделений в зерне и увеличения их размеров и расстоя-
ния между ними.
В состоянии максимальной прочности Т1 коррозионная
стойкость листов проявляет заметную зависимость от характера
Рнс. VII.33. Характер расслаивающей торцовой (а) и поверхностной (б) коррозии в горяче-
катаных листах из сплава В95пчТ1 после испытания в атмосфере морских тропиков (данные
О. Г. Сенаторовой, Е. И. Буровой)
зеренной структуры. Горячекатаные листы практически не разру-
шаются от коррозии под напряжением, но сильно склонны к рас-
слаивающей коррозии (рис. VII.33) ввиду волокнистого зеренного
Таблица VII.37. Свойства холоднокатаных плакированных листов толщиной
2 мм в зависимости от содержания примесей и режимов старения
Сплав Содержание примесей, % (по массе) Количество избыточ- ных фаз, % (объемн.) Режим старения Удлинение, % К СТ, Дж / см2 Т ьГ е to X и to МЦЗ «, кц "РИ = 180 МПа, /=0,17 Гц, Л^=2,6
Fe Si местное (ej) относитель- ное (й10)
В95оч 0,12 0,05 1 тз 32,0 10,4 6,5 — — 28,0—34,0
0,12 0,05 1 T2 31,0 10,2 5,5 — 0,96 28,0-34,0
0,12 0,05 1 T1 27,7 11,4 4,7 73 0,94 30,6—35,0
В95пч 0,19 0,08 1,8 Т1 23,5 10,5 5,0 68 0,94 34,4—44,0
В95 0,34 0,05 2,8 T1 22,4 9,0 2,8 62 0,90 35,0-37,0
0,29 0,22 3,4 T1 15,5 8,3 2,2 47 0,85 14,5—28,8
Примечание. и Л' — в долевом направлении, остальные — в попе-
речном.
* На образце 100X300 мм.
*г Тип образца—полоса с отверстием.
строения. Холоднокатаные листы напротив склонны к растрески-
ванию под напряжением, при большей стойкости к расслаивающей
коррозии.
Из-за способности сплава В95 к закалке со сравнительно низ-
ких температур и к последующему естественному старению не ре-
комендуется проводить отжиг в селитровых ваннах, так как неиз-
бежное охлаждение листов в воде для промывки от селитры
приводит к их частичной закалке. Листы, отожженные в воздуш-
ных печах, с охлаждением на воздухе, упрочняются в процессе
вылеживания при комнатной температуре. Поэтому для полного
разупрочнения отжиг рекомендуется проводить при 380—430 °C
с охлаждением со скоростью 30°С/ч до 150 °C с печью, а затем
на воздухе (табл. VI 1.38).
Таблица VI 1.38. Механические свойства листов толщиной 1 мм
из сплава В95 в зависимости от скорости охлаждения при отжиге
Температура отжига, °C Охлаждение на воздухе Охлаждение с печью
ав, МПа г. % ав, МПа г. %
360 240 14,9 232/220 15,8/15,5
400 290 14,0 220/213 15,7/15,6
4Ю 334 15,8 224/210 15,3/15,0
Примечание. В числителе — для скорости охлаждения 50°С/ч, в зна-
менателе 30°С/ч.
Влияние температуры отжига и степени деформации на ре-
кристаллизацию листов показано на рис. VI 1.34.
Влияние примесей железа и кремния
на структуру и свойства листов
С ограничением содержания железа и кремния в новых сплавах
повышенной и особой чистоты (В95пч, В95оч) существенно умень-
шилось количество грубых включений (средняя толщина 2—6 мкм)
примесесодержащпх фаз кристаллизационного происхождения
(см. рис. VII.29): по данным количественного микроанализа, при-
мерно до 2,0 и 1,0 % (объемн.) соответственно в сплавах В95пч и
В95оч по сравнению с 5—6 % (объемн.) в сплаве В95 в направле-
нии по толщине листа [26]. Это позволило в существенной мере
ограничить их отрицательное влияние на свойства и при сохране-
нии прочности повысить показатели пластичности (особенно ло-
кальной), вязкости разрушения, уменьшить чувствительность
к конструкционным и технологическим концентраторам напряже-
ний (см. табл. VII.37) и увеличить технологичность при операциях
правки и формообразования. Эффект чистоты в отношении сниже-
ния скорости роста трещины усталости наиболее значителен на ста-
дии ее ускоренного развития (при Д/(>12,5—15,5 МПа-м,/г) (см.
рис. VI 1.32). Отрицательное влияние включений интерметаллидов
связывают главным образом с возникновением при пластической
деформации микротрещин или пор внутри включений или на гра-
нице их раздела с матрицей, способствующих преждевременному
развитию магистральной трещины.
Применение листов
Листы из сплавов типа В95 находят широкое применение в само-
летных и других конструкциях. Еще большие возможности для
расширения областей их использования открыла разработка спла-
вов высокой чистоты по примесям В95пч
и В95оч и смягчающих режимов старения
Т2 и ТЗ, обеспечивающих оптимальный
комплекс свойств для надежной и долго-
вечной работы листовых деталей.
Рис. VII.34. Влияние температуры
отжига п степени деформации на
рекристаллизацию листов из сплава
В95 (по данным Фланигана, Фед
сеиа и Дорна). Л — область полной
рекристаллизации
Рис. VII.35. Влияние степени
нагартовки прокаткой на меха-
нические свойства и малоцик-
ловую усталость листов из
сплава В95Т1
При использовании листов следует учитывать особенности
сплавов типа В95: чувствительность к концентраторам напряже-
ний (царапинам, малым радиусам перехода, острым кромкам и
т. п.), недопустимость повышенной пластической деформации
в искусственно состаренных состояниях, приводящей к снижению
пластичности, сопротивления разрушению и малоцикловой уста-
лости (рис. VII.35) и т. д. Все это требует тщательной конструк-
тивной и технологической проработки форм и методов изготовле-
ния деталей.
6. СВАРИВАЕМЫЙ СПЛАВ 1201*
Сплав 1201 относится к сплавам системы А1—Си с добавками
марганца, титана, ванадия, циркония. Он обладает высокой тех-
нологичностью при литье и деформации. Листы из сплава 1201
поставляют в следующих состояниях: в отожженном (М), зака-
* Авторы: Н. М Виноградова, 3. И. Старостина, Н. Б. Кондратьева,
Т. В. Иванова.
ленном и правленом со средней величиной деформации 1,5—3 %
(Т); нагартованном после закалки со средней величиной деформа-
ции 7—10 % (TH); закаленном, правленом и искусственно соста-
ренном (Т1); закаленном, нагартованном после закалки и искус-
ственно состаренном (Т1Н). Листы с обеих сторон плакируют
сплавом АЦпл. («А»).
В табл. VII.39 приведены механические свойства листов из
сплава 1201 по установленной технической документации,
а в табл. VI 1.40 — их типичные механические свойства при различ-
ных температурах.
Таблица VII.39. Механические свойства плакированных листов
из сплава 1201 (минимальные)
Состоя- ние Толщина листа, мм %’ МПа °0,2’ МПа •810» % Состоя- ние Толщина листа, мм ств’ МПа °0,2’ МПа 8 ю» %
Т1 * 1,0—1,9 334 221 7.0 Т1 8,0-10,5 412 314 6,0
2,0—10,5 353 235 7,0
Т1 1,0-1,9 2,0—8,0 378 402 280 314 7,0 6,0 Т1Н 2,0—4,0 4,0—10,5 402 412 323 333 6,0 6,0
* Без правки после закалки.
Таблица VI 1.40. Типичные механические свойства плакированных листов
толщиной 2 мм нз сплава 1201 при различных температурах
Состояние t. °C ав, МПа °0,2> МПа 8. % и / % ав кси, Дж/см2 кст. Дж/см2
Т1 20 410 330 10,0 0,90 11,5 9,5
-70 435 345 11,0 0,92 12,7 9.6
—196 520 390 13,5 0,95 12,1 9,7
-253 650 430 18,0 0,90 — —
Т1Н 20 420 345 8.0 0,89 10,6 7,2
-70 450 370 8,0 0,89 11.1 7,7
-196 530 400 12,5 0,84 11,6 7,9
-253 670 450 16,0 __ — —
П р и м 10 мин. ч а н и е. Время вь держки п ри темпер )атурах ис шытания составило
С понижением температуры испытания прочностные характе-
ристики (ов и о0>2) сплава 1201 повышаются без снижения
пластичности. При этом разница между временным сопротивле-
нием и пределом текучести возрастает при понижении темпера-
туры, что характерно для материалов, сохраняющих высокую
пластичность при низких температурах. Чувствительность к над-
резу, являющаяся качественной характеристикой вязкости мате-
риала или сопротивления хрупкому разрушению, у сплава 1201
с понижением температуры практически не изменяется; не изме-
няются также и ударная вязкость и способность сплава к тормо-
жению разрушения при ударном изгибе, что также характерно
для пластичных материалов. Этот сплав не охрупчивается и при
температуре жидкого гелия (—269 °C).
Механические свойства листов при повышенных температурах
и при комнатной температуре после нагревов приведены
в табл VII.41 и VII.42.
Таблица VII.41. Типичные механические свойства плакированных листов
толщиной 2 мм из сплава 1201 при повышенных температурах
Состояние t. °C Зв* МПа а0,2* МПа 6. % Состояние t, °C ств* МПа а0,2’ МПа г, %
Т1 20 410 330 10,0 Т1Н 20 420 345 8,0
150 335 265 12,0 150 345 280 12,0
200 290 230 13,0 200 270 230 13,5
250 220 170 15,0 250 190 160 15,5
Примечание.
Время выдержки при повышенных температурах
30 мин.
Таблица VII.42. Влияние нагрева на механические свойства плакированных
листов толщиной 2 мм в состоянии Т1 при комнатной температуре
t, °C ав, МПа а0 2, МПа 6. % || t, °C ав» МПа ст0 2, МПа г. %
20 424 337 9,2 200 425/373 336/270 10,0/10,0
100 420/425 330/335 10,0/9,7 250 377/315 277/212 9,5/11,5
150 425/418 340/341 9,7/9,5 1| 300 324/277 208/170 10,0/11,5
Примечание.
100 ч.
В числителе выдержка при
нагреве 0,5 ч, а в знаменателе
Прочностные свойства листов из сплава 1201 с повышением
температуры испытания понижаются и тем интенсивнее, чем выше
температура испытания. Однако уровень значений временного со-
противления и предела текучести при всех исследованных темпе-
ратурах (20—250 °C) выше, чем у листов из сплава АМгб, наи-
более широко применяемого в настоящее время в сварных высоко-
нагруженных конструкциях. Восстановленная прочность у листов
из сплавов 1201 зависит от температуры нагрева и времени вы-
держки.
Нагрев в течение 100 ч при 100—150 °C и в течение 30 мин при
200 °C практически не оказывает влияния на их механические
свойства. Дальнейшее повышение температуры и времени вы-
держки при испытании приводит к заметному снижению прочно-
стных характеристик, однако и после нагрева при 250 °C в тече-
ние 1000 ч прочностные свойства листов из сплава 1201 при ком-
натной температуре остаются достаточно высокими: ств=295 МПа;
по,2=205 МПа; 6=11,8 %.
Механические свойства сварных соединений из сплава 1201
Сплав 1201 удовлетворительно сваривается точечной, роликовой,
и аргонно-дуговой сварками. Механические свойства сварных сое-
динений из сплава 1201, выполненных с помощью контактной то-
чечной сварки, при испытании на срез и на отрыв близки (не
ниже) свойствам сварных соединений из стандартного сплава
Д16.
Аргонно-дуговую сварку листов из сплава 1201 осуществляют
с применением присадочной проволоки марки Св1201. Коэффи-
циент трещинообразования при сварке, определенный по методике
крестообразной пробы с применением присадочной проволоки
Св 1201, составляет ~5 %.
Поскольку прочность сварных соединений, выполненных нз тер-
мически упрочняемого сплава 1201, без последующей термической
обработки после сварки составляет 0,7овс" для тонких листов
(2—3 мм) и 0,5—0,6о°с" для листов толщиной более -1 мм, то для
создания равнопрочных сварных соединений необходимо предус-
матривать местное утолщение свариваемых кромок путем химиче-
ского или механического фрезерования не менее чем на 50 %.
Характер разрушения материала при испытании сварных емко-
стей пластичный. В табл. VII.43 приведены типичные механиче-
ские свойства сварных соединений, выполненных автоматической
аргонно-дуговой сваркой неплавящимся электродом. После сварки
сварные соединения термической обработке не подвергались.
Таблица VII.43. Типичные механические свойства сварных соединений
из сплава 1201 при различных температурах
t. *с ав, МПа а, 0 СВ / осн % ав t, "С afi, МПа а, * св осн % /’в
250 200 150 20 -196 Толщина ли 180--200 230—250 250—280 300—320 400—420 ста 2 мм 70—90 1,0 0,85 0,75 0,70 0,75 —253 20 196 253 Толщине 450-500 Толщина 250- 300 350-400 450—470 листа 2 листа 10 40- 50 мм 0,80 мм 0,63 0,65 0,67
Примечание. Состояние материала до сварки Т1 или Т1Н.
Сплав 1201 не склонен к замедленному разрушению под на-
грузкой. Длительные и многочисленные испытания емкостей из дан-
ного сплава (1,5—3 г.) под нагрузкой показали, что конструктив-
ная прочность материала не снижается.
Выносливость при повторно-статических нагружениях
сталостные характеристики листового материала из сплава
1201 и из сплавов Д16Т и АК4—1Т1 близки (рис. VII.36). Листы
обладают вполне удовлетворительной стойкостью при повторно-
статических нагружениях. При напряжениях 120 и 80 МПа вы-
носливость листов из сплава АК4—1Т1 ниже, а из сплава Д16Т
в 2 раза выше, чем у листов из сплава 1201. Выносливость листов
Рис. VII.36. Выносливость листов из сплавов 1201 (/). Д16АТ (2) и АК4—1Т1 (3) при
20 °C (f-0,17 Гц при -200 МПа и f- Ю Гц при онетт0 -200 МПа)
Рис. VII.37. Сравнение усталостной долговечности листов и сварных соединений из
сплавов 1201 ATIН (/, 2) и АМгбБН (3, 4). а=2.6: /?=0; /=0.17 Гц.
1,4 — сварные образцы; 2. 3 — образцы с отверстием
из сплава 1201 при 150 °C примерно в 2 раза ниже его выносли-
вости при 20 °C *.
Значения долговечности сварных соединений листов из сплава
1201Т1Н при /'=0,17 Гц на порядок выше долговечности аналогич-
ных соединений листов из сплава АМгбБН (рис. VII.37) **.
* Данные А. 3. Воробьева, 3. Н. Колгановой. Г. В Великановой и авторов
раздела.
** Данные А. 3. Воробьева, В. Ф Богданова, Л Д. Садовникова и авторов
раздела.
Способность сплава 1201 к холодной, деформации
Листы из сплава 1201 обладают такой же технологической пла-
стичностью при комнатной температуре, как и листы из стандарт-
ного сплава Д16. В отожженном состоянии технологическая пла-
стичность сплава 1201 высокая, поэтому в этом состоянии из него
можно изготавливать детали сложной формы с большими степе-
нями деформации. Во всех других состояниях технологическая
пластичность сплава пониженная, следовательно, в этих случаях
листовой штамповкой можно получать детали средней и малой
сложности (табл. VII.44).
Таблица \ 11.44. Штампуемость листов из сплава 1201
в различных состояниях (данные А. В. Попова,
Л. В. Авдошиной, Г. М. Глазуновой и авторов)
Состояние дПред г^пред Котб •1 гппп’ мм
м 2,0 1,6 1,0
т 1,8 1,4 1,5 *2
TH 1,6 1,25 2,5 *3
*1 Минимальный относительный радиус гиба.
*2 Степень деформации при гибке не должна пре-
вышать 10% (г-^45. где S — толщина листа).
*3 То же, 3% (r> 15S).
С учетом ограниченной деформации в закаленном состоянии (не
более 10 %) степень предельной вытяжки (Л”Лред) и предельной
отбортовки (Ко1бЛ) должна быть не более 1,1. Деформирование
материала в закаленном и правленом, а также закаленном и на-
гартованном состояниях с предельными степенями не рекоменду-
ется. Деформирование материала с критическими степенями
(екР=5-ь 12 %) приводит к образованию крупного зерна при
последующем нагреве до температур рекристаллизации (отжиг,
закалка).
Способность сплава к торможению разрушения
при ударном изгибе
Листы из става 1201, а также сварные соединения, выполненные
из этих листов, обладают удовлетворительной способностью к тор-
можению разрушения при ударном изгибе (табл. VI 1.45).
Ударная вязкость листов из сплава 1201
Ударная вязкость листового материала из сплава 1201 удовтетво-
рительная и составляет ~ 10 Дж/см2 при 20 и —196 °C
(табл. VI 1.46). Сварные соединения из сплава 1201, выполненные
Таблица VII.45. Способность сплава 1201 к торможению разрушения
при ударном изгибе (данные Б. А. Дроздовского, Н. В. Юрушкииой и авторов)
Вид полуфабриката Состояние Место надреза KCT, Дж/см2, при
20 °C -70 °C -196 °C
Лист 2 мм Т1 Т1Н Основной металл То же 9,5 7,2 9,6 7,7 9,7 7,9
Сварное соедине- ние из листа 2 мм Т1 По шву По зоне сплавле- ния 12,7 7,0 14,0 7,5 11,6 6,0
Т1Н По шву По зоне сплавле- ния 13,9 7,2 14,5 7,3 13,0 6,5
из листов толщиной 10 мм, обладают более высокой ударной вяз-
костью по сравнению с основным металлом.
Таблица VII.46. Ударная вязкость листов из сплава 1201 при различных
температурах (данные С. Е. Беляева и авторов)
Вид полуфабриката Состояние Место надреза KCU, Дж/см2, при
20 °C -70 ”£ -196 °C
Лист 10 мм Т1 Основной металл 11,5 12,7 12,1
Сварное соедине- ние из листа 10 мм Т1 По шву По зоне сплавле- ния 20,1 14,5 24,1 15,8 17,5 н.о
Лист 10 мм Т1Н Основной металл 10,6 11,1 11.6
Сварное соедине- ние из листа 10 мм Т1Н По шву По зоне сплавле- ния 20,0 13,0 24,6 13,7 14,1 8,5
Влияние технологических факторов на свойства листов
из сплава 1201
Гомогенизация. Для повышения пластичности при температурах
деформации и получения более однородной структуры у катаных
полуфабрикатов из сплава 1201 отлитые слитки гомогенизируют
при 510—530 °C в течение 24 ч.
Температура закалки. Оптимальные значения механических
свойств и удовлетворительная структура у листов из сплава 1201
достигаются после закалки с 530—540 °C. Дальнейшее повышение
температуры закалки до 545—550 °C практически не оказывает
влияния на механические свойства (рпс VII.42), однако при
этих температурах наблюдается значительный рост зерна и диф-
фузия легирующих элементов в плакирующий слой (рис.VII.43),
что заметно снижает коррозионную стойкость плакированных ли-
стов.
Время выдержки при нагреве под закалку плакированных ли-
стов из сплава 1201 выбирают в зависимости от толщины листа и
оборудования (селитровая ванна или
электропечь). При повторной закалке
листового материала время выдержки
при нагреве уменьшается, а при закалке
листов из отожженного состояния уве-
личивается (в 2—3 раза), поскольку
предшествующая закалка ускоряет про-
цесс растворения фаз при нагреве, а
предшествующий отжиг замедляет.
Перезакалка листов приводит к сни-
жению прочностных свойств (ов. 00.2) и
повышению пластичности (табл. VII.47).
Рис. VII.38. Влияние темпера-
туры закаАки на механические
свойства листов из сплава 1201
При перезакалке закаленных и ис-
кусственно состаренных листов прак-
Chipmaker.ru
Рис. VII.39. Влияние температуры закалки
на микроструктур} листов из сплава 1201
(поперечное направление). х200:
а — 520 СС; б — 530 °C; в - 540 °C
тически не изменяются значения механических свойств, тогда
как перезакалка закаленных, правленых и искусственно соста-
ренных листов снижает временное сопротивление на ~20 МПа,
а предел текучести — на 60 МПа в результате снятия эффекта де-
формации растяжением, удлинение при этом повышается на
^4%. Псрезакалка закаленных, нагартованных на 7—10 % про-
каткой и искусственно состаренных листов из сплава 1201 приво-
дит к еще большему снижению прочностных свойств.
После второй перезакалки структура материала значительно
огрубляется, так как деформация листов на 7—10 % находится
в пределах критической степени деформации листов из сплава
1201; на поверхности листов при из-
Рис. VI 1.40. Изменение механических
свойств листов в процессе старения при
20 °C (толщина листа 2.5 мм)
готовленип деталей с помощью вы-
тяжки в результате огрубления
структуры появляется шерохова-
тость. Декоративный вид деталей из
таких листов неудовлетворительный.
Нагартованные прокаткой ли-
сты (на 7—10 %) обладают сред-
ней технологической пластичностью,
их рекомендуют использовать в том
случае, когда от материала требу-
ются более высокие прочностные
характеристики.
Старение. Листы из алюминие-
вого сплава 1201 в процессе вы-
леживания при комнатной температуре после закалки очень мало
упрочняются (рис. VII.40). В этом состоянии из них изготовляют
холодной деформацией детали несложной формы. Максимальные
значения механических свойств у листов из сплава 1201 достига-
ются после искусственного старения при повышенных температу-
рах Искусственное старение листов приводит к значительному
росту предела текучести (на 80—100 МПа), незначительному по-
вышению временного сопротивления (на 20—30 МПа) и пониже-
нию удлинения (на 8—10 %).
Оптимальный режим искусственного старения для обеспечения
удовлетворительных механических свойств и коррозионной стой-
Та блица V1I.47. Влияние перезакалки иа механические свойства листов
из сплава 1201
Мехаинческне свойства Т1* Т1 T1H
/ II III I II III I II Ш
ов, МПа . . 400 400 393 425 406 400 430 400 395
€Fq,2, МПа . 283 278 272 342 282 280 355 280 275
5, % 14,5 14,8 14,7 9,2 13,0 13,5 8,5 13,5 13,5
Примечание. В таблице приняты следующие условные обозначения:
I— до перезакалки; //-- после первой закалки; 111— после второй закалки.
* Без правки после закалки.
кости под напряжением* у сплава 1201 устанавливается в зави-
симости от величины нагартовки листов после закалки
(рис VIL41)
искусственного старения
(6) и нагартоваиных (е)
на механические свойства
листов из сплава 1201:
Рис. VII.41. Влияние режимов
неправленых (а), правленых
/ — 160 *С; 2— 170 °C;
3 — 180 °C; 4 — 190 °C; 5 —195 °C; 6 — 200 °C
Неправленые листы (закаленные на заводе-потребителе),
имеющие максимальные
значения прочностных характеристик
(ов=400-7-410 МПа; сто,2=28О-ь 300 МПа),
160—170 °C в течение 20—25 ч обладают
повышенной склонностью к коррозион-
ному растрескиванию (рис. VII.41,g).
Для обеспечения их удовлетворительной
коррозионной стойкости под напряжени-
ем следует проводить искусственное ста-
рение при 185—195 °C в течение 20—36 ч
(рис. VIL42). Прочностные свойства ли-
стов, состаренных по этому режиму, бу-
дут ниже (ств = 380 МПа; о0,2=2604-
280 МПа; 6=12%), а коррозионная
стойкость значительно выше.
Правленые листы из сплава 1201
(с остаточной деформацией при правке
растяжением 1,5—3%) имеют макси-
мальные значения прочностных свойств
также при 160—170 °C (рис. VII.41,6).
после старения при
Рис. VH.42. Коррозионная стой-
кость под напряжением нагар-
тованных (/). правленых (2) и
неправленых (3) листов из
сплава 1201; т — время до рас-
трескивания
Удовлетворительная коррозионная стойкость под напряжением
правленых листов достигается при температуре искусственного
старения не ниже 180 °C в течение 18—20 ч (см. рис. VI 1.42).
1 Исследование коррозионной стойкости листов из сплава 1201 проводили
В. А. Климова и В. С. Синявский.
Механические свойства листов, состаренных по этому режиму,
следующие: ств = 420 МПа; о0,2=320 МПа; 6=104-12%.
Нагартованные прокаткой на 7—10 % листы имеют максималь-
ные значения временного сопротивления и предела текучести
также после старения при 160—170 °C, время выдержки для до-
стижения максимальных значений ств и сто.2 составляет всего 12—
14 ч (рис. VII 41, в), так как нагартовка листов значительно уско-
ряет процесс искусственного старения. Коррозионная стойкость
под напряжением нагартованных листов, состаренных при 165—
175 °C и времени выдержки 16—24 ч, высокая (см. рис. VII.42).
Механические свойства нагартованных листов, состаренных по
этому режиму, равны: ов=430 = 440 МПа; о0,2=340=360 МПа;
6 = 8=10%. Различная коррозионная стойкость неправленых,
правленых и нагартованных листов из сплава 1201 обусловлива-
ется различным структурным состоянием материала
На рис. VII.43 показана микроструктура и тонкая структура 1
неправленых, правленых и нагартованных листов из сплава 1201.
На рис. VI 1.43 видно, что неправленые, правленые и нагарто-
ванные листы имеют практически одинаковую рекристаллизован-
ную структуру. Структурные составляющие мелко раздроблены и
равномерно расположены по зерну твердого раствора. Границы
зерен — тонкие, четкие.
Неправленые, йравленые и нагартованные листы имеют раз-
личную тонкую структуру, различный характер выделений. У не-
правленых листов, состаренных по режиму 160 °C, 20 ч, обеспе-
чивающему максимальные прочностные свойства, структура в ос-
новном состоит из a-твердого раствора, упрочняющей фазы 0",
плотность выделений которой при этом режиме достигает макси-
мума, и отдельных мелких выделений фазы О', количество которой
возрастает по мере перестаривания. На границах зерен видны
редкие выделения крупных частиц стабильной фазы 0. В них лока-
лизуется медь из пограничных областей. Эти частицы появляются
на ранних стадиях старения и приводят к последующему умень-
шению концентрации меди околограничных участков мат рицы. По
границам зерен твердого раствора образуются зоны, свободные от
выделений
Неправленые листы с такой структурой обладают низкой кор-
розионной стойкостью; они очень чувствительны к межкристаллит-
ной и расслаивающей коррозии, а также к коррозии под напряже-
нием. В коррозионной среде границы зерен, обедненные медью,
приобретают более отрицательный потенциал и растворяются под
действием коррозионной среды и растягивающих напряжений. По-
вышение температуры искусственного старения до 185—195 °C
(при выдержке при старении 20—36 ч) приводит к изменению
структуры. Количество фазы 0" уменьшается, а количество фазы
0' увеличивается (фаза 0' выделяется в виде длинных довольно
крупных частиц, а фаза 0"—в виде мелких точек). Выделения
1 Исследование электронно-микроскопической структуры проводили
В. С. Сандлер и В. С. Синявский.
Рис. VII.43. Микроскопические (/) и электронно-микроскопические (//) структуры неправле-
ны'. (а), правленых (б) и нагартованных (е) листов из сплава 1201 (поперечное направление):
I — Х200; II — Х21 500
фазы 6(CuA12) по границам зерен становятся крупнее. Разность
концентраций твердого раствора у границ и в зерне уменьшается
за счет понижения степени пересыщения твердого раствора внутри
зерна. Коррозионная стойкость неправленых листов, состаренных
по режиму 185—195 °C, 20—36 ч, повышается вследствие вырав-
нивания потенциалов, скорость коррозии в коррозионной среде
уменьшается. Прочностные свойства листов несколько снижаются.
У правленых листов, состаренных по режиму 160 С, 20 ч (обес-
печивающему максимальные прочностные свойства), наряду
с преимущественным выделением довольно мелких частиц фазы
6' наблюдаются также и точечные выделения фазы 0". На грани-
цах зерен наблюдаются выделения отдельных крупных частиц
стабильной фазы 9 и зоны, свободные от выделений. Правленые
листы обладают высокой коррозионной стойкостью, так же как и
неправленые при более высокой температуре искусственного ста-
рения. Но для первых искусственное старение при 175—185 °C,
18—20 ч уже обеспечивает им удовлетворительную коррозионную
стойкость.
Повышение температуры искусственного старения до 175—
185 °C приводит к дальнейшему увеличению количества фазы 0'
и более равномерному распределению ее по зерну твердого рас-
твора. Фаза 0" практически не наблюдается. Зоны, свободные от
выделений, значительно тоньше, чем у неправленых листов, соста-
ренных по режиму 190 °C, 20—36 ч. Правленые листы обладают
значительно более высокой коррозионной стойкостью по сравне-
нию с неправлеными, состаренными по указанному режиму.
Нагартованные листы из сплава 1201 обладают наиболее высо-
кими прочностными свойствами и коррозионной стойкостью вслед-
ствие лучшей структуры у нагартованного материала. При темпе-
ратуре искусственного старения 160—170 °C, 16—18 ч (режим,
обеспечивающий максимальные прочностные свойства) структура
материала является мелкой и однородной. Фаза 0' равномерно
расположена по зерну твердого раствора, фаза 0" отсутствует.
Зоны, свободные от выделений, узкие. На границах зерен наблю-
даются выделения отдельных крупных частиц стабильной фазы
0. Повышение температуры искусственного старения для нагарто-
ванных листов не приводит к улучшению структуры металла.
Для количественной оценки распада твердого раствора у ли-
стов из сплава 1201 измеряли размеры отпечатков частиц в зер-
нах и ширину зон, свободных от выделений. Результаты промеров
по микрофотографиям (Х21 500) приведены в табл. VII.48.
Как следует из этих данных, негартованные листы имеют
меньшую ширину зон, свободных от выделений, и наиболее тон-
кую структуру по сравнению с правлеными и неправлеными ли-
стами. По-видимому, процесс уменьшения размеров частиц и ши-
рины зон, свободных от выделений, происходит одновременно,
что позволяет судить о их взаимосвязи.
На основании проведенных исследований установлено, что де-
формация после закалки оказывает существенное влияние на
Таблица VI 1.48. Количественная оценка процесса
распада твердого раствора листов из сплава 1201
(данные В. С. Сандлера)
Состояние листов
Диаметр частиц
6' фазы, им
Ширина зон,
свободных от
выделения, им
Неправленое
Правленое
Нагартованное
116-460
69-139
46-69
139-186
93-139
46-69
структуру, механические свойства и коррозионную стойкость ли-
стового материала из сплава 1201. Чем выше степень деформации
(в пределах исследуемой деформации 1,5—10%), тем однород-
нее, тоньше и равномернее структура, выше прочностные свойства
и коррозионная стойкость. В зависимости от степени деформации
листов после закалки сплава 1201 устанавливают оптимальный
режим искусственного старения.
Неправленые листы следует подвергать искусственному ста-
рению по режиму 190±5°С, 20—36 ч; правленые листы — по ре-
жиму 180±5°С, 18—20 ч, а нагартованные листы — по режиму
170±5°С, 16—24 ч.
Перерыв между закалкой и искусственным старением. Время
перерыва между закалкой и искусственным старением не оказы-
вает влияния на механические свойства листов из сплава 1201,
поэтому искусственное старение можно проводить в любое время
после закалки.
Коррозионная стойкость. Общая коррозионная стойкость пла-
кированных листов из сплава 1201 —удовлетворительная, а непла-
кированных — пониженная. Удовлетворительное сопротивление
коррозии под напряжением листов из сплава 1201 обеспечивается
выбором оптимального режима искусственного старения. Обрабо-
танные по оптимальным режимам листы из сплава 1201 не
склонны к коррозионному растрескиванию.
Сернокислотное анодное окисление с последующей системой
лакокрасочных покрытий обеспечивает удовлетворительную за-
щиту от коррозии листов и сварных конструкций из этого сплава.
Внутреннюю поверхность емкостей не защищают лакокрасоч-
ными покрытиями, поэтому при хранении их заполняют сухим
азотом.
При изготовлении деталей из сплава 1201 в зависимости от
срока изготовления заготовки подвергают межоперационной за-
щите.
Применение листов из сплава 1201
Алюминиевый деформируемый термически упрочняемый свари-
ваемый сплав 1201 по своей технологичности при литье и дефор-
мации, способности к свариваемости, уровню механических
свойств при комнатной и криогенных температурах, а также по
другим характеристикам рекомендуется как конструкционный
материал, предназначенный для изделий, работающих при комнат-
ной, повышенных до 150°C (кратковременно до 250 °C) и низких
(до —253 °C) температурах. Особенно целесообразно применять
этот сплав для работы при криогенных температурах.
7. СПЛАВЫ ВАД23* и 1420**
Сплав ВАД23. Из этого сплава могут быть изготовлены листы как
с плакировкой, так и без нее. Плакировку производят для повы-
шения коррозионной стойкости и пластичности.
Механические свойства листов из сплава ВАД23 при комнат-
ной температуре близки к аналогичным характеристикам листов из
сплава В95, но выгодно отличаются от них меньшей (на 4,5 %)
плотностью и большим (на 9 %) модулем упругости. Кроме того,
листы из сплава ВАД23 сочетают высокую прочность при комнат-
ной температуре с высокой жаропрочностью после длительных
нагревов до 175 °C, а при кратковременных испытаниях до 250 °C.
Однако листы из сплава ВАД23 в искусственно состаренном со-
стоянии имеют пониженную пластичность и повышенную чувстви-
тельность к концентраторам напряжений, в связи с чем изготов-
ление из них деталей методом формообразования рекомендуется
проводить в закаленном и естественно состаренном состояниях,
Таблица VII.49. Типичные механические свойства при
растяжении листов из сплава ВАД23
t. °C Е • 10-«, МПа ов, МПа МПа 6, %
-196 720 650 5,0
-70 — 570 530 5,5
20 73/76 550/600 510/550 6,0/4,0
125 — 500/520 450 8,0/5,0
150 67/69 480/500 420/450 8,0/5,0
175 65/66 440/470 380/400 8,0/6,0
200 62/63 410/430 350/370 8,0/6,0
225 — -/370 -/300 -/6,0
250 — -/320 — —/6,0
Примечание. В числителе — свойства для
плакированных листов, а в знаменателе — для неплакированных.
когда металл достаточно пластичен. При этом необходимо также
тщательно контролировать поверхность заготовок, не допуская на
ней таких дефектов, как трещины, риски, забоины, заусеницы.
Плакированные листы из сплава ВАД23 по техническим усло-
виям в отожженном состоянии имеют ав^245 МПа и б>12 %,
а в искусственно состаренном состоянии (160+5 °C, 10—16 ч)
ов^529 МПа и 6^1,5 %. Неплакированные листы в тех же со-
стояниях имеют ов^245 МПа, 6^12% и ов^549 МПа, 6^2 %
соответственно. Типичные механические свойства листов приве-
дены в табл. VII.49—51.
* Автор: 3. Н. Арчакова. ** Автор: Н. В. Ширяева.
Таблица VII.50. Чувствительность к нагрузках листов из сплава ВАД23 надрезу и свойства при циклических
Вид полуфабриката t. °C И / °в/ов °Я, МПа, при Л'=2-107 ЦИКЛОВ °/?=2.4, МПа. при ,V = 2-10’ ЦИКЛОВ МЦУ, циклы при %х=165 МПа
Плакированный лист Неплакированный лист Таблица VII.51. сплава ВАД23, МП 20 150 20 Пределы а 0,96 1,11 длительной 12 9,5 10 прочности и г 8 7 10 олзучести ли 34 980 56 464 стов
г, °C 010 0100 01000 Со,г/ю 00,2 / 100 00,2/ 1000
150 175 200 225 150 175 200 225 Приме 330 280 240 360 ч а н и е. Л. 280 245 180 100 Неп 325 125 <?5ооо непл гакироваш 240 190 145 55 лакирован 260 200 75 акировани {ый лист ный лист 300 70 ого листа п 175 120 220 140 120 50 ри 150сС=1 130 60 90 МПа.
Технологические свойства
В отожженном состоянии сплав по механическим свойствам и допускаемым степеням деформации близок к сплаву Д16М. В за- каленном и естественно состаренном (до 30 дней) состоянии по тем же характеристикам сплав ВАД23 близок к сплаву АМгб. В табл. VI 1.52 приведены характеристики деформируемости листов из сплава ВАД23 в различных состояниях (по данным Л. В. Авдошиной). Таблица VII.52. Степень вытяжки и радиус гиба листов из сплава ВАД23
Состояние Степень вытяжки деталей цилиндрической формы <'матр. = 165) Радиус гиба иа угол а=90°
пред ^раб rmin граб
Отожженное Свежезакаленное Закаленное и естественно состаренное (3 мес) 2-2,1 1,85-1,95 1,8-1,9 1,8-1,9 1,65-1,75 1,6-1,7 (0,5—1,0)5 (1,0-2,0) 5 (1,5-2,5) S (1,5-2,0) 5 (2,0—3,0) S (2,5- 3,5) S
Примечание. Для плакированных листов из сплава ВАД23Т1 гт(п=
= (10-4-12)5, а для неплакированных 25S.
chipmaker.ru
Оптимальная технология изготовления листов 1
Для получения листов из сплава ВАД23 применяют слитки сече-
нием 200X8000 мм, гомогенизированные при 515 °C в течение
Тонкие неплакированные листы из сплава ВАД23 изготавли-
вают в основном по технологии, которая принята для листов из
сплава Д16.
При изготовлении плакированных листов для получения каче-
ственной приварки планшет слитки нагревают до 370—420 °C и
Рис VII.44. Микроструктура холодпоката
ных листов толщиной 2 мм из сплава
ВАД23. Х200
Рис. VI 1.45. Влияние степени
холодной деформации перед за-
калкой на величину зерна (d)
и механические свойства листов
из сплава ВЛД23
сокращают выдержку их в нагревательной печи до I —1,5 ч за
счет применения непосредственно после гомогенизации горячего
фрезерования с последующим их нагревом под прокатку с загруз-
кой при температуре не ниже 200 °C. Применение такой техноло-
гии при изготовлении неплакированных листов также позволяет
получить более высокое качество их поверхности ио сравнению
с листами, полученными по обычной технологии. Для плакирова-
ния листов можно использовать планшеты из чистого алюминия
или сплава АЦпл (Колобнев Н. И. и др.).
На пластичность при горячей прокатке и качество приварки
планшет существенно влияет содержание основных легирующих
элементов (Си, Li) в сплаве. Брак по трещинам и пузырям за-
метно увеличивается при концентрациях меди и лития, близких
к верхнему пределу (>5,4 % Си; >1,2% Li). Высокое содержа-
ние лития заметно ухудшает прокатываемость сплава в холодном
состоянии
Структура холоднокатаных листов в значительной мере зави-
сит от степени холодной деформации перед закаткой. Критические
1 В освоении промышленной технологии изготовления листов принимал уча-
стие Н. И. Колобнев.
степени деформации, при которых величина зерна достигает 240—
300 мкм, находятся в пределах 4—10 %. При величине деформа-
ции 15 % величина зерна составляет 80 мкм, дальнейшее ее повы-
шение приводит к еще большему измельчению зерна (рис. VII.44),
что сопровождается увеличением прочности и пластичности листов
(рис. VII.45). Однако сопротивление ползучести и разрушению
образцов с трещиной из сплава ВАД23 несколько возрастает по
мере укрупнения зерна (табл. VII.53).
Таблица VII.53. Влияние размера зерна на некоторые
характеристики листов из сплава ВАД23
Размер Остаточная деформация кст. И / °в' °В’ ПРИ
при ползучести за 100 ч. Дж / см2
мкм % (175 °C, 0 = 120 МПа) ак=2,4
20-30 0,3 3 0,95
40 -60 0,08 3,5 0,97
250—300 0,04 5 0,96
Термическая обработка листов
Температура отжига для сплава ВАД23 при условии медленного
охлаждения (не более 30 °С/ч) находится в тех же пределах, что
и для большинства алюминиевых деформируемых сплавов:
370—420 °C. Температура начала и конца рекристаллизации лежит
в пределах 350—420 °C.
Упрочнение сплава ВАД23 осуществляется закалкой и искус-
ственным старением, при этом эффект закалки составляет 100 МПа,
а искусственного старения — более 200 МПа. Оптимальная темпе-
ратура нагрева листов под закалку 515—525 °C. При температу-
рах выше 530 °C появляются первые признаки пережога (оплавле-
ние границ зерен).
Время переноса из нагревательной печи в закалочный бак
(<304-40 с) практически не влияет на механические свойства ли-
стов, но более длительное подстуживанпе (60 с) приводит к сни-
жению их прочностных свойств (на 100—150 МПа); относитель-
ное удлинение и коррозионная стойкость при этом изменяются
очень мало. Закалка листов сплава в нагретую до 75 °C воду не
влияет на их механические свойства, закалка в кипящую воду и
жидкий азот приводит к снижению прочности сплава на 20—
30 МПа, а пластичности на 2—3 %.
Коррозионная стойкость листов после закалки в горячую или
кипящую воду не снижается.
Нагартовка листов с остаточной деформацией 1—4 % после
закалки уменьшает временное сопротивление и предел текучести,
так как при этом снижается эффект от искусственного старения.
Пластичность при этом меняется мало.
Упрочнение при естественном старении у сплава ВАД23 раз-
вивается крайне медленно. За 10 лет вылеживания листов при
r.ru
комнатной температуре временное сопротивление повышается на
55 МПа, а предел текучести — на 100 МПа. Удлинение при этом
снижается на 4 % (табл. VII.54).
Перерыв между закалкой и искусственным старением не
влияет на свойства листов после полной термической обработки.
Поэтому листы рекомендуется поставлять в закаленном состоя-
нии, когда они имеют пластич-
Рис. VII.46. Влияние режимов старения
на механические свойства листов из
сплава ВАД23;
/-120сС; 2 — 140 °C; 3—160’С; 4 —
180 °C; 5 —200 °C; 6 —220 °C
жек 48 и 16 ч соответственно
ность, позволяющую производить
технологические операции с вы-
сокими степенями холодной де-
формации (до 70%) для прида-
ния им необходимой формы.
При комнатной температуре
в зависимости от режимов старе-
ния механические свойства ли-
стов изменяются в широких пре-
делах (рис. VII.46). При 130—
140сС и выдержках соответствен-
но 24—18 ч (преимущественно
зонная стадия старения) сплав
имеет хорошую пластичность (6 =
= 15 — 20%) и достаточно высокие
характеристики прочности (ов =
480ч-500 МПа; о0.2 = 360-4-400
МПа). С повышением температу-
ры до 150—160 °C все процессы,
происходящие при старении, за-
метно ускоряются. После выдер-
(фазовая стадия старения) образу-
ются максимумы прочности (ов = 580 МПа; по,2 = 5О МПа), удлине-
нпе'при этом снижается до 5—6%. При более высоких температу-
рах (180—200 °C) упрочнение при старении практически заканчи-
вается за 4 и 2 ч соответственно. Более длительные выдержки при
этих температурах приводят к снижению прочности и повышению
пластичности листов (стадия коагуляции).
Таблица VII.54. Механические свойства плакированных листов нз сплава
ВАД23 в различных состояниях
Состояние oDf МПа Со,г, МПа 6, %
Отожженное 220 100 20
Свежезакаленное 330 140 20
Естественно состаренное;
2 мсс 360 180 18
1 гол 370 230 17
10 лет 385 240 16
Искусственно состаренное при 160 °C, 550 500 5
Работа разрушения образцов с трещиной также в значитель-
ной степени зависит от режима старения. У листов, состаренных
по режиму 140 °C, 18—24 ч, КСТ составляет 8—12 Дж/см2.
Листы, состаренные на максимальную прочность, имеют сравни-
тельно низкие значения КСТ (1,5—2,0 Дж/см2), а при старении
по режиму 200 °C, 7—10 ч КСТ=2+3 Дж/см2.
Рнс. VII.47 Влияние длительных нагревов иа механические свойства плакированных
листов нз сплава ВАД23, испытанных при 20 “С (а, в) и при температуре нагрева
(о. г):
1 — 125 °C; 2 — 150 °C; 3—175 °C; 4 — 200 °C
Длительные нагревы при 125—150 °C (1000 и 100 ч соответ-
ственно) приводят к снижению КСТ у листов, состаренных при
160 °C, до величины менее 1 Дж/см2 и не влияют на эту характе-
ристику у листов, состаренных при 200 °C. Поэтому состаренные
при 140—160 °C листы рекомендуется применять для изделий, ра-
ботающих при комнатной температуре или кратковременно при
температурах до 250 °C. Для изделий же, работающих длительно
при повышенных температурах, рекомендуется применять листы,
состаренные по режиму 200 °C, 7—10 ч. Исходная прочность
в этом случае будет на 50—70 МПа ниже.
Типичные механические свойства листов из сплава ВАД23
после длительных нагревов приведены на рис. VII.47. После
r.ru
20 000 ч вылеживания при 125 °C прочностные характеристики
листов, состаренных по режиму 160°C, 10 ч (а, б), при комнат-
ной температуре снижаются всего лишь на 5—7 %, а после
30 000 ч — на 12 %. Вылеживание при более высоких температу-
рах (150—200 °C) приводит к более заметному снижению указан-
ных характеристик. Однако высокие значения временного сопро-
Chipmaker.ru
Рнс. VI 1.48. Влияние режимов искусствен-
ного старения и длительных нагревов на
структуру листов из сплава ВАД23. х21 000:
а — старение 160 °C, 12 ч; б — старение
200 °C, 7 ч; в — старение 160 °C, 12 ч+на-
грев 175 °C, 1000 ч. X21 000
тивления (^450 МПа) сохраняются при нагревах длительностью
до 5000, 500 и 200 ч при 150 °C 175 и 200 °C соответственно.
Снижение прочности идет менее интенсивно у листов, соста-
ренных по режиму 200°C, 7 ч (в, г). После достаточно длитель-
ных выдержек при 150—200 °C свойства листов, состаренных по
обоим режимам, практически одинаковы, хотя в исходном состоя-
нии разница составляет 50—70 МПа.
Анализ структуры листов из сплава ВАД23 показал, что на
фазовой стадии старения (рис. VII.48, а) наблюдается распад пе-
ресыщенного твердого раствора с образованием пластинчатых
выделений фаз О' и 7i; большинство границ зерен имеет выделе-
ния, которые образуют пунктирные или сплошные цепочки;
у границ имеется зона, свободная от выделений. Повышение тем-
пературы старения до 200—220°C, а также наложение дополни-
тельных нагревов приводит к укрупнению частиц, уменьшению их
числа в единице объема и расширению свободной зоны
(рис. VII.48, б, в), чем и объясняется снижение прочности при не-
котором повышении пластичности [6].
Коррозионная стойкость
Листы из сплава ВАД23, состаренные при 160 и 200 °C, не склонны
к коррозии под напряжением и к межкристаллитной коррозии.
Общая коррозионная стойкость неплакированных листов из
сплава ВАД23 близка к коррозионной стойкости неплакированного
сплава Д16. Дополнительные нагревы при 125—200 °C не изме-
няют коррозионной стойкости искусственно состаренного сплава.
Нагартовка в пределах 1—3 % снижает сопротивляемость корро-
зии закаленного сплава ВАД23, но последующее искусственное
старение повышает ее практически до уровня ненагартованного
листа.
Плакирование алюминием не дает полной электрохимической
защиты листов из сплава ВАД23 в 3 %-ном растворе NaCl из-за
диффузии меди в плакирующий слой. Надежная защита от кор-
розии осуществляется анодированием с последующим нанесением
лакокрасочных покрытий [3, с. 70—77].
Промышленностью освоен выпуск как плакированных, так и
неплакированных листов из сплава ВАД23.
Сплав 1420 — алюминиевый деформируемый термически упроч-
няемый свариваемый сплав системы А1—Li—Mg с добавкой цир-
кония. При практически одинаковых прочностных свойствах плот-
ность этого сплава на 10 % меньше, а модуль упругости на 4 %
выше, чем у сплава Д16. Коррозионная стойкость аналогична
сплаву АМгб. Сплав 1420 чувствителен к концентраторам напря-
жений, поэтому при изготовлении деталей необходима тщательная
отработка форм, обеспечивающих минимальную концентрацию
напряжений, большую плавность переходов при изменении сече-
ния детали.
Сплав 1420 упрочняется закалкой и последующим искусствен-
ным старением, естественным старением сплав не упрочняется.
Упрочнение происходит за счет образования сферических выделе-
ний б'-фазы состава Al3Li и сверхструктуры, упорядоченной по
типу Cu3Au. Сплав закаливается как в воде, так и на воздухе.
Закалка с охлаждением в воде обеспечивает наибольшую пластич-
ность материала, способствует его разупрочнению после термиче-
ской обработки. Закалка с охлаждением на воздухе является
обязательной операцией, завершающей термический цикл обра-
ботки. Закалка на воздухе обеспечивает необходимое сопротивле-
ние сплава коррозионному растрескиванию, способствует умень-
шению остаточных напряжений и повышению пластичности го-
товых деталей.
Свойства листов из сплава 1420 приведены в табл. VII.55—
VII.58 По техническим условиям листы поставляют с гарантируе-
мым уровнем механических свойств: пв^420 МПа; о0 2^260 МПа;
6^8 %.
Предел выносливости листов из сплава 1420 на базе 2-Ю7
циклов при осевом растяжении (/?=0,1) составляет 160 МПа.
Скорость развития трещины усталости (dl/dN) при ДЛ=
= 12,3 МПа-м 71 составляет 0,3—0,4 мм/кцикл, а при АК=
Таблица VII.55. Минимальные свойства листов толщиной 1,2—6 мм
из сплава 1420 в различных состояниях
Состояние ов, МПа Од о- МПа 6. %
Закалка в воде, правка :СЗ % 400/400 240/250 12/15
Перезакалка в воде 360/360 200/220 15/17
Перезакалка на воздухе —/380 —/240 -/15
Закалка на воздухе, правка ^4 % —/420 —/250 -/12
Закалка на воздухе, искусственное 420/420 250/260 6/8
старение
Примечание. В числителе для образцов, вырезанных в долевом направ-
лении, а в знаменателе — в поперечном
Таблица V1I.56. Чувствительность листов из сплава 1420 к концентратору
напряжения (ак = 2,6)
Толщина листа, мм Состояние листов ов, МПа о”, МПа °в'°в Направление вырезки образцов
0,8—3,0 Закалка в воде 390 350 0,88 д
Закалка на воздухе, ис- 460 360 0,85 д
кусственное старение 480 390 0,81 п
6,0 Закалка в воде 360 340 0,94 д
Закалка на воздухе, ис- кусственное старение 450 400 0,91 д
Таблица VII.57. Типичные механические свойства закаленных на воздухе
и искусственно состаренных листов толщиной 1,2—6 мм при повышенных
и низких температурах
t, °C °в- МПа °0.2, МПа С. % Направление вырезки образцов t, °C °в- МПа °0,2» МПа 6. % Направление вырезки образцов
20 450 270 10 д —70 470 280 10 д
100 430 270 19 д 470 290 13 п
125 400 270 20 д —196 600 310 13 д
150 350 260 25 д 550 310 13 п
175 310 240 26 д
Таблица VII.58. Коррозионная стойкость листов из сплава 1420 в морских
условиях *
Среда и продолжительность испытаний Термическая обработка КР 1 о = 0.900.2) Глубина питтинго- вой коррозии, мм
Мирские субтропики Тпр1 30, 39, 39, 62, 62 0,15
(Приморский район (46)
г. Батуми), 3 года ТГ1 >1100 0,07
Тпр >1100 0,07
Т1 75, 130, ост. >1100 0,15
3 % -ный раствор хлори- Тпр1 120, 130, 130, 136, 150 0,03
стого натрия (периоди- (133)
ческое погружение), ТП >365 0,03
1 год Тпр >363 0,01
Т1 143, 150, 154, 154, 219 0,03
(164)
Примечание. В таблице приняты следующие обозначения: Тнр!—за-
калка в воде, правка до 3 %, старение 120 °C, 5 ч; Т1 —перезакалка в воде, ста-
рение 120 СС, 5 ч; ТГ1 —закалка на воздухе, старение 120 С, 5 ч; Тпр — закалка
в воде, правка до 3 %.
Исследование проводили совместно с С. А. Каримовой.
15,6 — 0,4—0,6 мм/кцикл. Пределы длительной прочности и ползу-
чести листов из сплава 1420 составляют: оод/юо =140 МПа;
од2°/1оо=100 МПа; о{оо=270 МПа и о!оо=200 МПа.
Технология изготовления листов из сплава 1420 оказывает су-
щественное влияние на их свойства. Снижение температуры го-
могенизации слитков с 470—490 до 420—440 °C приводит к повы-
шению относительного удлинения листов на 1—2 %, снижению
временного сопротивления на 20—30 МПа и значительному улуч-
шению характеристик усталостного разрушения. Так, скорость
роста усталостной трещины снижается в 2 раза, а остаточная
прочность повышается при этом на 50 МПа. Изменение темпера-
туры промежуточной закалки (вместо отжига при холодной про-
катке) с 490 до 450—465 СС повышает относительное удлинение
листов в толевом направлении. Для получения у листов из сплава
1420 оптимальных свойств принята следующая технология их из-
готовления: гомогенизация слитков (420—450°C); промежуточная
закалка при холодной прокатке (420—450 °C); степень деформа
ции между промежуточными закалками 30—35 %.
Коррозионная стойкость листов из сплава 1420 зависит от ско-
рости охлаждения с температуры закалки. Снижение скорости
охлаждения приводит к повышению их коррозионной стойкости
в искусственно состаренном состоянии. При охлаждении в воде
с 450 °C (скорость охлаждения 900°С/с) частицы магниево-литпе-
вых фаз распределяются неравномерно; дислокации скапливаются
в основном около частиц, увеличивая напряженность в этих уча-
r.ru
стках— листы из сплава 1420 склонны к коррозионному растрес-
киванию. При охлаждении на воздухе со скоростью 0,3 С/с ча-
стицы магниево-литиевых фаз распределяются равномерно в объ-
еме, снимая локальную концентрацию напряжений с границ
зерен, поэтому листы в искусственно состаренном состоянии не
склонны к коррозионному растрескиванию.
Листы из сплава 1420, закаленные в воде, правленные растя-
жением на 3—4 % и искусственно состаренные, имеют низкую кор-
розионную стойкость; перезакалка в воде повышает коррозион-
ную стойкость в искусственно состаренном состоянии.
При закалке листов на воздухе допускается деформация рас?
тяжением (4—5 %) между закалкой и искусственным старением,
коррозионная стойкость листов в этом случае высокая. При за-
калке в воде и правке образуются сплетения дислокаций высокой
плотности, перезакалка приводит к появлению парных дислока-
ций *. При закалке на воздухе и правке плотность дислокаций
примерно такая же, как при закалке в воде и правке. Однако тип
дислокаций различается. При охлаждении на воздухе формиру-
ются парные дислокации. Подвижность парных дислокаций зна-
чительно меньше, чем дислокационных сплетений. Меньшая под-
вижность дислокаций способствует улучшению коррозионной
стойкости, так как при этом тормозится формирование дислокаций
у’ границ зерен. Известно, что скопления дислокаций у границ зе-
рен служат предпосылкой зарождения субмикротрещин. Таким
образом, при упорядоченном состоянии твердого раствора корро-
зионная стойкость сплава высокая. При нарушении этого состоя-
ния коррозионная стойкость листов снижается.
Листы из сплава 1420 свариваются аргонно-дуговой сваркой.
Склонность к образованию кристаллизационных трещин при
сварке плавлением низкая. Сварные соединения склонны к обра-
зованию пористости. Причиной образования пористости является
поверхностная пленка, образующаяся при температурах нагрева
выше 400 °C. Удаление поверхностного слоя на глубину 0,15—20 мм
механическим или химическим фрезерованием устраняет пори-
стость в сварных соединениях. Прочность сварных соединений из
листов составляет 0,7ов основного металла.
Глава VIII
ДЕФЕКТЫ ЛИСТОВ1 2
Качество листов из алюминия и сплавов на его основе опреде-
ляется не только химическим составом, точностью геометрических
размеров, механическими и другими свойствами, но и состоянием
1 Исследование проводили совместно с Н. С. Герчиковой.
2 Авторы: И. Г. Басова, В. П. Горохов, С. II. Молодчипииа, Р. С. Тер-
тышник.
поверхности, структурой и наличием внутренних дефектов. Осо-
бенно важно состояние поверхности листов, изделия из которых
подвергаются полированию, лакированию, травлению и анодиро-
ванию. Крайне нежелательно наличие несплошностей, неметалли-
ческих и других включений в листах, которые подвергаются хими-
ческому фрезерованию, сварке и штамповке с глубокой вытяж-
кой в заготовках для фольги и других случаях.
Поверхностные и внутренние дефекты алюминиевого проката
делятся на следующие группы в зависимости от источников воз-
никновения: дефекты литейного и прокатного производства, терми-
ческой обработки и отделочных операций.
1. ДЕФЕКТЫ ЛИТЕЙНОГО ПРОИСХОЖДЕНИЯ
Поверхностные дефекты от неметаллических включений
Наличие в поверхностных слоях слитков таких неметаллических
включений, как кусочки футеровочного материала, флюса, шлака,
стеклосетки, окисных плен, а также газовых пузырей и глубоких
Рис. VIIIЛ. Шлаковые включения на поверхности листов:
л — темная полоса; б — плена
неслитин вызывает образование на поверхности листов темных
полос (рис. VI1I.1).
Раскатанные включения могут быть полностью прикрыты тон-
ким слоем металла. Этот слой, называемый пленой (рис. VIII.1, б),
иногда гофрирован, имеет надрывы и отличается от общего тона
поверхности листа своеобразным оттенком. При более глубоком
залегании раскатанных включений в толще листа, когда надрывы
верхнего тонкого слоя металла отсутствуют, подобные плены
можно заметить только благодаря различному оттенку поверх-
ности под определенным углом зрения.
Рентгеноструктурный анализ порошка в зоне темной полосы
или полости, прикрытой тонким слоем металла, показывает нали-
чие окиси алюминия (а-А12О3), шпинелей (Al2O3-MgO), окиси
кремния (SiO2) и других кристаллических составляющих, харак-
терных для шлака, и футеровочных материалов.
Дефекты, вызванные раскатанными включениями футеровоч-
ных материалов или окисной плены (см. рис. VIII.1), могутбыть
светлого или желтого цвета. Однако и они чаще всего имеют тем-
ный цвет, который им придают продукты истирания алюминия
в смазке.
Внутренние дефекты: расслоения, плены, включения
Неметаллические включения, скопления интерметаллидов и пори-
стость газоусадочного происхождения, располагающиеся ближе
к середине толщины слитков, являются основными причинами об-
Рис VIH.2. Микроструктура листа из дуралюмина в зоне расслоения вызванного наличием
шлака. Х’200
разовання расслоений в листах из алюминия и сплавов на его ос-
нове. Расслоения представляют собой дефекты в виде несплошно-
стей, вытянутых в направлении прокатки, с большим отношением
длины к ширине (рис. VIII.2, VIII 3).
Внутренние поверхности расслоений бывают светлыми, серыми,
серовато-желтыми, черными. В последних трех случаях полости
расслоений в различных местах по длине заполнены серым или
черным порошком. Рентгеноструктурный анализ порошка показы-
вает наличие а-А12Оз, MgO, SiO2, MgAI2O4, т е. составляющих
шлака, настылей футеровочных материалов. Полость расслоения,
показанного на рис. VIII.2, заполнена порошком шпинели MgAl2O4.
Неразрушившиеся кусочки являются окисью алюминия а-А120з.
Расслоения от раскатанных интерметаллидов также имеют
серый цвет, но в порошке, находящемся в полости расслоения,
всегда видны обломки кристалликов с характерным металличе-
ским блеском.
Расслоения не снижают механические свойства листовых образ-
цов при испытаниях на растяжение, но ухудшают конструктивные
свойства материала, являются причиной пористости в сварном
шве, образуют лунки травления при химическом фрезеровании и
могут вызвать разрушение при деформации и явиться очагом
152
местной коррозии. Мелкие расслоения шириной не более 3 мм не
оказывают влияния на механические, коррозионные и технологи-
ческие свойства листов. Однако они являются причиной микропо-
ристости в околошовной зоне, а также образуют глубокие пли
сквозные лунки травления при химическом фрезеровании с 1,2 до
0,4 мм (рис. VII 1.4).
Расслоения длиной 30 мм и более даже при ширине 0,5—1,0 мм
надежно выявляются при ультразвуковом контроле. Наличие
в листах мелких расслоений, способных вызвать микропористость
в околошовной зоне, проверяют методом «тепловой пробы», за-
Рис. VII 1.3. Расслоение в листе из
сплава АМгб
Рис. VIII.4. Следы от микровклю
чеиий в листе из дуралюмина после
химического фрезерования
ключающемся в нагреве образцов в окисляющей среде до темпе-
ратуры появления жидкой фазы [2].
Пузыри
Пузыри представляют собой несплошности со вспученным поверх-
ностным слоем толщиной до 0,6 мм. Пузыри наблюдаются на по-
верхности листов из алюминия, из малолегированных пластичных
сплавов, на плакированных листах из дуралюминов и других
сплавов. Они выявляются непосредственно после горячей прокатки,
после рекристаллизационного или полного гетерогенизирующего
отжига и особенно после высокотемпературных нагревов под за-
калку плакированных листов из термически упрочняемых сплавов.
Расположение и форма пузырей разнообразны:
а) мелкие, округлой формы, строчечно или беспорядочно рас-
положенные по всей поверхности листов (на практике их называют
иногда «бисерными») рис. VIII 5, а;
б) вытянутые в направлении прокатки, единичные или стро-
чечно расположенные (рис. VIII.5, б);
в) крупные, округлой формы, беспорядочно расположенные
или расположенные группами по всей поверхности листа.
По причинам образования и кинетике роста различают пузыри
расширения и диффузионные пузыри [6]. Широко распространено
мнение, что пузыри прежде всего являются следствием газонасы-
щенности расплава и связанной с ней пористостью слитков.
Загрязненность слитков из алюминия и дуралюминов окис-
ными пленами и подкорковая пористость являются одной из глав-
ных причин образования пузырей на плакированных и закален-
ных листах из дуралюминов. Опасность представляют поры, нахо-
дящиеся в толще металла и заполненные молекулярным водородом,
препятствующим их завариванию при прокатке, и поры, вскрытые
при фрезеровании слпгков.
Установлено, что адсорбция влаги происходит не только на
наружной поверхности образцов, но и главным образом на внут-
ренней поверхности пор и соединяющих их каналов. Возможность
Рис. VIII.Se Бисерные (а), строчечно (б) расположенные пузыри на поверхности листов
из алюминиевых сплавов
заваривания таких пор наиболее ограничена не только из-за на-
личия молекулярного вочорода, но и из-за взаимодействия адсор-
бированной влаги с алюминием при высоких температурах:
2А1 + ЗН2О = А12О3 + ЗН2 + Q
Литейные дефекты способствуют образованию диффузионных
пузырей, так как сплющенные поры, окислы играют роль поверх-
ностей раздела, на которых происходит образование молекуляр-
ного водорода [6]. Появление пузырей на закаленных листах из
дуралюминов зависит от толщины планшетов, окончательной тол-
щины листов и состояния поверхности литой заготовки и план-
шета.
На образование пузырей в листах оказывает влияние появле-
ние пузырьков отжига на фрезерованной поверхности слитков
из-за рекристаллизации тонкого поверхностного слоя [1]. Сама
пластическая деформация листов является предпосылкой к обра-
зованию пузырей. Например, пузыри расширения могут образо-
ваться за счет газообразных продуктов разложения смазочных ма-
териалов, используемых при прокатке и оказавшихся между ос-
новным металлом и плакирующим слоем.
Известно, что в процессе адсорбции влаги окисью алюминия
образуется гидроокись бемит А1(ООН). При прокатке происходит
разрушение поверхностной окисной пленки, закатывание ее в ме-
талл. Последующее активное разложение гидроокиси при высоких
температурах отжига и закалки создает избыточное давление во-
дорода, что приводит к вспучиванию поверхностного слоя
(рис \ III.6).
На появ тение пузырей влияют степень и дробность деформа-
ции, величина усилий при прокатке. Прокатка с большими обжа-
тиями приводит к заварке внутренних микродефектов неза-
висимо от их природы, и это способствует улучшению качества
листов [6].
Одной из причин образования пузырей на плакированных ли-
стах из дуралюминов является пережог при нагреве под закалку.
Все виды пузырей, за исключением
пузырей пережога, не оказывают
отрицательного влияния на меха-
нические, коррозионные и техноло-
гические свойства листов. Однако
Рис. VIII.7. Полосчатость на поверхности
алюминиевой емкости
Рис. VIII.6, Вспученность в зоне пузыря
на плакированном дуралюмнне. Х150
они резко ухудшают декоративный вид изделий, особенно подле-
жащих полированию или покрытию лаками.
Разнозернистость
При глубокой вытяжке изделий из листов алюминия и сплава
АМц поверхность их иногда получается полосчатой (рис. VIII.7)
и шероховатой, Причиной полосчатости является разнозернистая,
а шероховатости — крупнозернистая структура отожженных листов,
из алюминия и сплава АМц. Разнозернистость алюминиевых ли-
стов, предназначенных для изделий ширпотреба, ухудшает декора-
тивный вид и снижает сортность изделий. Шероховатость, кроме
того, отрицательно влияет и на свариваемость.
Причинами появления разпозернистости и крупнозернистой
структуры является совместное влияние низкого содержания мар-
ганца и низкой температуры горячей прокатки. Внутридендритная
ликвация марганца и связанная с ней неравномерность наклепа
в микрообъемах металла в случае медленного нагрева до темпе-
ратуры отжига приводят к образованию крупного зерна [4, 14].
Исходя из этого, все мероприятия, направленные на уменьшение
внутридендрнтиой ликвации и ускорение процессов распада при
температурах нагрева под горячую прокатку, уменьшают склон-
ность к образованию разнозернистости. Добавка в сплавы до 0,1 %
Ti. а также скоростной отжиг ленты на линиях непрерывной тер-
мической обработки ведут к снижению и устранению указанных
дефектов.
Фестонистость
Склонность к образованию фестонов при глубокой вытяжке за-
висит от анизотропии механических свойств и характеризуется
разностью наибольшей и наименьшей высоты, получаемой при вы-
тяжке лабораторных стаканчиков диаметром 30 мм из диска диа-
метром 60 мм, выраженной в процентах.
Уменьшает склонность к образованию фестонов прежде всего
гомогенизация слитков алюминия при 550—650 °C, повышенное
содержание железа (0,4—0,6%) в алюминии, а таг же использо-
вание высокоскоростных отжигов.
Интерметаллиды
Введение в сплав АМц 0,4—0,5 % Fe с целью получения ли-
стов с мелкозернистой структурой вызывает образование грубых
пластинчатых интерметаллидов (FeMn)AU. Скопления этих Интер-
нета ллидов, обладающих высокой твердостью, вызывают образо-
вание дефектов типа темных полос. Полосы ухудшают декоратив-
ный вид листа, могут явиться очагом местной коррозии и причи-
ной образования расслоений.
Наиболее эффективным средством устранения крупнозернистой
структуры является гомогенизация слитков из сплава АМц при
570—650 °C, которая обеспечивает получение мелкозернистой
структуры в листах с любым содержанием железа, и добавка
титана.
Мероприятия по предупреждению дефектов
литейного происхождения
Устранение поверхностных и внутренних дефектов требует приня-
тия мер, повышающих чистоту расплава и качество слитков.
При приготовлении расплавов в плавильно-литейных агрегатах
большой емкости с пламенным или электрическим обогревом обра-
ботку расплавов производят фторсодержащими флюсами, гекса-
хлорэтаном и нейтральными газами [4, 6].
При таких методах обработки больших масс расплава содер-
жание водорода в алюминии составляет 0,18—0,25 см3/100 г;
в дуралюминах 0.3—0,4 см3/100 г; в сплавах АМг5 и АМгб 0,5—
0,7 см3/100 г и в сплавах с высоким содержанием цинка 0,35—
0,5 см3/100 г металла. Указанное содержание водорода вызывает
образование междендритной пористости в слитках больших сече-
ний. Критическое содержание водорода, вызывающее пористость
в слитках толщиной 250 мм из дуралюминов, составляв!,
0,15 см3/100 г металла.
Резкое сокращение дефектов типа расслоений в полуфабрика-
тах ответственного назначения обеспечивается при вакуумной
дегазации расплава в миксере.
Перспективным и эффективным методом предупреждения де-
фектов литейного производства является рафинирование расплава
при транспортировке его из миксера в кристаллизатор [15]. Одно-
временная дегазация расплава нейтральными и активными газами,
твердыми газопоглотителями и фильтрация его через кусковые
и керамические фильтры из корунда и других материалов обеспе-
чивают высокую очистку металла от неметаллических включений.
Эффективным мероприятием является также промывка жид-
кого металла расплавленными флюсами; так, при электрофлюсо-
вом рафинировании достигнуто резкое сокращение дефектов типа
расслоений в листах из АМгб.
Ограничение содержания основных легирующих элементов
и примесей, вызывающих образование первичных интерметалли-
дов, а также подогрев литейного инструмента исключают образо-
вание расслоений, связанных с ннтерметаллидами.
Для уменьшения брака изделий по поверхностным неметалли-
ческим включениям и пузырям рекомендуется более глубокое фре-
зерование слитков, а также отливка их в электромагнитный кри-
сталлизатор [15].
Снижение содержания водорода и неметаллических включений
в алюминиевых планшетах с целью уменьшения брака плакиро-
ванных листов по пузырям достигается эффективным рафинирова-
нием расплава при получении слитков на заводах первичного алю-
миния. Во избежание непрнвара планшета в литой заготовке по-
верхности контакта должны быть чистыми, для чего применяют
фрезерование без эмульсии, обезжиривание слябов, механическую
или химическую чистку.
Длительный нагрев или перегрев заготовок, вызывающий более
сильное окисление сляба, является одной из причин непривара
и последующего образования пузырей. Подачу эмульсии необхо-
димо производить только после первых двух проходов.
2. ДЕФЕКТЫ, ВОЗНИКАЮЩИЕ ПРИ ГОРЯЧЕЙ ПРОКАТКЕ
Заалюминивание
Дефекты листов под названием «заалюминивание» имеют вид тон-
ких штрихов и полос, покрывающих, как правило, всю поверхность
листа. На листах в состоянии поставки эти штрихи имеют темный
цвет (рис. VIII.8), а после травления — светлый.
Заалюминивание возникает при горячей прокатке в результате
локальной поверхностной сварки алюминия с валками. Схватыва-
нне алюминия с валками связывают также с трением при горячей
прокатке в условиях повышенных температур, высоких удельных
давлений и при неблагоприятном состоянии смазочно-охлаждаю-
щей эмульсии. При сближении алюминия с валками в таких усло-
виях происходит взаимное насыщение свободных связей поверхно-
стных атомов кристаллических решеток с образованием химиче-
ской связи, по прочности не уступающей межатомной. Поскольку
прочность алюминия значительно меньше прочности валков, про-
исходит вырыв металла на одних участках и налипание на других.
Заалюминивание горячекатаной полосы увеличивает шерохова-
тость поверхности, вследствие чего возрастает возможность заката
неметаллических включений, продуктов
истирания. Качество поверхности холод-
нокатаных листов при этом ухудшается.
На практике применяют несколько
способов борьбы с заалюминиванием:
а) перешлифовку валков сцельюуст-
рапенипя налипов;
б) более грубую шлифовку валков,
позволяющую устойчиво держать полосу
в валках при использовании эмульсии
от заалюмпнивания листов более ВЫСОКОЙ Концентрации;
в) периодическую подачу на валки
очищающей смеси, состоящей из масла и олеиновой кислоты;
г) использование щеточных устройств для очистки валков от
налипшего алюминия.
Применяемая при горячей прокатке эмульсия должна пред-
отвращать налипание алюминия на валки за счет образования на
поверхности валков тонкой масляной пленки. Эффективность дей-
ствия пленки повышается поверхностно-активным веществом
(ПАВ) [8, 9]. Плотность граничного слоя масляной пленки, пре-
пятствующей заалюминиванию, возрастает также при использова-
нии водных растворов триэтаноламинового мыла и синтетических
жирных кислот.
В работе [7] выявлено, что минимальные значения удельного
давления и величины трения, при которых не возникает заалюми-
нивания, наблюдаются при температуре инструмента 100—120 °C,
когда процесс выделения масла из эмульсии наиболее интенсивен.
Надиры
Надиры на лицевой и обратной сторонах листов являются наибо-
лее распространенным видом дефекта алюминиевого проката. На-
диры на горячекатаной полосе возникают из-за разности скоростей
движения полосы и вращения цилиндрических роликов рольганга,
а также вследствие налипания металла на поверхность роликов.
На появление надиров влияет и качество выкатки горячеката-
ных полос: волнистые полосы при смотке в рулон после горячей
прокатки и при холодной прокатке в большей степени способст-
вуют повреждению поверхности за счет контакта с различными уз-
лами технологического оборудования.
Основными средствами сокращения брака по надирам яв-
ляются: содержание оборудования в нормальном рабочем состоя-
нии, своевременная чистка роликов рольганга и смачивание их
эмульсией, синхронизация скоростей движения полосы и вращения
роликов, применение конических роликов вместо цилиндрических,
улучшение качества выкатки полос, применение армированных
пленочных полимерных материалов для транспортерных лент вме-
сто резинотканевых и хлопчатобумажных лент, применение мето-
дов транспортировки, исключающих контакт листов с узлами тех-
нологического оборудования. К таким методам можно отнести
применение моталок с ременными захлестывателями, устанавливае-
мых на выходе полосы из последней клети горячего стана, транс-
портировку листов на воздушной подушке [10] или левитационным
транспортером, обеспечивающим перемещение листов за счет
электромагнитной индукции.
Нарушение плакирующего слоя
Дефект имеет вид темных полос, расположенных вдоль кромок
плакированных листов и выявляемых после закалки в результате
сквозной диффузии основных легирующих элементов.
Появление этих темных полос связано с утонением плакирую-
щего слоя алюминия на этих участках листов в результате чрез-
мерной эджеровки боковых граней. При последующей прокатке
в горизонтальных валках на участке наплыва происходит утоне-
ние плакирующего слоя за счет того, что более твердая основа вы-
тесняет пластичную алюминиевую плакировку. За участком уто-
ненной плакировки образуется участок с утолщенным плакирую-
щим слоем.
Участок с неравномерным плакирующим слоем распростра-
няется от необрезанной кромки на расстояние до 50 мм при обжа-
тии по 3—5 мм за 8 проходов и до 130 мм при обжатии по 10 мм
за 12 проходов.
Эффективными мерами устранения этого вида дефекта яв-
ляются умеренные обжатия при эджеровке и достаточная обрезка
кромок.
Неоднородная структура плакирующего слоя
Неоднородная структура поверхности плакированных листов по-
является после отжига или закалки. Неоднородная структура пла
кирующего слоя (рис. VIII.9) после травления и бесцветного ано-
дирования приводит к появлению на поверхности листов пятен
и полос, отличающихся по цвету.
Основная причина образования структурной неоднородности
плакирующего слоя — местные критические деформации, которым
подвергается горячекатаная полоса при движении ее по рольгангу
и при свертке в рулон [2].
Эффективным средством устранения этого вида дефекта оказа-
лось введение холодной прокатки с обжатием не менее 20 % не-
посредственно после горячей прокатки до проведения глубокого
отжига, а для листов толщиной более 3 мм — холодная прокатка
без отжига [2].
Уменьшению структурной неоднородности плакирующего слоя
способствует введение модификаторов (Ti, В) и оптимизация тем-
Рис. VIП.9. Неоднородная структура плакирующего слоя на листе нз дуралю-
мина
пературы горячей прокатки планшетов [2]. Устранение структур-
ной неоднородности достигается также использованием для плаки-
рования низколегированных алюминиевых сплавов [11, 12].
3. ДЕФЕКТЫ, ВОЗНИКАЮЩИЕ ПРИ ХОЛОДНОЙ ПРОКАТКЕ
Закаты, сквозные отверстия
Закаты имеют вид различных по цвету пятен и полос, вытянутых
в направлении прокатки. Дефект возникает от вдавливания в по-
верхность листов неметаллических и металлических включений,
остатков эмульсии и смазки (рис. VIII. 10). Наличие надиров
также приводит к образованию закатов.
Металлические закаты и надиры, равно как налипы на валках
и волнистость полосы иногда приводят к образованию на тонких
листах мягких алюминиевых сплавов сквозных отверстий, имею-
щих вид поперечных разрывов (рис. VIII.11) [10, 13].
Причиной появления темных полос и пятен («разводьев») яв-
ляется вдавливание в поверхность листа смеси продуктов истирания
алюминия и смазки [2, 13].
Все виды закатов и сквозные отверстия обнаруживаются при
визуальном осмотре листов и изделий после травления, анодирова-
ния, гибки, штамповки. Наиболее рациональный способ преду-
преждения образования закатов от смазки и эмульсии — холодная
прокатка с применением масел. При этом достигается общее улуч-
Рис. VIII.10. Закат неметаллических
включений (а) н эмульсии (б)
Рис. V1II.I1. Сквозные отверстия
Рис. VIII.12. Насечка на поверхно-
сти листов
шенпе поверхности листов. Для
листов отжиг нужно производить
рой или в условиях скоростного
рывной термообработки.
сохранения светлой поверхности
в печах с нейтральной атмосфе-
нагрева ленты на линии непре-
Насечки
Насечки — тонкие штрихи одинаковой длины, вытянутые в направ-
лении прокатки. Образуется насечка при механическом поврежде-
нии поверхности полосы за счет сдвига витков в рулоне, когда
натяжение размотки больше того, которое было при намотке по-
лосы (рис. VIII.12). Склонность к образованию насечки увеличи-
вается с повышением чистоты обработки валков, что связано
с уменьшением трения между витками, благодаря более гладкой
поверхности полосы.
Причинами образования насечки могут быть также обрывы по-
лосы при прокатке, неровная поверхность барабана моталки и вол-
нистые концы полосы, заправляемые в щели моталки.
Для устранения насечки наряду с современными схемами регу-
лирования натяжения при холодной прокатке применяют эмульсин
высокой концентрации (30—40 %). Чистота обработки поверхно-
сти валков при этом должна быть 7—8-го класса шероховатости.
Рис. VIII. 13. «Елочка> на поверхности листов
Относительно шерохова-
тая поверхность валков
удерживает слой смазки,
исключающей появление
насечки при смещении
витков [5].
«Елочка»
«Елочка» — дефект в ви-
де мелкой волнистой по-
лосы Возникает при чрез-
мерно больших обжати-
ях и неравномерной по-
даче смазки на валки, особенно в конце прокатки тонких листов.
В местах с малой подачей смазки деформация идет неравномерно,
толчками, вследствие чего на полосе образуется характерный све-
товой рисунок в виде «елочки» (рис. VIII.13), который ухудшает
декоративный вид листов.
4. ДЕФЕКТЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Диффузионные пятна
Дефекты в виде пятен желтоватого оттенка наблюдаются чаще
всего на тонких листах из дуралюминов и возникают вследствие
сквозной диффузии меди и магния
из основы в плакирующий слой
(рис. VIII.14). Причиной возникно-
вения диффузионных пятен являет-
ся неравномерная толщина плаки-
рующего слоя и нарушение режима
термической обработки Гребешки
фрезерованной заготовки вдавлива-
ются в алюминиевый планшет, и
плакирующий слой над ними полу-
чается более тонкий.
Диффузионные пятна и полосы
резко снижают коррозионную стой-
кость листов. Основные меры уст-
Рис. VIII.14. Сквозная диффузия меди
в плакирующий слой листа из дуралю-
мина. ХЗОО
ранения этих дефектов — соблюде-
ние технологии эджеровки при горячей прокатке и режимов тер-
мической обработки.
Пережог
Пережог проявляется в виде закалочных трещин, крупных пузы-
рей по всей поверхности листов и бугорков, связанных с оплавле-
нием и выделением эвтетики. Пережог может возникать из-за
неравномерного и быстрого нагрева до температуры плавления низ-
коплавких эвтектик, связанного с неисправностью аппаратуры, ре-
гулирующей его. Пережог является неисправимым видом брака.
5. ДЕФЕКТЫ ОТДЕЛОЧНЫХ ОПЕРАЦИИ
И МЕХАНИЧЕСКИЕ ПОВРЕЖДЕНИЯ ПОВЕРХНОСТИ ЛИСТОВ
Волнистость
Волнистость листов выявляется в виде раскатанной волнистой
кромки или в виде местных выпуклостей, называемых на практике
«хлопунами», и определяется величиной отставания листов от
плоскости контрольной плиты.
Качество выкатки листов определяется режимом и условиями
холодной прокатки, в процессе которой в очаге деформации выде-
ляется большое количество тепла, вызывающее искажение про-
филя рабочих валков и последующее искажение прокатываемой
полосы. Для сохранения заданного профиля валков применяют
устройство, регулирующее профиль в процессе прокатки (УРП).
На качество выкатки влияют также условия охлаждения валков,
их смазка, переднее и заднее натяжение ленты.
Так как получить ровно выкатанные полосы непосредственно
со станов холодной прокатки не всегда удается, листы подвергают
окончательной правке, которую для отожженных листов осуществ-
ляют на правильных машинах, а для закаленных — на прогладоч-
ном стане, растяжной и правильной машинах.
Большое влияние на качество выкатки и поверхность листов
при прогладке оказывают профиль и чистота обработки валков
прогладочного стана. Соответствующая выпуклость («бочка») вал-
ков должна полностью компенсировать упругий прогиб валков
и обеспечить прогладку листов при постоянном зазоре между
валками.
Потертость
Дефект образуется в результате механических повреждений при
контакте и трении листов. Потертость бывает закалочного и транс-
портировочного происхождения И та и другая портят декоратив-
ный вид листов и служат очагом местной коррозии.
Потертость при закалке присуща садочному методу, когда соз-
даются условия для контакта и трения поверхности листов из-за
их коробления при охлаждении. Основной мерой борьбы с потер-
тостью является использование для нагрева и закалки ленты ли-
ний непрерывной термообработки с транспортировкой ленты на
воздушной подушке.
Потертость при транспортировке листов возникает из-за несо-
вершенных способов их консервации и упаковки. Для консервации
применяют смесь индустриального масла с ингибиторами и про-
кладки промасленной бумаги между листами. Целесообразно при-
менять оклейку обшивочных листов липкой и тисненой бумагой.
Перспективным способом сохранения высококачественной поверх-
ности листов является применение пластиковых покрытий на
основе эфиров целлюлозы и сополимеров поливинилхлорида [3].
Царапины, изломы, риски, наколы
Листы из алюминиевых сплавов очень чувствительны к различным
механическим повреждениям из-за своей высокой пластичности.
Поэтому их транспортировка по конвейеру, небрежная укладка
в стопки, несовершенство оборудования приводят к образованию
царапин, рисок, изломов. Наколы образуются из-за попадания
пыли и песчинок в консервирующую смесь, наличия грубых вклю-
чений в бумаге и последующего их вдавливания в поверхность
листов, особенно во время траспортировки.
Для устранения этих видов дефектов применяют новые методы
отделки листов: а) транспортировку лент и листов на воздушной
подушке; б) непрерывные процессы химических и электрохими-
ческих покрытий (анодирование, оксидирование); в) покрытие
листов и лент лаками и эмалями; г) покрытие листов поливинил-
хлоридными пленками, полиэтиленом, нейлоном и т. д. [3].
6. КОРРОЗИЯ
На листах и рулонах из алюминия, низколегированных и плакиро-
ванных высокопрочных сплавов наблюдается коррозия по местам
Рис. VIII.1S. Коррозионные пятна на листах из алюминиевых сплавов
скопления не удаленной эмульсии и атмосферная щелевая корро-
зия в случае наличия в 1аги между витками рулонов (рис. VIII.15).
После удаления продуктов коррозии выявляется идентичный для
обоих ее видов питтинг с большой плотностью точек.
Для ликвидации коррозии от остатков эмульсии следует исклю-
чить попадание последних на полосу со стороны съема рулонов
при холодной прокатке, обеспечить полное удаление эмульсии или
масла путем обдувки полос осушенным воздухом и исключить по-
падание на пх поверхность влаги.
Атмосферную щелевую коррозию, возникающую при транспор-
тировке незащищенных рулонов во влажной среде, предотвра-
щают консервацией кромок рулонов индустриальным маслом с до-
бавлением ингибиторов, защитой верхних торцов рулонов мягким
алюминиевым листом, закреплением специальными щитами
и транспортировкой в крытых вагонах. Кроме того, надежной за-
щитой от такой коррозии является упаковка каждого рулона в ин-
дивидуальную плотную тару с применением пленок и влагопогло-
тителей.
Глава IX
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ГОРЯЧЕКАТАНЫХ ПЛИТ1
Плиты являются одним из важнейших видов горячедеформиро-
ванных полуфабрикатов. Изготовление монолитных крупноразмер-
ных деталей из плит по сравнению с аналогичными деталями, по-
лученными штамповкой или сваркой, во многих случаях экономич-
нее и проще. В нашей промышленности плиты изготавливают из
сплавов А7, Аб, А5, АО, АДОО, АДО, АД1, АД. АМц. АМцС, АМг2,
АМгЗ, АМгб, АМгб, АМг61, АВ, Д1, Д16, Д16ч, ХК4—1ч, 1201,
1915, В95, В95пч, В93пч и поставляют без термической обработки
в отожженном или нагартованном состояниях, а из термически
упрочняемых сплавов — в закаленном и состаренном состоянии.
Типовая технология производства плит
Типовая технология производства плит общего назначения из
алюминиевых сплавов содержит оедуюгцие операции:
1) гомогенизацию слитков для снятия внутренних напряжений,
уменьшения количества избыточных фаз и устранения внутриденд-
ритной ликвации по основным легирующим элементам, входящим
в состав упрочняющих фаз;
2) фрезерование или обточку поверхности слитка для удаления
ликвацмонных наплывов и следов неслитин;
3) обезжиривание поверхности плоского слитка и наложение
планшет в случае прокатки плакированных плит;
4) нагрев перед прокаткой до температур максимальной пла-
стичности или определяющих условия получения требуемой струк-
туры плит;
5) горячую прокатку слитков по режимам, обеспечивающим
минимальное количество дефектов, выявляемых при УЗК;
1 Авторы: Г. А. Балахонцев, О. А. Романова, В. В. Телешов.
6) термическую обработку плит.
Современный уровень проектирования летательных аппаратов
предъявляет к крупногабаритным полуфабрикатам целый комп-
лекс требований по их качеству, для обеспечения которого
в сплаве ограничивают содержание металлических и неметалличе-
ских примесей, а в готовой п 1ите регламентируют количество вы-
являемых при УЗК дефектов. Эти ограничения в сочетании с оп-
тимальными режимами литья слитков и термической обработки
плит должны гарантировать наряду с высокими механическими
свойствами во всех направлениях требуемый уровень вязкости
разрушения, много- и малоцикловой усталости, скорости распро-
странения трещины.
В связи с этим при производстве плит из высокопрочных алю-
миниевых сплавов типичным является проведение следующих ме-
роприятий:
1) использование сплавов повышенной чистоты по примесям
железа и кремния с регламентированным содержанием основных
легирующих компонентов для уменьшения количества избыточ-
ных фаз в полуфабрикатах;
2) рафинирование и вакуумирование расплава с его тщатель-
ной фильтрацией в процессе литья для уменьшения содержания
водорода и неметаллических включений, способствующих появ-
лению расслоений при деформации слитка;
3) строгое выдерживание параметров литья для получения
равномерной мелкозернистой структуры и отсутствия в слитках
трещин;
4) закалка и естественное или искусственное старение для
сплавов упрочняемых термической обработкой с применением для
ряда сплавов смягчающих режимов старения, проведение
нагартовки для повышения прочностных свойств;
5) правка растяжением в свежезакаленном состоянии с регла-
ментируемой величиной остаточной деформации для снятия внут-
ренних напряжений и уменьшения коробления;
6) резка в меру, ультразвуковой контроль, определение сда-
точных характеристик материала.
В некоторых случаях используют предварительную ковку пло-
ских слитков перед прокаткой или применяют кованые из цилинд-
рических слитков слябы, для обеспечения более равномерного
распределения избыточных фаз и повышения пластичности гото-
вых полуфабрикатов.
Механические свойства плит
В табл. IX.1, IX.2 приведены гарантируемые и типичные механи-
ческие свойства при растяжении образцов, вырезанных из сред-
них слоев плит поперек направления прокатки. Гарантируемые
механические свойства образцов, вырезанных в направлении по
толщине плит, даны в табл. IX.3.
Таблица IX.I. Гарантируемые и типичные механические свойства плит
из алюминиевых сплавов, неупрочняемых термической обработкой
(в поперечном направлении)
Марка алюминия и алюминиевого сплава Толщина» мм Гарантируемые свойства Типичные свойства
ав, МПа Oq 2» МПа с, % Ов, МПа Gq 2» МПа в, %
Горячедеформированное состояние (без ТО)
А7, Аб, А5, АО, АДОО, АДО, АД1, АД 11—25 25—80 78 64 — 18,0 15,0 137 — 20
АМц, АМцС 11—25 118 — 15,0 137 — 20
25—80 108 — 12,0 127 — 16
АМг2 11—25 176 — 7,0 196 ,— 10
25—80 157 — 6,0 186 — 10
АМгЗ 11—25 186 69 12,0 206 108 17
25—80 167 59 н,о 206 107 17
АМг5 11—25 265 118 13,0 294 157 18
25—80 255 108 12,0 304 167 17
АМгб 11—25 204 147 11,0 333 186 18
25—50 294 137 6,0 323 196 16
50—80 274 127 4,0 313 196 16
АМгб повышенного 10—20 314 157 и.о 340 190 18
качества 20—50 294 137 6,0 330 196 16
50-80 274 127 4,0 313 196 16
Отожженное состояние
11—20 I 314 I 157 I 15,0 I 333 I 186 I 20
Нагартованное состояние *
11—16 1 372(412) I 284(328) | 6,0 I 400(430) 1320(350) I 8,0
I (5,5) | | | (7,0)
Горячедеформированное состояние
АМгбб 1 12—25 333 176 12,0 350 200 14
25—50 333 176 10,0 350 200 12
50—60 314 157 10,0 330 180 12
* В скобках с повышенной прочностью.
Таблица IX.2. Гарантируемые и типичные механические свойства плит
из алюминиевых сплавов, упрочняемых термической обработкой, в поперечном
направлении
Марка сплава Состояние испытываемых образцов Толщина, мм Гарантируемые свойства Типичные свойства
•МПа °0,2 МПа С, % °в- МПа °0,2’ МПа С. %
АВ •> т 11—25 176 14 196 — 16
25—40 167 — 12 196 — 15
40—80 167 — 10 176 — 13
Т1 11—25 294 — 7 313 — 10
25—40 284 — 6 304 — 9
40—80 274 — 6 294 — 8
Д1 •* т 11—25 372 216 11 402 255 17
25—40 363 216 8 412 265 13
40—70 343 196 6 400 240 И
70—80 314 196 5 350 220 8
Д16“ т 11—25 421 274 7 431 313 13
25—40 392 255 5 421 313 12
40—70 372 245 4 421 313 10
70—80 343 245 3 412 294 9
Д16ч« т 11—25 431 296 8 438 312 18
25—40 421 284 7 4.38 312 18
40—50 421 284 6 438 312 12
50—60 412 284 4 4.38 312 8
Т1 11—25 451 402 5 470 430 7
АК4-1ч*4 Т1 12—40 402 323 6 422 372 8
40—65 402 323 6 422 372 8
Т1 65—80 392 323 6 412 372 7
1201 « ГК, м 11—90 <216 <108 12 200 90 18
Т1 11—90 353 235 6 380 265 12
1201 « Т1 11—55 422 313 6 440 335 9 .
55—75 422 309 6 440 330 9
75—90 412 299 5 435 330 8
1201 •» Т1Н 11—25 441 343 5 470 385 7
1915 *• Т (30 сут) 11—20 314 196 10 340 220 15
Т (4 сут) 11—20 274 165 10 290 180 18
В95 “ Т1 11—25 490 412 4 520 440 6,0
25—40 490 412 3 520 440 5,0
40—50 470 392 2 500 420 4,0
Продолжение табл. 1X2
Масса сплава Состояние испытываемых образцов Толщина, мм Гарантируемые свойства Типичные свойства
°в< МПа °0,2- МПа С. ч. «в- МПа ”0,2, МПа в, %
В95пч ** Т1 11—25 528 460 7 560 505 10
25—50 528 460 6 560 505 8
50—60 519 441 5 550 490 7
Т2 11—50 490—558 412-480 6 510 440 12
50—60 470—538 372—451 6 500 4.30 12
60—80 460-529 353—431 6 490 400 10
ТЗ 11—50 470—539 392—460 7 500 440 12
50—60 451—519 353—421 6 480 380 10
60—75 448—509 333—402 6 460 370 8
В93пч *4 Т1 40—50 490 421 6 520 150 8,0
*' Состояние поставки — горячекатаное. *2 Состояние поставки — закаленное
правленное и естественно состаренное. *3 Состояние поставки — закаленнное
нагартованное н естественно илн искусственно состаренное. *4 Состояние по-
ставки — закаленное правленное и искусственно состаренное.
Таблица IX.3. Гарантируемые механические свойства плит
из алюминиевых сплавов в направлении по толщине
Марка сплава Состояние испы- тываемых образцов Толщина, мм ав, МПа в, %
Д1 т 40—80 294 4
Д16 т 40—80 343 3
В95 Т1 40—50 392 2
АК4—1ч Т1 >40 372 4
1201 Т1 >40 382 3
В93пч Т1 40—50 451 3
Примечание. Плиты из сплавов Д1, Д16 и В95 поставляют
в состоянии ГК, а из ЛК4—1ч, 1201, В93пч — в состоянии Т1.
Для плит из высокопрочных алюминиевых сплавов в табл. IX.4
приведены типичные свойства, включая вязкость разрушения
и малоцикловую усталость, а в табл. IX.5 типичные коррозион-
ные характеристики по данным В. С. Синявского и В. Д. Валь-
кова. Для сплава 1201, детали из которого могут работать при
низких температурах, ниже приведены типичные свойства плит
толщиной 55 мм при криогенных температурах по данным
А. М. Дрица:
t, °C .... . . —70 —196 —253
ов, МПа . . . . 450/445 530/505 615/560
00.2, МПа . . . . 348/360 387/390 130/430
б, % .... . . 12/4.0 15/3,9 14/3,5
Примечание. В числителе — свойства в попе-
речном направлении, в знаменателе — по толщине.
r.ru
В связи с различием кристаллографической текстуры и ряда
структурных параметров центральных и поверхностных объемов
плит имеет место разный характер анизотропии свойств этих
объемов, представленный на рис. IX. 1 [1]. В зависимости от марки
22.5 45 67,5
Рис. IXJ. Зависимость механических свойств от ориентировки
образца в плоскости прокатки для поверхностных (/) и цен-
тральных (2) объемов катаных плит из сплавов В95пчТ1 (а),
В95пчТ2 (б), Д16чТ (в), АК4—1чТ1 (г); а — угол между осью
образца и направлением прокатки
Таблица IX.4. Типичные свойства плит из высокопрочных алюминиевых
сплавов
Сплав Толщина, мм МПа °0,2’ МПа 6, % K/Ct МПа-м'^2, при ориентации образца МЦУ, циклы (аа = 2.6), при Отах
дп пд вд 196 МПа 157 МПа
Д16чТ 40 435 313 17,9 43 40 29 1,3 • 105 2 • 10=
Д16очТ1 85 460 415 6,7 39 28 21 3 • 104 6 104
АК4—1чТ1 80 425 374 8,1 25 22 19 4 • Ю4 9- 104
В95пчТ1 20—40 550 510 10,0 37 29 22 — —
В95пчТ2 30 480 415 9,6 43 31 — 8 • 104 2 10=
В95пчТЗ 75—90 465 400 10,7 43 31 25 5,6 • 104 1,1 10е
1201Т1 50 440 333 9,0 34 29 25 4,7 • 104 1 Ю5
Приме ч а н и е. О», О 0,2 И 6 дан ы в 7опер ечном направлении , а МЦУ —
в продольном.
Таблица IX.5. Типичные механические и коррозионные свойства плит
толщиной 40—85 мм из высокопрочных алюминиевых сплавов в направлении
по толщине
Сплав Состояние поставки МПа а0,2- МПа в, % V» МСм/м Мс МПа -м1/2 *1 КР. МПа - м1/* °КР, МПа РСК, баллы
В95пч Т1 500 470 4,0 18,0 23,6 <3,1 25 6—8
Т2 470 440 3,5 21,0 22,3 17,0 171 2—3
тз 150 400 4,0 22,5 24 2 18,6 2Э4 2
1201 Т1 392 323 3,5 19,5 26,4 17,1 196 4
Д16ч* Т 392 313 7,0 18,5 26,7 <3,1 25 6—9
Т1 412 382 4,5 22 5 21,0 9,3 122 5—8
Т1' 412 372 4,0 23,0 19,0 10,8 171 2
АК4— 1ч ** Т1 392 363 4,0 22,8 18,0 9,3 196 4
Т1' 402 372 4,0 23,4 17,4 12,4 >225 5
Примечание, у и РСК определяли на плоскостях, параллельных по-
верхности плиты.
* Состояния Т1 и Т1' соответствуют положению на кривой старения до и
после максимума прочности свойств соответственно.
** Состояния Т1 н Т1' соответствуют положению на кривой старения до
и в максимуме прочностных свойств соответственно.
сплава и состояния структуры поведение
различны.
Влияние обжатий при горячей прокатке
на механические свойства
и распределение плотности по толщине плит
материала и свойства
Chipmaker.ru
При прокатке слитков из алюминиевых сплавов может иметь ме-
сто брак в виде расслоений плит, раскрытия слитков, растрески-
ваний и разрывов кромок, поверхностных трещин, а также сниже-
ние механических свойств металла и плотности в центральных
слоях по сравнению с поверхностными слоями толстых плит.
Как показали В. А Ливанов [2] и И. М. Меерович [3], произ-
водство качественных толстых плит зависит как от технологиче-
ских факторов процесса прокатки, так и от конструктивных пара-
метров прокатного оборудования. К первым следует отнести ка-
чество исходного сляба, толщину прокатываемой плиты, обжатие
за проход, температуру металла, а ко вторым—диаметр рабочих
валков.
Исследование изменения свойств плит по проходам показало,
что на начальных проходах центральные слои плиты не уплот-
няются, а наблюдается даже некоторое разрыхление металла.
В работах [2, 3] освещены результаты исследования влияния
схемы обжатий при горячей прокатке на качество плит и распре-
деление механических свойств и плотности метана по их толщине.
Часть слябов была прокатана по схеме I (с обжатиями 20—25 мм),
iT.% рл/сп’
2’0 ПО 130 SO 50 210 ПО 130 SO 50
Н.мм
Рис. IX.2. Изменение относитель-
ного удлинения (а) и плотности (о)
различных слоев плиты из сплава
АМгб при прокатке по схеме обжа-
тий I (сплошные линии) и II (пунк-
тирные линии)
/, 2 — относительное удлинение
в поверхностных и центральных
слоях соответственно
| 560
\520
г ™
„ 16
12
8
П
7/7 75 80 85 90 70 75 80 85 90 70 75 30 85 90
с,°!°
Рис. IX.3. Влияние степени деформации е при прокатке плоских слитков на свойства плит
из сплавов Д16чТ (/) и В95пчТ1 (I/) в продольном (а) и поперечном направлениях (6).
а также по толщине (в)
/ — центральные участки; 2 — поверхностные участки; 3. 4 — считок 400X1200 мм: 5 — S50X
Х1470 мм; отдельные точки — свойства правленых плит в центральных (светлые точки) и по-
верхностных (темные точки) объемах
часть—по схеме II (12—13 мм). Распределение механических
свойств по толщине плиты исследовали в двух направлениях: по-
перечном по отношению к направлению литья (продольном по от-
ношению к направлению прокатки) и продольном по отношению
к направлению литья (поперечном по отношению к направлению
прокатки).
На рис. IX.2 показано изменение относительного удлинения
и плотности различных слоев из сплава АМгб (данные II. М. Мее-
ровича). Интенсивное повышение пластичности и плотности цент-
ральных слоев прок 1та происходит по достижении определенной
толщины сляба, в данном случае около 90 мм.
Установленная в работе [3] связь отношения DfHy (где D —
диаметр рабочего валка; Ну— толщина плиты) с величиной отно-
сительного обжатия за проход при условии уплотнения централь-
ных слоев металла показывает, что увеличение степени обжатия
до 25 % вызывает повышение нагрузки на механизмы прокатного
стана, но не способствует улучшению качества металла при про-
катке толстых листов и плит.
Основным параметром, влияющим на качество прокатываемого
металла, является диаметр рабочего валка, который должен быть
не менее чем в 6—8 раз больше толщины прокатываемой плиты,
т. е. D///i = 64-8.
Для исключения процессов разрыхления центральных слоев
проката в работе [4] рекомендуют вести прокатку при значении
ЦН>\, где I — длина дуги захвата, Н— толщина заготовки пе-
ред входом в валки. При соблюдении этого условия растягиваю-
щие напряжения в центральной зоне заготовки недостаточны,
чтобы вызвать активное образование микронесплошностей.
С увеличением степени деформации при прокатке плоских слит-
ков из высокопрочных алюминиевых сплавов наблюдается зако-
номерное изменение механических свойств (рис. IX.3), связанное
с различным поведением центральных и поверхностных объемов
при прокатке и с происходящими при увеличении степени дефор-
мации изменениями структуры.
Влияние температуры горячей прокатки
на механические свойства плит
Строгое соблюдение режима нагрева оказывает решающее влия-
ние на качество готовых полуфабрикатов. Температура конца
прокатки определяет структуру и свойства металла.
Уплотнение металла и достаточная его однородность могут
быть достигнуты только путем обжатия слитка при определенных
температуре и давлении, при которых пустоты в металле способны
завариваться.
Благоприятные физико-механические свойства готовых изделий
можно получить после пластической деформации и термической
обработки в результате устранения литой грубой структуры слит-
ков. При деформации происходит изменение формы зерен, свя-
занное с получением более чистых от примесей границ зерен,
а также более равномерное распределение интерметаллических
включений по сечению плиты.
Величина обжатия при прокатке алюминиевых сплавов опреде-
ляется двумя факторами: трещииообразоваиием и усилиями про-
катки. Применение очень больших обжатий в начале прокатки
ограничивается углом захвата и налипанием металла на валки.
В первых пропусках не рекомендуется применять скорость про-
катки больше 1,0—1,2 м/с, особенно при больших обжатиях, так
как вследствие интенсивного налипания значительная часть на-
ружной поверхности проката может покрыться трещинами.
Для плит из сплава АК4—1 характерна слабая зависимость
механических свойств от температуры прокатки и их незначитель-
ная анизотропия вследствие получения рекристаллизованной
структуры. Для плит толщиной 40 мм свойства в поперечном на-
правлении при температурах прокатки 380—470°C изменяются
в следующих пределах: си = 407-4-444 МПа; о02=369-е-422 МПа;
6=7,0-4-12,6 %.
Повышение температуры прокатки плит из сплавов типа Д16,
обладающих структурным эффектом, будет приводить к повыше-
нию прочностных свойств в случае увеличения доли перекристалли-
зованной структуры.
Влияние условий закалки на механические свойства
и структуру плит
В табл. IX.6 приведены механические свойства плит толщиной
40 мм из сплава АК4—1 в зависимости от температуры и времени
нагрева под закалку, а также длительности старения. Повышение
температуры нагрева под закалку приводит к увеличению проч-
ностных характеристик.
Появление пережога в плитах из сплава Д16 практически не
влияет на уровень механических свойств, определяемых при
растяжении в продольном направлении, однако в направлении по
толщине плиты число циклов до разрушения при напряжении
157 МПа и коррозионные свойства значительно снижаются уже
на начальных стадиях пережога (табл. IX.7).
Происходящее при увеличении толщины плиты снижение ско-
рости охлаждения при закалке приводит при скоростях охлажде-
ния ниже критической к частичному распаду твердого раствора,
снижает уровень прочностных свойств при последующем старении
и ухудшает коррозионную стойкость. Наиболее чувствительна
к скорости охлаждения пластичность материала в направлении
толщины полуфабриката. По данным Г. Л. Шнейдера [6], сквоз-
ная прокаливаемость при закалке наблюдается у разных сплавов
на плитах следующих толщин: В93 — 150 мм, АК4—1 — 130 мм,
Д16—100 мм, В95 — 60 мм. Превышение толщины плиты указан-
ных размеров приводит к снижению скорости охлаждения ниже
критической и ухудшает их свойства.
Т а б.ч и ц a IX.6. Механические свойства плит толщиной 40 мм из сплава
ДК4—I в поперечном направлении в зависимости от режимов термообработки
Температура нагрева под закалку, “С Время старе- ния при IJ5 °C, ч (Уд 2» МПа, при т, мин °в- МПа. при т, МИН б, %, при т, мин
60 120 180 240 60 120 180 240 60 120 180 240
530 8 407 351 380 372 450 442 444 441 9,8 14,9 12,8 13,7
16 411 406 433 397 439 455 467 458 7,6 8,6 8,6 11,9
24 394 417 426 392 429 459 467 457 8,4 10,0 10,1 12,9
48 394 428 421 431 412 455 452 464 8,8 9,2 8,9 9,4
540 8 382 391 348 386 450 451 440 449 11,9 10,6 12,1 12,7
16 412 431 408 414 464 464 457 465 8,3 7,7 8,5 8.3
24 428 390 415 402 464 431 461 457 8,8 8,8 8,9 П.6
48 378 412 406 432 430 463 445 463 9,0 8,1 8,3 8,8
550 8 398 423 397 366 449 459 447 444 11,9 9,3 12,0 15,1
16 434 421 426 402 463 451 459 456 7,6 8,1 8,2 11,5
24 429 406 442 436 461 438 466 467 9,1 8,2 9,1 9,3
48 390 423 426 454 444 449 451 477 8,5 6,8 7,5 8,4
Примечание, т — выдержка при нагреве под закалку.
Таблица IX.7. Свойства плиты толщиной 40 мм из сплава Д16ч после
закалки с разных температур [5]
Температура нагрева лоц закалку, °C ов, МПа (Jq 2» МПа б. % МЦУ, циклы п₽и <5пах = = 157 МПа МКК, мкм РСК, балл
505 414 265 28,6 9 • 106 15 3—4
520 414 270 29,0 6 10е 200 5—6
525 412 271 27,1 2 • 105 200 6—7
Влияние правки растяжением на свойства плит
Закаленные полуфабрикаты имеют высокий уровень внутренних
напряжений, вызывающих коробление плит при механической
обработке и отрицательно сказывающихся на их коррозионной
стойкости. Для снятия закалочных напряжений и улучшения гео-
метрии плиты в свежезакаленном состоянии подвергают растя-
жению с величиной остаточной деформации 1—3 %. При этом
происходит значительное уменьшение внутренних напряжений
(рис. IX.4). По данным работы [7] они уменьшаются со 196 до 20—
30 МПа, а в ряде случаев до нуля.
Пластическая деформация в свежезакаленном состоянии, изме-
няя дислокационную структуру материала и плотность вакансий,
влияет на процесс распада твердого раствора. В результате этого
r.ru
свойства плит после правки растяжением и естественного или
искусственного старения отличаются от свойств термообработан-
ных, но неправленых плит. При этом для плит из сплавов Д16ч,
АК4—1ч, 1201 наблюдается рост предела текучести, снижение пла-
стичности и вязкости разрушения.
В табл. IX.8 показано влияние растяжения как после закалки,
так и после искусственного старения на механические свойства
плит из сплава АК4—1. Старение проводили по режиму 195°C. 20 ч.
Рис. IX.4. Распределение остаточных напряжений по толщине
плит (Н) после закалки (а) и их зависимость от величины
остаточной деформации (еост) при правке растяжением (б)
для плит из сплавов 1201 и В95 по данным В. Д. Пискарева
н В. М. Брунса
Растяжение после закалки и после закалки и искусственного ста-
рения приводит к повышению временного сопротивления и осо-
бенно предела текучести, и снижению относительного удлинения,
вязкости разрушения и работы разрушения образца с трещиной
Влияние правки растяжением на жаропрочные характеристики
плит из сплава АК4—1 дано в табл. IX.9. Деформация растяже-
Таблица 1Х.8. Влияние правки растяжением на свойства плит из сплава
АК4—1 в поперечном направлении
еост' Ов, МПа Oq 2» МПа в, % К*2С, МПа • м1/» КСТ, МДж/м
0/- 417 362 8,7 25,1—29,9 0,059
1/- 421 374 7,3 23,6 0,049
2/— 421 387 6,5 21,5 0,049
3/- 431 410 5,3 21,9 0,049
4/- 431 407 4,0 20,4 0,039
2/0 421 387 6,5 21,5 0,049
2/1 437 407 4,3 — —
2/2 4И 420 3,5 — —
2/3 427 412 2,2 — —
*’ В числителе — после закалкн, в знаменателе — после старения.
*2 Ориентация образцов ПД.
Таблица 1Х.9. Влияние деформации (еОст)
при растяжении после закалки и искусственного
старения иа жаропрочность плит из сплава АК4—I
еост, % а1оО’ МПа а125 ’’ЮОО1 МПа °!00- МПа а150 °1000' МПа вост- %
0 304 284 284 245 0,08
2 304 274 274 225 0,32
* Остаточная деформация при
=206 МПа, 175 С, 100 ч)
ползучести, (а=
Таблица IX.10. Влияние правки растяжением на свойства плит из сплава
Д16ч [8]
Сост» % <ТВ, МПа (Jq 2» МПа в, % К1с, МПа • М1/’
0 451/435 290/274 19,6/17,8 38,0/32,3
1,5 449/453 306/288 18,6/15,2 34,4/29,1
2,5 441/446 319/297 18,3/16,2 36,3/30,4
Примечание. В числителе приведены свойства для продольного напра-
вления, в знаменателе — для поперечного.
нием после закалки и искусственного старения снижает предел
длительной прочности при 125 °C на 10, а при 150 °C — на 20 МПа.
Сопротивление ползучести при 175 °C также снижается при при-
менении растяжения после закалки и старения.
В табл. IX. 10 показано влияние величины остаточной деформа-
ции при правке растяжением плиты толщиной 40 мм из сплава
Д16ч на ее механические свойства и вязкость разрушения [8].
В отличие от вышеназванных сплавов для полуфабрикатов
из сплава В95 характерно снижение прочностных свойств вслед-
ствие деформации в свежезакаленном состоянии.
Влияние технологии изготовления на количество дефектов
в плитах из алюминиевых сплавов
Широко распространенные методы металлографического контроля
не дают полной оценки качества металла, поэтому для исследова-
ния плит применяют неразрушающий метод ультразвукового
контроля (УЗК). Ультразвуковой контроль проводят, как правило,
с одной стороны плиты на автоматических установках типа
«Сплав-6» или «Лист-1М», а при их отсутствии ручным контакт-
ным способом с помощью дефектоскопов типа ДУК66, УДК)—4А
и др. с контрольными отражателями диаметром 1,2—5 мм. Этот
метод позволяет выявить в плитах отдельные дефекты — тонкие не-
сплошности (расслоения), расположенные параллельно плоскости
r.ru
плиты, фактическое содержание которых определяется качеством
слитка, схемой и температурно-скоростными условиями дефор-
мирования-
Анализ данных ультразвукового контроля плит из сплава
АК4—1 по их длине и толщине показывает, что средняя часть
плиты имеет большее количество дефектов, чем края и поверх-
ностные объемы. Количество дефектов в значительной мере зави-
сит от степени деформации плиты за проход и от температуры
горячей деформации (чем они выше, тем больше дефектов). При
снижении температуры деформации и степени обжатия за проход
количество внутренних дефектов уменьшается, причем уменьшение
обжатия при более высоких температурах деформации приводит
к большему уменьшению количества дефектов, чем при понижен-
ных температурах [9].
Такая зависимость свидетельствует о том, что нарушение
сплошности металла связано не только с качеством литого мате-
риала, но и с характером течения металла при деформации и из-
менением температуры в микрообъемах.
Снижение температуры начала прокатки приводит к уменьше-
нию количества дефектов в термообработанных плитах из сплавов
АК4—1. Термическая обработка независимо от технологии изго-
товления плит приводит к увеличению количества дефектов
по сравнению с плитами в горячекатаном состоянии в 1,5—2 раза.
Внешне поверхность вскрытого расслоения может иметь раз-
личный вид — от гладких участков черного цвета до светлых
блестящих площадок.
Результаты ультразвукового контроля плит из сплава Д16чТ
с величиной контрольного отражателя диаметром 2,0 мм и более
(табл. IX.11) показывают, что уменьшение числа расслоений наб-
людается после вакуумирования расплава и при более простых схе-
мах деформации при изготовлении сляба под прокатку. Благотвор-
ное влияние вакуумирования на уменьшение числа расслоений
Таблица IX.11. Параметры технологии изготовления плит 40 2000X10 000
Обработка расплава Размер кристалли- затора, мм Состояние сляба перед прокаткой Химический состав
Си Mg
Рафинирование флюсом и вакуумирование Диаметр 830 Штампованное Кованое 4,40—4,90 4,40—4,90 1,56-1,70 1,53—1,72
Рафинирование флюсом Диаметр 830 400X1200 Штампованное Кованое Литое 4,60—4,74 4,77 4,65 1,40—1,48 1,62 1,40
* Остальное А1.
подтверждается результатами анализа изломов плит, на которых
обнаруживаются мелкие расслоения, не фиксируемые УЗК. Это
является следствием уменьшения содержания водорода в металле,
количество которого не превышает в случае применения ваку-
умирования 0,15 см3 на 100 г металла.
Прокатка сляба, изготовленного из гомогенизированного
плоского слитка без его предварительной пластической деформа-
ции, позволяет получить плиты с малым числом расслоений даже
в отсутствие вакуумирования. Это показывает, что предваритель-
ная деформация слитка благоприятствует появлению расслоений,
особенно в случае высокого газосодержания в металле.
Свойства плит, изготовленных по разной технологии
Для прокатки плит используют слябы, изготовленные из гомогени-
зированного плоского слитка фрезеровкой его поверхности или
из цилиндрического слитка, прокованного на сляб прямоугольной
формы по той или иной схеме. Использование для прокатки
плоского слитка без предварительной деформации предпочти-
тельно экономически. Однако применение кованого сляба позво-
ляет изменить структуру заготовки и свойства готового изделия,
особенно в направлении по толщине. Наблюдаемое в полуфабрика-
тах снижение свойств в этом направлении определяется действием
ряда особенностей их структуры, носящих анизотропный характер
и зависящих от технологии изготовления- В каждом полуфабри-
кате в зависимости от его состава, конфигурации и вида обработки
давлением формируется своя структура со свойственной ей суб-
структурой, формой зерна и расположением избыточных фаз. Как
показано в работе [ 10], на пластичность решающее влияние ока-
зывает расположение интерметаллидов, изменяя которое можно
улучшать пластические характеристики материала-
ми из сплава Д16ч и средние свойства плит в направлении по толщине
сплава*, % (по массе) gb, МПа Oq 2. МПа в, % Среднее число дефектов на одной плите
Мп Fe SI
0,54—0,62 0,25—0,28 0,03—0,05 382—408 284—310 5,2—6,6 7
0,58—0,62 0,11—0,27 0,03—0,08 413—435 293—333 5,5—9,4 16
0,58—0,62 0,11—0,24 0,02—0,03 413—427 320—325 5,5—7,5 202
0,65 0,13 0.02 392 327 7,0 540
0,50 0,26 0,03 383 318 7,6 8
Изучение механических свойств на образцах диаметром 3,0 мм,
вырезанных в направлении по толщине плит (40 мм) из сплава
Д16чТ, изготовленных по разной технологии, показало существова-
ние следующих закономерностей:
1) вакуумирование металла снижает количество крупных
и мелких расслоений и приводит к повышению пластичности мате-
риала;
2) при одинаковом химическом составе изготовленные из ци-
линдрического слитка кованно-катаные плиты имеют более высо-
кое временное сопротивление и относительное удлинение, чем
штампованно-катаные плиты, при равном значении предела
текучести;
3) прокатка плит из плоского слитка без предварительной
деформации позволяет получать достаточно высокие прочностные
н пластические показатели в направлении по толщине.
Разобщенность включений избыточных фаз, достигаемая ков-
кой или прокаткой слитка с высокий степенью деформации, за-
трудняет образование трещин критических размеров при испыта-
нии материала, предотвращает тем самым макрохрупкое разруше-
ние и отодвигает разрушение в сторону больших деформаций, что
приводит к получению более высоких значений относительного
удлинения. В том же направлении действует оптимизация состава
сплава для уменьшения количества избыточных фаз и повышения
пластичности твердого раствора.
Плиты из сплава АК4—1чТ1 отличаются от плит из сплава
Д16чТ своей рекристаллизованной структурой, повышенным коли-
чеством избыточных фаз и другим состоянием твердого раствора
после искусственного старения.
Плиты толщиной 40—65 мм из сплава АК4—1 по серийной
технологии изготовляют из цилиндрических слитков диаметром
800 или 960 мм путем осадки литой заготовки в штампе по обра-
зующей и горячей прокатки. Эта технология позволяет получить
плиты с меньшим количеством расслоений по сравнению с пли-
тами, изготовленными путем всесторонней ковки заготовки и про-
катки.
Для повышения качества плит применяют вакуумирование
расплава при литье слитков. Вакуумная обработка жидкого ме-
талла обеспечивает максимальное удаление из расплава водо-
рода и твердых неметаллических включений. Среднее газосодер-
жание в сплаве АК4—1 при продувке расплава хлором состав-
ляет 0,38 см3/100 г, а при вакуумной обработке 0,17 см3/100 г.
Вакуумная обработка расплава снижает количество дефектов,
выявляемых методом УЗК на плитах из сплава АК4—1ч, более
чем в 10 раз н тем самым существенно повышает выход годной
продукции.
Ниже приводятся свойства плит толщиной до 65 мм, изготов-
ленных по разной технологии.
На рис. IX.5, IX.6 приведены результаты испытания механи-
ческих свойств и чувствительности к трещине плит толщиной
60 мм. Механические свойства плиг определяли в поперечном
направлении (по отношению к направлению прокатки) при 20 °C
Рис. IX.5. Влияние длительных выдержек при повышенных температурах на
механические свойства штампованно-катаных (сплошные линии) и ковано-ка-
таных (пунктирные линии) плит в поперечном направлении нз сплава АК4— 1ч
толщиной 60 мм прн 20 °C (с) и прн различных температурах нагрева (б):
/ — 125 С; 2 — 150 СС: 3 — 175 ’С; 4 — 195 °C
в исходном состоянии п после нагревов при 125, 150 и 175 °C
в течение 100, 500, 1000, 2500 и 5000 ч, а также при температу-
рах нагрева.
Механические свойства кованно-катаных и штампованно-ката-
ных плит при комнатной температуре и после нагрева при повы-
шенных температурах довольно близки. Чувствительность к тре-
типе, определяемая работой разрушения образца с нанесенной
усталостной трещиной, на штампованно-катаных и кованно-ката-
ных плитах также мало различается.
При испытаниях на ползучесть при 175 °C и <т = 206 МПа
в течение 100 ч остаточная деформация у кованно-катаной плиты
толщиной 63 мм, штампованно-катаной плиты толщиной 63 мм
из вакуумированного металла и катаной плиты толщиной 35 мм
составила 0,148; 0,155 и 0,166 % соответственно. Как следует из
этих данных, значения остаточной деформации для плит из
сплава АК4—1, изготовленных по разной технологии, довольно
близки.
б*
Рис. IX.6. Изменение работы разрушения образца с трещиной (КСТ) в зави-
симости от длительности выдержки при повышенных температурах штампо-
ванно-катаных (сплошные линии) и коваиио-катаных (пунктирные линии) плит
из сплава АК4—1ч толщиной 60 мм при 20 °C (поперечное направление);
/ — 125 °C; 2 — 150 "С; 3—175°C; 4 — 195 °C
Результаты испытаний гладких цилиндрических образцов и
образцов с надрезом радиусом 0,75 мм из этих же плит на вы-
носливость показали, что предел выносливости на базе 2-107цик-
лов при испытании гладких образцов равен 127 МПа для всех
вариантов технологии изготовления плит, а для образцов с над-
резом он изменяется от 69 до 78 МПа.
Определение коррозионной стойкости материала также не
выявило ее зависимости от технологии изготовления плит.
На рис. IX.7 приведены кривые старения серийной штампо-
ванно-катаной плиты из сплава АК4—1, закаленной и растянутой
после закалки (~ на 2%) в заводских условиях. Наиболее вы-
сокий уровень прочностных свойств наблюдается при 195 и 200 °C;
относительное удлинение изменяется сравнительно слабо при всех
температурах старения.
Влияние размера зерна на механические свойства и вязкость
разрушения плит, состаренных по разным режимам, показано
в табл. IX. 12.
Увеличение размера зерна до 205—250 мм достигалось с по-
мощью холодной деформации до закалки со степенью 4 %. Из
приведенных в табл. IX. 12 данных следует, что крупнозернистая
структура плит в случае отсутствия правки растяжением после
182
закалки обеспечивает высокие показателя вязкости разрушения
от 32 до 34 МПа-м' .
Однако, принимая во внимание пониженный предел текучести,
можно считать, что высокие значения вязкости разрушения свя-
заны с недостаренным состоянием вследствие крупной величины
зерна. Об этом свидетельствуют низкие значения вязкости раз-
рушения (21,7—23,2 МПа-м’-'} плиты, растянутой на 2 % после
Рис. IX.7. Влияние режимов старения на механические свойства плит из сплава
АК4—1ч в поперечном (а) и высотном (6) направлениях при комнатной температуре:
1 — 195'С; 2 — 200 °C; 3 — 205 °C; 4 —210'С; 5 — 220 °C
закалки, с крупнозернистой структурой. Из этой же таблицы сле-
дует, что старение при более высоких температурах 210 °C (пере-
старивание) не приводит к повышению вязкости разрушения.
Таблица IX.12. Влияние величины зерна на механические свойства
и вязкость разрушения плит из сплава АК4—1ч
Величина зерна, мкм Остаточная деформация при правке после закалки, % Режим старения ов, МПа Ор 2» МПа в, % Klc. МПа «м1/*
60—90 0 195 °C, 20 ч 417 363 8,7 25,1—29,9
2 195 °C. 20 ч 423 382 8,0 20,8—21,4
2 200 СС. 20 ч 408 385 7,7 21,1—22,9
2 210 °C, 12 ч 398 369 8,0 21,7—22,9
2 210 °C, 16 ч 401 365 7,6 21,7—22,9
205—250 0 195 °C, 20 ч 419 341 7,0 33,0
0 205 °C. 14 ч 431 358 4,6 32,2—34,1
2 195 °C, 20 ч 408 388 8,0 23,2—23,9
9 200 °C. 20 ч 412 382 6,0 21,7—23,2
2 2Ю°С, 12ч 402 367 6,7 22,3—22,6
2 210 °C, 16 ч 396 359 7,0 22,3—22,6
r.ru
Причиной этого является практически малый разрыв между вре-
менным сопротивлением и пределом текучести при старении при
более высоких температурах, так как параллельно с первым
снижается и второй, а пластичность практически не увеличи-
вается.
Было изучено влияние типа сляба на свойства плит толщиной
около 80 мм из сплава АК4—1чТ1. Плиты изготавливали из ци-
линдрического слитка, отлитого в кристаллизатор диаметром
960 мм, и плоских слитков, отлитых в кристаллизаторы сечением
550X1470 и 400X1200 мм. Слитки 400X1200 мм подвергали пря-
мой прокатке, а остальные предварительно ковали на сляб одно-
кратной или двукратной осадкой во взаимно перпендикулярных
направлениях, перпендикулярных оси слитка. Плиты проходили
термообработку по серийной технологии, включающей закалку,
правку и искусственное старение.
Как видно из табл. IX. 13, ковка крупногабаритных слитков
не приводит к повышению пластичности плит в направлении по
толщине, хотя, как показали исследования структуры, морфоло-
гия колоний избыточных фаз зависит от технологии изготовле-
ния сляба — наиболее интенсивное развитие строчечности наблю-
дается в плитах, прокатанных из плоского слитка без поперечной
Таблица IX.13. Механические свойства плит из сплава /\К4—1ч
в направлении по толщине
Технология изготовления сляба под прокатку Число испытанных образцов ов, МПа б. % Неучтенные образцы с расслое- ниями, %
Слиток диаметром 960 мм:
однократная осадка 45 490-430 1,2—4,8 6,7
двукратная осадка 36 390—420 3,2—6,0 0
Слиток сечением 550X1470 мм:
однократная осадка 21 490—410 3.2—4,8 9,5
двукратная осадка 25 400—420 3,2—5,2 12
Слиток сечением 400X1200 мм 8 405—410 4,0—4,8 0
деформации. Отсутствие влияния структуры на пластичность
в этом случае может быть объяснено спецификой сплава АК4— 1ч,
структура которого содержит большое количество избыточных
фаз. Благодаря этому по объему полуфабриката могут сущест-
вовать локальные области с высокой плотностью расположения
включений при любой схеме деформирования слитка, которые
и способствуют разрушению с близкими значениями относитель-
ного удлинения.
Таким образом, особенностью сплава АК4—1ч является от-
сутствие существенной зависимости пластичности по толщине
плиты от технологии изготовления сляба под прокатку. Больший
эффект повышения пластичности плит из сплава АК4—1чТ1 дает
использование недостаренного до максимальной прочности со-
стояния с высокой вязкостью разрушения [11].
Приведенные выше данные свидетельствуют о том, что изго-
товление плит из высокопрочных алюминиевых сплавов путем
прокатки плоских слитков без их предварительной пластической
деформации позволяет получить высокие значения относитель-
ного удлинения в направлении по толщине плит за счет исполь-
зования вакуумирования расплава, оптимизации состава сплава
и режимов термической обработки.
Структура плит высокопрочных алюминиевых сплавов
Многие особенности изменения свойств плит объясняются их
внутренним строением, зависящим от состава сплава, режимов
литья, прокатки и термической обработки.
К основным параметрам, характеризующим структуру плит,
следует отнести:
1) вид кристаллографической текстуры твердого раствора
и степень рекристаллизации;
2) размер зерен или волокон твердого раствора, в пределах
которых не меняется его кристаллографическая ориентировка,
характеризуемый средней величиной сечений зерен в рекристал-
лизованной структуре или волокон в нерекристаллизованиой
структуре в разных направлениях полуфабриката;
3) параметры распределения включений избыточных фаз
в объеме сплава: объемная доля включений, величина их удель-
ной поверхности, средние сечения включений в разных направле-
ниях, характеристики неоднородного (строчечного) расположения
включений в колониях.
Из данных работ [1, 12] известно, что по толщине катаных
полуфабрикатов наблюдается неоднородная текстура деформации,
которая в центральных слоях сечения проката является типичной
текстурой прокатки, а вблизи поверхности обнаруживается го-
раздо меньшая степень текстурованности. Наличие неоднород-
ной текстуры наиболее ярко выражено в плитах из сплавов
типа В95, у которых после термической обработки в основном
сохраняется перекристаллизованная структура и только возле
включений избыточных фаз наблюдаются отдельные рекристал-
лизованные зерна.
Центральные слои плит из сплавов Д16 по толщине могут
иметь структуру, находящуюся на разных стадиях рекристалли-
зации, в то время как поверхностные объемы полностью рекри-
сталлизованы. При этом влияние неоднородной текстуры сни-
жается. Плиты из сплава АК4—1ч имеют полностью рекристал-
лизованное состояние по всему сечению.
В случае нерекристаллизованиой структуры плиты из сплава
В95 имеют волокнистое строение с сечением волокон в попереч-
ном направлении, близким к равноосному. В долевом направле-
нии длина отдельных волокон может достигать 10 мм. Плиты
из сплава Д16 в любом структурном состоянии имеют зеренную
структуру с зернами, вытянутыми в долевом направлении. В ре-
кристаллизованном состоянии вытянутость зерен снижается.
Поперечная деформация при изготовлении плит из слитка круг-
лого сечения приводит к некоторой вытянутости зерен и в попе-
речном направлении. Наиболее равноосной выглядит рекристал-
лизованная зеренная структура у плит из сплава АК4—1ч. Соот-
ношения средних сечений зеренной структуры плит из разных
сплавов приведены в табл. IX. 14.
Таблица IX.14. Интервал изменения некоторых параметров структуры плит,
изготовленных по разной технологии
Сплав Толщи- на, мм Среднее сечение зерна или волокна, мкм % (объеми.) /**. мкм Число ис- следован- ных плит
по длине по ширине ПО толщн - не
Д16ч 40—70 415—1775 185—1420 43-155 0,9—1,9 4,5—7,4 13
АК4—1ч 60—85 53—190 48—104 32—70 4,3—6,9 1,5—3,5 13
В95пч 70—85 <10000 300—800 50—200 0,7—1,5 2,9-3,8 7
1201 60—80 200—400 100—250 60—150 2,8—6,0 3,0—5,6 5
* Vv—объемная доля избыточных фаз.
** t — среднее сечение включений избыточных фаз по толщине плиты.
Из модельных экспериментов, проведенных на прессованных
полуфабрикатах, следует, что в случае отсутствия рекристалли-
зации при нагреве под закалку мелкое зерно слитка способствует
формированию тонковолокнистой структуры деформированного
полуфабриката [13].
Количество избыточных фаз в полуфабрикате определяется
составом сплава и увеличивается при повышении содержания
примесей железа и кремния или основных легирующих элементов
[14]. Для сплава Д16 эта зависимость представлена на рис. IX.8.
В общем случае минимальное количество избыточных фаз имеет
место у сплавов повышенной чистоты с содержанием основных
легирующих элементов вблизи нижнего предела. В зависимости
от состава сплава количество и параметры дисперсности включе-
ний избыточных фаз могут изменяться в некоторых пределах.
Для ряда сплавов они приведены в табл. IX.14.
В структуре плит могут встречаться включения разных разме-
ров. На рис. IX.9 представлено распределение включений избы-
точных фаз по размерам (без подразделения их по составу)
в плитах из сплавов Д16ч и АК4—1ч. При малой средней вели-
чине включений встречаются отдельные включения с линейными
размерами до 30—40 мкм.
Неоднородность расположения включений по объему плиты
обусловлена совместным влиянием их неоднородного распреде-
ления в слитке и различием деформационного течения металла
в различных зонах полуфабриката. Эвтектические колонии в го-
могенизированном слитке или в деформированном слябе пред-
ставляют собой объемные образования, состоящие из большого
Chipmaker.ru
Рис. IX.8. Влияние содержания в спла-
ве Д16 меди (а) и железа (б) на коли
чество растворимых (Qi) н нераствори-
мых (Q2) избыточных фаз в структуре
термообработаниых п.тнт
Рис. IX.9. Распределение (Р) включе-
ний избыточных фаз по размерам (/>
в плитах толщиной 60 мм нз сплава
АК4—1ч (а) и толщиной 40 мм из
сплава Д16ч (б):
1 — толщина включений; 2 — длина
включений
количества отдельных включений. В объемах металла, близких
к центру очага деформации, колонии однородно вытягиваются
в долевом направлении и под действием вертикальных перемеще-
ний при обжатии собираются в локальные скопления, имеющие
на поверхности продольных шлифов вид строчек интерметалли-
дов. На поверхности плит горизонтальное смещение отдельных
объемов, расположенных на разной глубине, происходит с раз-
личной скоростью и на разную величину [15], в результате чего
распределение интерметаллидов выравнивается. Вследствие этого
и более мелкодисперсной структуры поверхностных слоев слитка
поверхностные объемы плит могут иметь более равномерное
распределение интерметаллидов.
При увеличении степени деформации при прокатке происходит
вытягивание волокон и формирование внутри них более однород-
ной структуры, ориентирование в продольном направлении из-
быточных фаз, образование четко ориентированных в простран-
стве строчечных колоний интерметаллидов при уменьшении рас-
стояния между колониями по толщине плиты и рассредоточении
отдельных включений [1]. Типичная структура плит из разных
•сплавов представлена на рис. IX.10.
Рис. IX. 10. Микроструктура центральных
объемов плит в продольной по толщине
плоскости:
а — плита из сплава Д16ч (40 мм), трав-
ление реактивом Келлера. Х125; б — нз
сплава АК4—1ч (60 мм), электрополировка
и анодное оксидирование. Х250; в — из
сплава В95пч (60 мм), травление реакти-
вом Келлера. Х250
Зависимость свойств плит от их структуры
Комплекс механических свойств плит, как и других полуфабри-
катов, зависит от совместного влияния тонкого строения и свойств
твердого раствора, формы и величины зерен твердого раствора,
количества и распределения в нем включений интерметаллидов.
Для конкретного полуфабриката изменение длительности ста-
рения закономерно влияет на механические свойства и вязкость
разрушения. Например, для плит из сплава АК4—1ч [16]
(рис. IX.11) на стадии упрочняющего старения наблюдается рост
временного сопротивления и предела текучести при снижении
относительного удлинения и вязкости разрушения, а при переста-
ривании снижаются прочностные свойства при сохранении пла-
188
стичности и К\с на низком уровне вследствие пластинчатых про-
дуктов распада. Для сплавов системы А1—Zn—Mg—Си переста-
ривание ведет к некоторому росту пластичности и вязкости
разрушения, так как сферические продукты распада оказывают
меньшее сопротивление пластической деформации.
Поскольку критерием качества старения может быть удель-
ная электропроводность твердого раствора, то ее величина яв-
ляется важным пока-
Рис IX.11. Связь между удельной электропроводностью
(V) образцов из сплава АК4—1ч и вязкостью разрушения
при ориентации образцов ДП (/), ПД (2), ВД (3), пре-
делом текучести, относительным удлинением в продоль-
ном (а), поперечном (б) и по толщине (в) направлениях
зателем, свидетельству-
ющим о достижении
нужной степени распа-
да твердого раствора
Особенное значение
удельная электропро-
водность приобрела в
связи с установленной
зависимостью между
ее величиной и корро-
зионными характерис-
тиками материала [17].
Рис. IX.12. Влияние толщины
волокна (L) на временное
сопротивление и предел те-
кучести в продольном на-
правлении плит из сплава
Д16ч со смешанной (/) и ре-
кристаллизованной (2) струк-
турами
При близости состояния твердого раствора у разных полу-
фабрикатов на свойства влияют величина зерна, количество и
распределение интерметаллидов.
Например, для плит из сплава Д16чТ в естественно состарен-
ном состоянии с увеличением величины зерна наблюдается сни-
жение прочностных свойств (рис. IX. 12).
Вязкость разрушения определяется свойствами твердого рас-
твора и распределением интерметаллидов по объему полуфабри-
ката. Совокупное влияние свойств твердого раствора на нее
можно описать работой пластической деформации при разруше-
нии твердого раствора, определяемой экспериментально или
через механические свойства [18].
Уменьшение количества избыточных фаз и рост пластичности
твердого раствора способствуют повышению вязкости разруше-
ния. Для высокопрочных алюминиевых сплавов это может быть
Рис IX. 13 Распределение значений от-
носительного удлинения в направлении
по толщине плнт из сплава В95пчТ2
толщиной 65 (а) и 85 мм (б):
/ — образцы с расслоениями; 2 — об-
разцы без расслоений; 3 — суммарная
кривая
Рис. IX. 14. Влияние площади расслое-
ний (5) на механические свойства плит
из сплава В95пчТ2 толщиной 65 (а) и
85 мм (б) в направлении по толщине
обусловлено применением соответствующей термической обра-
ботки или снижением содержания в сплаве примесей железа
и кремния, а также ограничением содержания основных легирую-
щих компонентов — Си в сплавах Д16ч, АК8, АК4—1ч, 1201,
Си п Mg — в В95пч.
Некоторые характеристики усталости могут быть повышены
соответствующей регламентацией структуры. Так, в плитах из
сплава Д16чТ предел выносливости, определенный на базе 107
циклов при изгибе с вращением гладких корсетных долевых об-
разцов, повышается в случае тонковолокнистой структуры плит
и отсутствия крупных интерметаллидов с 98 до 137 ЛШа [19].
Рис IX. 15. Структура поверхности разрушения высотных образцов плиты из сплава Д16чТ1
толщиной 87 мм прн величине относительного удлинения 3.2 (а) и 0.4 % (б) РЭМ. Х350
Рис. IX. 16. Взаимосвязь между вре-
менным сопротивлением и относи-
тельным удлинением (а) н кривые
распределения свойств (б. в) по
толщине плит толщиной 40 (/) и
70 мм (2) из сплава Д16чТ
if, %
6t,nna
Важной характеристикой качества катаных плит являются
показатели пластичности, определенные в направлении по тол-
щине полуфабриката. К значительному снижению временного
сопротивления и пластичности в этом направлении приводит на-
личие расслоений (рис. IX 13). Из рис. IX.14 видно снижение
указанных характеристик с увеличением площади окисных вклю-
чений в изломе высотных образцов плит из сплава В95пчТ2. Эти
данные обусловливают необходимость тщательной очистки рас-
плава от неметаллических включений.
Для повышения пластичности и прочности в высотном направ-
лении следует также избегать появления в структуре плит скоп-
лений интерметаллидов, которые приводят к преждевременному
разрушению образцов [10], особенно в искусственно состаренном
состоянии, когда общая пластичность низкая. Наличие скопле-
ний крупных интерметаллидов на поверхности изломов разрыв-
ных образцов из толстых плит из сплава Д16чТ1 свойственно об-
разцам со значениями 6<1 %. В то же время при 6^3 % на
поверхности изломов наблюдаются только вторичные фазы или
отдельные более крупные интерметаллиды (рис. IX. 15) *. Рост
пластичности при этом сопровождается повышением временного
сопротивления. Указанная зависимость характерна и для плит
в естественно состаренном состоянии (рис. IX. 16).
Сканирующая электронная микроскопия выполнена А. Д. Петровым.
Часть третья
ПРУТКИ И ПРОФИЛИ
Глава X
НОМЕНКЛАТУРА АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
И ВИДЫ ПРЕССОВАННЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ1
Прессованные полуфабрикаты (прутки, профили, панели) в СССР
производят из различных сортов технического алюминия, терми-
чески упрочняемых и неупрочняемых сплавов. Химический состав
сплавов приведен в приложении 1, а номенклатура сплавов и со-
стояние поставки полуфабрикатов в табл. Х.1.
Таблица Х.1. Алюминиевые сплавы, применяемые для изготовления
прессованных полуфабрикатов
Система Марка сплава Состояние поставки
А1 AI—Мп Al—Mg АДОО, АДО, АД1, АД АМц, АМцС АМН. АМг2. АМгЗ, АМг5, АМгб, АМг61 Без ТО Без ТО, М
Термически упрочняемые
Al—Mg—Si A1—Cu—Mg Ai—Cu—Mg—Fe—Ni Al—Cu—Mg—Si A1 —Z n—Mg—C u Al—Zn—Mg Al—Cu—Li Al—Cu—Mn Al— Mg—Li АД31 АДЗЗ АД35 АВ Д1, Д1ч, Д16, Д16ч, Д19, Д19ч, ВАД1, ВД17, М40 АК4, АК4—1, АК4—1ч АК6, АК8 В95, В95пч, В93пч, В96ц 1915, 1925, 1911, 1935 ВАД23 Д20, 1201 1420 Т, Tl, Т5 Т, Т1 Т1 Т, Т1 М, Т, Т1 Т1 Т1 М, Т, Tl, Т2, ТЗ Без ТО, М, Т, Т1 Т1 М, Т, Т1 Т, Т1
При маркировке прутков и профилей состояние поставки от-
мечают указанными в табл. X 1 обозначениями, которые ставят
после марки сплава. Так, маркировка на профиле «АМгбМ»
означает, что профиль изготовлен из сплава АМгб и отожжен;
маркировка на прутке <АМг2»— пруток из сплава АМг2, термо-
обработке после прессования не подвергался; маркировка
1 Авторы: И. С. Шнееров, А. М. Дриц.
13 Заказ К° 150
193
«В95Т1» — профиль из сплава В95, подвергнут закалке и искус-
ственному старению и т. д.
Для прессованных полуфабрикатов всех состояний поставки
применяют небольшую холодную деформацию (1—3 % ), обуслов-
ленную правкой растяжением для придания профилям необходи-
мой прямолинейности, а также требуемого уровня механических
свойств. Прутки диаметром до 50 мм подвергают правке растяже-
нием или в роликовой машине, а прутки крупного сортамента
правят гибом.
Сортамент выпускаемых прутков круглого, квадратного и ше-
стигранного сечения диаметром от 5 до 300 мм определяется тех-
ническими условиями. В зависимости от сечения и размеров прес-
сованных прутков в технических условиях для них предусмот-
рены различные классы точности и другие требования к их
геометрии. В закаленном и состаренном состоянии поставляют
прутки диаметром не более 100 мм.
Сортамент профилей алюминиевых сплавов, выпускаемых
отечественной промышленностью, насчитывает более 15 000 типо-
размеров. По геометрическим признакам их подразделяют на
следующие группы; а) сплошные постоянного сечения; б) полые
постоянного сечения; в) сплошные периодического сечения (с за-
концовками); г) панели.
Полые профили изготавливают двумя способами: прессова-
нием заготовки сплошного сечения в комбинированную (язычко-
вую) матрицу и прессованием полой заготовки по трубному ме-
тоду. Необходимым условием прессования полого профиля по
трубному методу является симметричность его сечения относи-
тельно двух перпендикулярных осей. Кроме того, из-за сложности
осуществления надежной фиксации инструмента от разворота,
обусловленной конструкциями действующих прессов, в отечест-
венной практике трубным методом можно прессовать полые про-
фили, с круглым или некруглым отверстием, но только такие,
которые по внешней конфигурации приближаются к трубе.
Особенностью полых профилей, получаемых прессованием
через комбинированную матрицу, является наличие сварных
швов (двух или более в зависимости от конструкции матрицы)
вдоль всего профиля, образующихся в процессе прессования.
Профили периодического сечения имеют отношение площадей
сечений профильной части к законцовочной не более чем 1 - 15
Пх изготавливают двумя основными способами: прессованием
с применением разъемных матриц и прессованием из промежуточ-
ной заготовки.
Первый способ применяют для профилей с соотношением пло-
щадей сечений профильной части к законцовочной менее пли рав-
ной 1 : 5, второй — при соотношении более чем 1 : 5.
Для крупногабаритных профилей с площадью законцовки до
90000 мм2 применяют прессование со сменными вкладышами. Вы-
пускаемые отечественной промышленностью профили характе-
ризуются данными, приведенными в табл. Х.2.
Таблица Х.2. Характеристика профилей, выпускаемых отечественной
промышленностью
Параметры Тип профиля
сплошные по- стоянного се- чения полные по- стоянного се- чения петлевые с законцовками периодического сечения
Плошадь поперечного сечения, мм2 <50000 <6000 40—600 <1,5000*
Диаметр описанной окружности, мм <600 <250 <100 <2,50
Длина, м <30 <30 <15 <30
Масса 1 шт., кг <3000 <1200 <600 <2000
* Плошадь поперечного сечения законцовки.
Технология изготовления панелей в настоящее время также
имеет две основные разновидности. Наиболее универсальная —
прессование оребренной панели произвольной формы из плоского
или круглого контейнера в плоском виде. Вторая разновидность
(трубный вариант), распространяемая на панели с равнотолщин-
ным полотном и относительно несложным по конфигурации про-
дольным оребрением, заключается в прессовании трубных за-
готовок с наружным продольным оребрением и последующей
разрезкой их по образующей и разверткой в плоскость.
В отечественной промышленности выпускаются панели, прес-
суемые в плоском виде шириной <700, 700—900, 900—1000 мм
и толщиной 3,5—50 мм, а также изготовляемые по трубному ме-
тоду шириной <900, 960—2100 мм и толщиной 1,5—8,3,5—15 мм
соответственно.
В настоящее время освоено производство панелей с законцов-
кой шириной до 950 мм, длиной до 30 м и площадью сечения за-
концовки до 70 000 мм2.
Требования, предъявляемые к пруткам, профилям, панелям,
регламентируются техническими условиями, определяющими тре-
бования к прессованным изделиям по допускаемым отклонениям
на размеры поперечного сечения и допустимым искажениям
формы, допускаемым отклонениям от прямолинейности, по ка-
честву поверхности, уровню механических свойств, структуре
металла, упаковке, а также устанавливаются нормы и порядок
контроля качества изделий.
Глава XI
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА
ПРЕССОВАННЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ
Основные факторы,
определяющие структуру полуфабрикатов 1
Прессованные и термически обработанные полуфабрикаты из
алюминиевых сплавов могут иметь различную структуру: от рав-
ноосной крупнозернистой рекристаллизованной до волокнистой
полигоиизованной, включая большое число промежуточных струк-
тур. Рекристаллизованная структура в термически обработанных
полуфабрикатах формируется в том случае, если температура
термической обработки (отжига, нагрева под закалку) выше тем-
пературы конца рекристаллизации, полигоиизованная структура
образуется, если температура начала рекристаллизации выше тем-
пературы термической обработки; если же температура термиче-
ской обработки находится в интервале температур начала и
конца рекристаллизации, то получается смешанная структура.
Полигоиизованная структура формируется в процессе прессо-
вания в результате динамического возврата, а при нагреве под
закалку происходит рост и совершенствование субзерен. Рекри-
сталлизованная структура в прессованных полуфабрикатах мо-
жет образовываться в результате динамической рекристаллиза-
ции, протекающей при деформации во время прессования, спон-
танной рекристаллизации, происходящей при охлаждении
прессованных полуфабрикатов с температуры прессования, и ста-
тической рекристаллизации — во время нагрева прессованных
полуфабрикатов под закалку или отжиг.
Рекристаллизованная структура представляет собой рекри-
сталлизованные зерна равноосной формы или незначительно вы-
тянутые в направлении прессования, а полигоиизованная — пе-
рекристаллизованные зерна в виде волокон, сильно вытянутые
в направлении прессования и разделенные малоугловыми грани-
цами на субзерна (рис. XI.1). Перекристаллизованные зерна
имеют четко выраженную текстуру деформации.
Полуфабрикаты с полигоиизованной структурой обладают
повышенными по сравнению с рекристаллизованной структурой
прочностными свойствами благодаря собственно субзеренной
структуре и из-за повышенного эффекта упрочнения при естест-
венном или искусственном старении. Это явление получило на-
звание структурного упрочнения [1]. Кроме повышенных прочно-
стных характеристик, закаленные и состаренные полуфабрикаты
с полигоиизованной структурой обладают целым рядом других
преимуществ: имеют более высокие значения вязкости разруше-
1 Авторы: В. В. Захаров, В. П. Козловская.
ния, сопротивления распространению трещины, малоцикловой
усталости и коррозии под напряжением, характеризуются лучшей
свариваемостью [2]. Но вместе с тем такие характеристики, как
сопротивление срезу, временное сопротивление при кручении, истин-
ное сопротивление разрушению при растяжении, твердость прак-
Chipmaker.ru
Рис. XI. 1. Рекристаллизованная (а), сме-
шанная (б) к полигоиизованная (в) струк-
туры профиля из сплава 1915 после закалки
в воду, Х250
тически одинаковы для обоих структурных состояний, а длитель-
ная прочность при высоких температурах и устойчивость против
расслаивающей коррозии ниже у полуфабрикатов с полигонизо-
ванной структурой [2].
К основным факторам, определяющим тип образующейся
в полуфабрикатах структуры, относят: химический состав сплава
(наличие и содержание переходных металлов типа марганца,
хрома, циркония, содержание основных легирующих компонентов,
примесей); способ литья; режим гомогенизации; температурно-
скоростные режимы прессования.
Наличие в составе алюминиевых сплавов переходных метал-
лов резко повышает температуру рекристаллизации и делает
возможным сохранение в закаленных прессованных полуфабри-
катах полигонизованной структуры. Этот фактор является одним
из основных и фактически определяет возможность получения
полуфабрикатов с полигонизованной структурой. При отсутствии
добавок переходных металлов получение закаленных полуфабри-
катов с полигонизованной структурой становится невозможным.
Основной механизм торможения рекристаллизации переходными
металлами заключается в следующем. Во время литья и после-
дующего охлаждения слитков переходные металлы фиксируются
в пересыщенном твердом растворе и затем при нагревах под го-
могенизацию и обработку давлением выделяются в виде диспер-
сных частиц, которые тормозят рекристаллизацию. Тормозящая
сила частиц оценивается величиной P=f!nr-, где f — объемная
доля частиц, г — средний радиус частиц.
Эффективность повышения температуры рекристаллизации
под действием добавок переходных металлов и соответственно
вероятность получения полуфабрикатов с полигонизованной
структурой зависят от многих факторов и, в частности, от содер-
жания основных легирующих компонентов, примесей железа и
кремния [3], способа литья, режимов гомогенизации [4].
Так, изменение содержания цинка и магния в сплавах
А1—Zn—Mg и, по-видимому, в сплавах AI—Zn—Mg—Си при не-
изменном содержании добавок переходных металлов резко ме-
няет температуру начала и конца рекристаллизации, величина
которых может изменяться на 100—150 °C. Сильное влияние на
термическую стабильность полигонизованной структуры оказы-
вает содержание примесей железа и кремния [3]. Основная при-
чина изменения эффективности антирекристаллизационного дей-
ствия переходных металлов при варьировании содержания основ
ных легирующих компонентов и примесей заключается
в изменении дисперсности продуктов распада твердого раствора
переходных металлов в алюминии и соответствующего изменения
тормозящей силы рекристаллизации.
Способ литья слитков оказывает существенное влияние на
температуру рекристаллизации полуфабрикатов, так как при
этом меняется скорость охлаждения расплава при кристаллиза-
ции и концентрация фиксируемых в твердом растворе переход-
ных металлов. Повышение скорости охлаждения расплава при
переходе от используемого сейчас непрерывного литья слитков
к литью полосы и в особенности гранул из сплавов, содержащих
переходные металлы, обусловливает сильное пересыщение
раствора переходными металлами и существенный рост темпера-
туры рекристаллизации [5]. В последнем случае температура
начала рекристаллизации может повыситься до температуры
солидуса.
В зависимости от режимов гомогенизации слитков меняется
дисперсность продуктов распада твердого раствора переходных
металлов в алюминии и соответствующим образом меняется тор-
мозящая сила рекристаллизации и ее температура [4]. Изменяя
режимы гомогенизации, можно в широких пределах менять тем-
пературу рекристаллизации прессованных полуфабрикатов и для
ряда сплавов получать прессованные полуфабрикаты с различ-
ным заранее заданным типом структур. Температурно-временные
режимы гомогенизации, обеспечивающие максимальную диспер-
сность продуктов распада твердого раствора переходных метал-
лов в алюминии и соответственно максимальную величину тормо-
зящей силы, увеличивают вероятность получения полуфабрика-
тов, с полигонизованной структурой и повышают ее термическую
стабильность. И, наоборот, режимы гомогенизации, приводящие
к коагуляции выделяющихся частиц, содержащих переходные
металлы, уменьшают тормозящую силу и способствуют получе-
нию полуфабрикатов с рекристаллизованной структурой.
Для ряда сплавов большое значение имеет скорость нагрева
слитков до температуры гомогенизации. Так, для сплавов
типа 1915 повышение скорости нагрева резко уменьшает склон-
ность к рекристаллизации прессованных полуфабрикатов [6].
Другими весьма важными факторами, определяющими тип
получаемой структуры в прессованных полуфабрикатах, яв-
ляются температурно-скоростные условия деформации при прессо-
вании [7]. При прочих равных условиях указанные факторы
определяют запасенную при деформации энергию, величину ко-
торой можно оценивать параметром Зинера—Холомона Z=
= ё exp (Q/RT), где ё — скорость деформации; Q — энергия акти-
вации деформации; R — газовая постоянная; Т — температура де-
формации. Величина запасенной энергии прямо пропорциональна
lg Z. Степень деформации в первом приближении можно не учи-
тывать, так как процесс прессования в основном протекает на
установившейся стадии деформации. Поскольку температура рек-
ристаллизации зависит от уровня запасенной энергии, а послед-
няя пропорциональна lg Z, то с ростом последнего температура
рекристаллизации снижается. Таким образом, снижение темпера-
туры деформации при прессовании, повышение скорости истече-
ния и соответствующее повышение скорости деформации уве-
личивают параметр Z и усиливают склонность полуфабрикатов
к рекристаллизации при последующем нагреве под термическую
обработку.
Диаметр субзерен, формирующихся в результате динамиче-
ского возврата во время прессования, однозначно определяется
величиной Z (d~l ~lg Z) и практически не зависит от исходной
субструктуры. При увеличении Z размер субзерен уменьшается и
при достижении Z,;r начинается рекристаллизация. При значе-
ниях Z, близких к критическим, образуются крупные рекристалли-
зованные зерна [8]. Такое явление наблюдается при образовании
крупнокристаллического ободка, когда при нагреве под закалку
на фоне сохранившейся полигонизованной структуры образуются
крупные рекристаллизованные зерна. Это явление связано с по-
вишенной скоростью деформации ё в этих зонах и соответственно
большей склонностью их к рекристаллизации (8].
Изменение конструкции инструмента, способствующее более
равномерному истечению металла при прессовании, использование
прессования с обратным истечением и со смазкой — все эти фак-
торы повышают равномерность распределения скорости деформа-
ции по сечению прессованных полуфабрикатов и уменьшают
склонность к образованию крупнокристаллического ободка.
Для ряда алюминиевых сплавов путем изменения темпера-
турно-скоростных условий прессования можно с высокой степенью
надежности получать в условиях серийного производства полу-
фабрикаты с заранее заданной структурой: полигонизованной или
рекристаллизованной.
1. ТЕХНИЧЕСКИЙ АЛЮМИНИЙ
Из технического алюминия изготовляют практически все виды
прессованных полуфабрикатов. Марки технического алюминия и их
химический состав приведены в приложении. Отличаются они по
содержанию примесей. Основные примеси в алюминии — железой
кремний. Железо практически нерастворимо в твердом алюминии
и при крайне малом его содержании появляется эвтектика
(Al+Al3Fe). Соединение Al3Fe выделяется в виде игл по грани-
цам зерен и дендритных ячеек, снижая пластичность и коррозион-
ную стойкость алюминия. Кремний, как и железо, образует с алю-
минием диаграмму эвтектического типа, но имеет заметную
растворимость в твердом алюминии. Кремний не образует с алюми-
нием промежуточных соединений и присутствует в твердом рас-
творе и в виде частиц кремния. Он незначительно упрочняет алю-
миний и немного снижает пластичность.
Технический алюминий содержит железо и кремний одновре-
менно, и, помимо названных избыточных фаз, в нем могут при-
сутствовать две тройные фазы а(А1, Fe, Si) и р(А1, Fe, Si).
В большинстве случаев используемый в металлургической про-
мышленности технический алюминий имеет следующий фазовый
состав: А1-|-а(А1, Fe, Si)-J-Al3Fe [9].
Прессованные полуфабрикаты из технического алюминия об-
ладают низкой прочностью и высокими пластическими свойствами,
а также имеют высокие значения электропроводности, теплопро-
водности и хорошую коррозионную стойкость. С ростом содержа-
ния примесей прочность повышается, а пластические и коррозион-
ные свойства, электропроводность и теплопроводность снижаются.
Электропроводность алюминия особенно сильно снижается при по-
явлении малых добавок переходных металлов, таких, как марганец,
хром, ванадий.
Гарантируемые механические свойства прессованных прутков
и профилей всех размеров из технического алюминия марок АД
и АД1 в отожженном или горячепрессованном состояниях таковы:
прутки — oBsg:108 МПа, 6^25,0 %; профили — ов^108 МПа;
6 20,0 %.
Типичные механические свойства прессованных прутков из
технического алюминия марок АД, АД1 в отожженном или горя-
чепрессованном состоянии следующие: f=7100 МПа; G=
=27 000 МПа; ц=0,31; ов=80 МПа; Оо,2=30 МПа; 6=35 %;
4=80 %; т=55 МПа; НВ=250 МПа; o_i=35 МПа. Предел вы-
носливости получен при консольном изгибе гладкого вращающе-
гося образца при числе циклов 5-108.
Нежелательным явлением при производстве прессованных по-
луфабрикатов из технического алюминия является образование
аномально крупного зерна. Основная причина появления крупного
зерна заключается в неоднородности состава твердого раствора
из-за дендритной ликвации примесей. Как следствие этого, при
обработке давлением деформация распределяется неоднородно
по объему металла.
Объемы твердого раствора, обогащенные примесями и поэтому
более прочные, меньше деформируются при обработке давлением
и обладают по этой причине большой устойчивостью против ре-
кристаллизации при последующих нагревах. Кроме того, устой-
чивость этих объемов к рекристаллизации повышена по сравне-
нию с соседними участками за счет собственно повышенной
концентрации примесей. Склонность к росту аномально крупного
зерна заметно усиливает примесь марганца, который попадает
в технический алюминий вместе с отходами обрабатывающих
цехов [9]. Марганец, обладающий сильным антирекристаллиза-
ционным действием, при отливке слитков ликвирует аналогично
железу и кремнию и резко усиливает неоднородность антирекри-
сталлизационных свойств алюминия.
При нагреве полуфабрикатов рекристаллизация начинается
из малого числа центров в объемах, обедненных примесями, и за-
тем рекристаллизованные зерна прорастают в рядом лежащие об-
ласти, обогащенные примесями; образуются крупные зерна. Это
явление наиболее ярко выражено при медленном нагреве полу-
фабрикатов.
Для устранения склонности деформированных полуфабрикатов
к росту аномально крупного зерна следует ограничивать содер-
жание марганца до 0,03 %, вводить добавку титана в количестве
0,05—0,2 %, отношение содержания железа к кремнию должно
составлять 1,2—1,5 [9]. Измельчению рекристаллизованного зерна
способствует гомогенизация слитков при 550—620 °C, повышение
скорости нагрева до температуры отжига полуфабрикатов и по-
вышение температуры отжига.
2. СПЛАВ АМц*
Термически неупрочняемый сплав АМц широко используется
в прессовом производстве; из него изготавливают все виды прес-
сованных полуфабрикатов. Полуфабрикаты из сплава АМц имеют
более высокую прочность, чем полуфабрикаты из технического
алюминия, при этом они обладают высокой пластичностью и со-
противлением коррозии, хорошей свариваемостью. Химический
состав сплава АМц приведен в приложении 1.
Единственным легирующим компонентом в сплаве АМц явля-
ется марганец, который образует с алюминием диаграмму эвтек-
тического типа с переменной растворимостью. Кроме марганца,
в сплаве АМц присутствуют примеси железа и кремния. Марганец
может находиться в сплаве в твердом растворе в виде избыточных
фаз: А16Мп в случае малого содержания железа и кремния (сотые
доли процента) и в реальных случаях в виде фаз Al6(Mn, Fe),
Ali2Mn3Si, Al (Мп, Fe, Si). Железо и кремний могут образовывать
с алюминием фазы Al3Fe, a (Al, Fe, Si). Указанные избыточные
фазы, в особенности присутствующая в виде крупных пластин
фаза Al6(Mn, Fe), ухудшают технологические и эксплуатацион-
ные свойства сплава.
Прессованные изделия применяют в горячепрессованном пли
отожженном состояниях. Гарантируемые техническими условиями
механические свойства прутков и профилей всех размеров из
сплава АМц таковы: прутки — ов^167 МПа, 6 20,0 %,
(/=5rf) и профили — ов^167 МПа, 16,0 %.
Ниже приведены типичные свойства отожженных или горяче-
прессованных полуфабрикатов из сплава АМц: Е=1\ ООО МПа;
G=27 ООО МПа; ов=130 МПа; о0,2=50 МПа; 6=23 %; ф=70 %;
НВ = 300 МПа; o_i= 50 МПа. Предел выносливости (o-i) опре-
деляли при консольном изгибе вращающегося образца при числе
циклов 5-108.
Технические требования к механическим свойствам прессован-
ных изделий из сплава АМц в горячепрессованном или отожжен-
ном состояниях одинаковые. Отожженное состояние предусматри-
вают на тот случай, если горячепрессованное не обеспечивает не-
обходимого уровня пластичности и он достигается последующим
отжигом.
Изменение в сплаве АМц содержания марганца в пределах
марки от 1 до 1,6% вызывает повышение временного сопротивле-
ния и предела текучести прутков диаметром 12 мм на 10—20 МПа
и снижение относительного удлинения на 2 %.
При литье марганец входит в пересыщенный твердый раствор,
который при последующих нагревах распадается с образованием
частиц интерметаллидов, содержащих марганец. Эти частицы, как
правило, достаточно крупны, а плотность их низка для того, чтобы
вызвать упрочнение, и сплавы А1—Мп, в том числе сплав АМц, не
упрочняются при термической обработке. Но вместе с тем ука-
занные частицы достаточно дисперсны для торможения рекри-
сталлизации. Температура рекристаллизации полуфабрикатов из
сплава АМц существенно выше, чем полуфабрикатов из алю-
миния.
Прутки из сплава АМц, отпрессованные из негомогенизирован-
ных слитков непрерывного литья, имеют полигонизованную волок-
202
нистую структуру. Гомогенизация слитков приводит к усилению
распада твердого раствора марганца в алюминии и к укрупнению
вторичных частиц, содержащих марганец. Устойчивость структуры
прессованных полуфабрикатов к рекристаллизации снижается.
Прутки, полученные из гомогенизированных слитков, имеют,
как правило, рекристаллизованную и смешанную структуру с не-
сколько пониженной прочностью и повышенной пластичностью.
Полуфабрикаты из сплава АМц склонны к образованию ано-
мально крупного зерна. Причина появления аномально крупного
зерна, как и в случае технического алюминия, заключается в неод-
нородности свойств материала вследствие дендритной ликвации
марганца.
Для предотвращения образования крупного зерна можно ис-
пользовать гомогенизированные слитки или легировать сплав АМц
небольшими добавками титана [9]. В отличие от марганца титан
образует с алюминием диаграмму перитектического, а не эвтекти-
ческого типа и соответственно при кристаллизации обогащает
центральные объемы дендритов, а не периферийные, как марганец.
В результате однородность свойств материала возрастает и склон-
ность к образованию неоднородной зеренной структуры резко
уменьшается.
3. СПЛАВЫ АМг1, А.Мг2, АМгЗ. АМг.э. АМгб*
Термически неупрочняемые сплавы марок АМг1, АМг2, АМгЗ,
АМг5, АМгб сравнительно широко используют для производства
прессованных полуфабрикатов. Химический состав сплавов приве-
ден в приложении 1.
Основным легирующим компонентом в рассматриваемых спла-
вах является магний, который образует с алюминием диаграмму
эвтектического типа с довольно высокой растворимостью. Магний
может присутствовать в твердом алюминиевом растворе или в виде
избыточной фазы p(Al3Mg2). В сплавах системы А1—Mg (кроме
сплава АМг!) в качестве легирующего компонента присутствует
марганец, а также неизбежные примеси — железо и кремний, кото-
рые образуют фазы Al(Mn, Fe, Si), Mg2Si.
По мере увеличения содержания магния прочность сплавов
возрастает. При увеличении магния на один процент прочность
возрастает примерно на 30 МПа практически без снижения удли-
нения, которое остается на высоком уровне.
Прессованные полуфабрикаты из сплавов системы AI—Mg
применяют без термообработки в отожженном состоянии. Их га-
рантируемые свойства приведены в табл. XI. 1.
Механические свойства прессованных полуфабрикатов из спла-
вов АМг1, АМг2, АМгЗ, АМг4 мало зависят от технологии изго-
товления. Если изделия после прессования недостаточно пла-
стичны, применяют отжиг с охлаждением на воздухе.
При увеличении содержания марганца прочностные свойства
прессованных полуфабрикатов повышаются за счет собственно
марганца и за счет сохранения полигонизованной структуры.
Последнее относится только к сплаву АМгб. Структура полуфаб-
рикатов из сплавов АМг1, АМг2, АМгЗ и АМг5 рекристаллизо-
ванная. Для сплава АМгб в определенных случаях в прессо-
ванных полуфабрикатах удается сохранить полигонизованную
структуру. Указанные полуфабрикаты обладают повышенными
прочностными характеристиками и повышенным сопротивлением
коррозии под напряжением.
Рис. XI.2. Зависимость механических свойств прессованных </) и катаных (2)
полуфабрикатов из сплава АМгб от содержания марганца [101
Тип структуры и соответственно прочность прессованных полу-
фабрикатов из сплава АМгб зависят от многих факторов и, в ча-
стности, от содержания марганца (рис. XI.2), режимов гомо-
Т а блиц а XI.I. Механические свойства прессованных изделий из сплавов
AI—Mg в отожженном и горячепрессованном состоянии по ТУ
Сплав Вид полуфабриката ав. МПа ае 2, МПа б. %
не ме нее
АМг1 Профили <225 12
АМг2 Прутки <225 — 10
АМгЗ Профили 176 78 12
Прутки * 176 78 13
АМг5 Профили 255 127 15
Прутки 265 118 15
АМгб Профили, прутки * 314 157 15
Панели 314 157 10/15**
АМг61 Профили 333 205 11
(1561) Прутки 333 156—205 11
Панели 333 186 11
Примечание. Профили и панели всех размеров.
* Свойства только для отожженного состояния.
** В числителе — для горячепрессованного состояния, а в знаменателе —
для отожженного.
генизации (рис. XI.3) и температуры прессования (рис. XI.4).
Повышение температуры гомогенизации и прессования приводит
Рис. XI.3. Зависимость механических свойств прутков из
сплава АМгб, содержащего 0.8 % Мп (сплошные линии)
и 1,2 % Мп (пунктирные линии), от режима гомогениза-
ции слитка:
а — 410-440 °C; б —460-470'С. 6 — 500—570 СС [10]
Рис. XI.4. Зависимость
механических свойств прутков из сплава АМгб,
содержащего 0,8 % Мп (сплошные линии) и 1,2 % Мп (пунктирные ли-
нии), от температуры прессования [10]:
с — без гомогенизации; б, в. г — гомогенизация при 430, 460 и 500 еС.
48 ч, соответственно
к увеличению объемной доли рекристаллизованной структуры
вследствие укрупнения вторичных частиц марганцевой фазы и со-
ответственно к снижению прочности.
Температура отжига прессованных изделий из сплавов АМг5
и АМгб оказывает значительное влияние на их устойчивость
к коррозии год напряжением. Высокая коррозионная стойкость
достигается после отжига при 260—290 °C. В случае отжига при
300—350 °C с последующими нагревами до 70—250 °C коррозион-
ная стойкость под напряжением снижается и у сплава повышается
чувствительность к межкристаллитной коррозии вследствие выде-
ления частиц фазы p(AI3Mg2) по границам зерен.
Типичные механические свойства прессованных изделий из
сплавов А1—Mg, в том числе при повышенных температурах, при-
ведены в табл. XI.2—XI.5.
Таблица XI.2. Типичные механические свойства прутков диаметром 20 мм
из сплава АМг2
Состояние о , МПа в EL1W Л °о S' , МПа к % '«'в а? т , МПа в тср, МПа к си, кДж м1 НВ. МПа с* , МПа
м 190 80 по 23 64 — — 900 450 120
Н2 250 210 — 6 — 200 70 — 600 125
Примечание. Прутки в отожженном и полунагартованном состоянии
имели £=70 ГПа, 0 = 27 ГПа, ц=0,3.
* Предел выносливости определяли при знакопеременном изгибе с враще-
нием образца при Л'=5-108
Таблица XI 3. Механические свойства отожженных прутков из сплава АМг2
прн различных температурах
t. с G , МПа в о02, МПа о % "41 t. вс ав. МПа п0 2. МПа es. % % -4i
—196 300 50 57 200 145 80 54 81
20 200 70 29 65 250 115 75 55 84
100 195 75 30 64 100 75 65 54 91
150 180 80 37 70 350 55 45 58 92
Таблица XI.5. Механические
свойства горячепрессованных
или отожженных профилей из сплава
АМгб прн различных температурах
Таблица XI.4. Механические
свойства горячепрессованных
или отожженных прутков диаметром
22 мм из сплава АМг5
при различных температурах
t, °C Е, ГПа °в» МПа О0,-., МПа в. %
-70 320 170 20
20 69 310 160 14
100 62 290 150 17
150 57,5 240 140 24
200 55 210 130 27
250 — 170 НО 34
t. с Е, ГПа св_ МПа а0,г, МПа в. %
- 196 —- 510 31
-70 — 360 — 222
20 70 350 180 18
100 64 310 160 20
200 57 200 140 30
250 55 170 120 35
Ниже приведены типичные механические свойства отожженных
прессованных полуфабрикатов из сплава АМгб: Е=70 ГПа;
G=27 ГПа; р=0,3; ов=340 МПа; оо.2=170 МПа; опц=Ю0 МПа;
6 = 20%; ф-=25%; ао.2=17ОМПа; тср=210 МПа; KCU=
= 400 кДж/м2; a_i=130 МПа. Предел выносливости листового
материала определяли на базе 20-106 циклов.
4. СПЛАВЫ АД31, АДЗЗ, АД35, АВ* **
Прессованные полуфабрикаты из сплавов системы А1—Mg—Si
находят все более широкое применение в различных отраслях
промышленности. Благодаря высокой пластичности в горячем со-
стоянии из этих сплавов можно изготавливать очень сложные по
конфигурации полые прессованные полуфабрикаты. Прессованные
полуфабрикаты из сплавов системы А1—Mg—Si можно подвер-
гать анодированию, эмалированию и эматалированию с окраши-
ванием в любой цвет.
Наиболее широко для изготовления прессованных полуфабри-
катов применяют сплавы АД31, АДЗЗ, АД35 и АВ. Полуфабри-
каты из этих сплавов поставляют в горячепрессованном, а также
в естественно п искусственно состаренном состояниях.
В табл. XI.6 приведены механические свойства прессованных
полуфабрикатов из сплавов системы А1—Mg—Si по техническим
Таблица XI.6. Механические свойства прессованных полуфабрикатов всех
размеров из сплавов АД31, АДЗЗ, АД35, АВ по ТУ
Сплав Вид полуфабриката Состо- яние ов> МПа Оо.г. МПа в. %
не менее
Сплав АД31 Профили, прутки т 137,3 68,7 13,0
Т1 196,2 147,2 8.0
Сплав АДЗЗ Профили, прутки Профили с толщи- ной полки: т 176,6 107,9 15,0
^10 мм Т1 255,1 225,6 6,0
> 10 мм Т1 264,9 225,6 10,0
Прутки Т1 264,9 225,6 10,0
Сплав АВ Профили, прутки т 176,6 — 14,0
Профили Т1 294,3 225,6 10,0
Прутки Т1 294,3 -— 12,0
Сплав \Д35 Профили, прутки Т1 314 245 о; егг 8,0
условиям, а в табл XI.7 и XI.8 — типичные механические свой-
ства при различных температурах испытания.
Эти сплавы рекомендуются только для работы при комнатной
и пониженной температурах. Они имеют высокую ударную вяз-
* При сжатии.
** Авторы: Н. М Виноградова, 3. И. Старостина.
Таблица XI.7. Типичные свойства прессованных полуфабрикатов
из сплавов системы А1—Mg—Si при комнатной температуре
Сплав Состояние °пц. МПа Оо»2» МПа ав, МПа 610. % Ч'. % Тср’ МПа •1 a-t. МПа
АД31*2 Т1 по 220 240 11,0 50,0 150 90
т — 80 170 20,0 — —
АДЗЗ*® Т1 210 260 320 12,0 25,0 190 по
т — 120 270 27,0 — —
АД 35 Т1 270 300 ".30 8,0 35,0 180 по
т — 200 280 15,0 — — —
АВ Т1 — 300 350 13,0 — — 120
т — -— — — — —
Примечание.
Для всех сплавов £=71 ГПа; G=27 ГПа
и ц=0,31.
*' Предел выносливости (<т_,) определяли при знакопеременном изгибе на
базе 2-Ю7 циклов. *2 НВ 800, КСС'=50 Дж/см2, *3 НВ 900. KCU=30 Дж/см2.
Таблица XI.8. Типичные механические свойства прессованных
полуфабрикатов из сплавов системы Al—Mg—Si при различных температурах
°в МПа сТо,?, МПа 6. %
«», °C
< АДЗЗТ АДЗЗТ АВТ1 < АДЗЗТ АД351 АВТ! СО АДЗЗТ АД35Т АВТ1
-196 430 450 410 430 . 8,0 14,0
-70 250 350 370 400 — — 360 380 12,0 14,0 8,0 13,0
20 240 330 330 350 200 270 300 320 12,0 12,0 8,0 12,0
100 190 — 300 320 150 — 280 290 13,0 — 8,0 12,0
150 170 240 2(>0 280 170 200 240 255 15,0 11,0 8,5 13,0
200 150 200 220 240 130 180 210 220 12,0 11,0 10,0 12,0
250 ПО — 140 160 90 — 130 130 8,0 — 9,0 12,0
* Время выдержки при температуре испытания 30 мин.
кость и не чувствительны к действию надреза и к перекосу
(табл. XI.9).
Чтобы избежать образования горячих трещин при литье,
в сплав АД31 вводят модифицирующую добавку титана в коли-
честве 0,02—0,07 %. Введение титана способствует устойчивому
измельчению зерна и снижению брака по трещинам при литье,
при этом свойства готовых полуфабрикатов практически не изме-
няются.
Прессование полуфабрикатов из сплавов системы А1—Mg—Si
проводят, как правило, прямым методом без смазки при высокой
температуре: температура слитка 480—500 °C, температура кон-
Таблица Х1.9. Ударная вязкость, чувствительность к надрезу и перекосу
прессованных полуфабрикатов из сплавов системы AI—Mg—Si при комнатной
температуре (пруток диаметром 20 мм)
Сплав КС и, Дж/см1 Н • 0В 0В а". МПа Сплав KCU, Дж/см2 о"/ °в с". МПа
АД.31 50 1,31 325/325 АД 35 18 1,35 440/390
АДЗЗ 30 1,4 420/420 АВ 35 1.3 150/420
Примечание. В числителе — при угле перекоса 0°, а в знаменателе — 4°.
тейнера 430—450 °C. Высокая температура деформации сплавов
этой системы обусловлена их склонностью к образованию грубой
крупнозернистой структуры при нагреве прессованных полуфабри-
катов под закалку. Образование крупнозернистой структуры, как
показали исследования С. М. Воронова и В. И. Добаткина, объяс-
няется неоднородностью химического состава сплавов, связанной
с внутрикристаллической ликвацией марганца или хрома.
В прессованных полуфабрикатах марганцовистые соединения,
залегающие по границам зерен, и очень небольшое количество
марганца, оставшегося в твердом растворе, не способны полностью
подавить рекристаллизацию, так как имеющиеся количества мар-
ганца и хрома в промышленных сплавах АВ (0,45—0,90 % Mg;
0,5—1,2% Si; 0,1—0,5% Си; 0,15—0,35% Мп) и АДЗЗ (0.8—
1,2% Mg; 0,4—0,8% Si; 0,15—0,40% Си; 0,15—0,35% Сг) яв-
ляются недостаточными для эффективного торможения роста зерен
(а в сплаве АД31 нет ни марганца, ни хрома).
Прессованные полуфабрикаты с грубой крупнокристаллической
структурой имеют пониженные значения механических свойств.
В изделиях из этих сплавов (за исключением сплава АД31) по-
лучить перекристаллизованную структуру и высокие механические
свойства можно, если повысить температуру деформации: темпе-
ратуру слитка до 480—500 °C, температуру контейнера до 430—
450 °C (чем выше температура деформации, тем выше темпера-
тура рекристаллизации сплавов) или понизить температуру за-
калки и время выдержки при закалке до определенного предела,
что способствует уменьшению склонности структуры сплавов к со-
бирательной рекристаллизации при нагреве под закалку.
Проведенные авторами исследования показали, что прессован-
ные полуфабрикаты из сплава АД35 с более высоким содержанием
марганца (0,5—0,9 % Мп), чем в сплавах АВ и АДЗЗ, имеют во-
локнистую перекристаллизованную структуру, практически неза-
висимо от технологии изготовления. Высокое содержание мар-
ганца обеспечивает равномерную макроструктуру и механические
свойства по сечению прессованных полуфабрикатов.
Типичные макроструктуры прессованных профилей из сплавов
системы А1—Mg—Si показаны на рис. XI.5.
При высокой температуре деформации прессованных полуфаб-
рикатов из сплавов АДЗЗ. АД35 и АВ скорость истечения очень
мала (во избежание образования трещин на поверхности полу-
Рис. XI.5. Типичные макроструктуры прессованных полуфабрикатов из сплавов си-
стемы AI— Mg—Si, отпрессованных при 430—450 сС;
а, б — АД31; е, г — АДЗЗ; д, е — АВ; ж, з —АД35; а, в. д. ж — выходной конец:
б, г, е, з — утяжинный конец
фабрикатов) и не превышает 3—3,5 м/мин для сплошных (прут-
ков и профилей) и 1,5—2 м/мин для пустотелых полуфабрикатов.
Производительность прессов при такой технологии изготовления
полуфабрикатов низкая.
Малолегированный сплав ЛД31 отличается очень высокой тех-
нологичностью, профили из этого сплава можно прессовать со
скоростями истечения до 60 м/мин.
Для предупреждения образования крупнокристаллической
структуры в полуфабрикатах и повышения производительности
прессов применяют такие наиболее действенные способы, как
прессование со смазкой и обратное прессование [11].
Для полуфабрикатов из сплава АВ, отпрессованных прямым
методом без смазки при низкой (300 °C) и высокой (500 °C) тем-
пературах, разница по временному сопротивлению и пределу те-
кучести составляет 40—60 МПа, а по относительному удлинению
1—2 %. Макроструктура изделий, отпрессованных при низкой
температуре, неравномерна по сечению. На периферии имеется
крупнокристаллический ободок, глубина залегания которого
у крупногабаритных полуфабрикатов может достигать 25—30 мм,
а у тонких профилей такая структура может образоваться по
всему сечению. Механические свойства полуфабрикатов, отпрес-
сованных при низкой температуре, неодинаковы по сечению.
Прочностные характеристики (ов и о0,2) в центральной зоне
полуфабрикатов (с мелким зерном) выше на 80—100 МПа, чем
в периферийной зоне (зоне крупнокристаллического ободка),
а удлинение на 8—10 % ниже.
Прутки, отпрессованные при высокой температуре (480—
500°C), имеют равномерную структуру и механические свойства
как по сечению, так и по длине.
В настоящее время для изготовления ответственных деталей из
сплава АВ заводы-изготовители получают прутки с заводов-по-
ставщиков в соответствии с техническими условиями, обеспечи-
вающими повышенную прочность (ов>320 МПа, 6>8 %) и огра-
ниченный ободок (не более 5 мм).
Многие заводы-потребители стали применять для изготовления
деталей из прутковой заготовки вместо сплава АВ, склонного
к образованию крупнокристаллической структуры, сплав АД35,
имеющий равномерную структуру и механические свойства,
а также более высокую коррозионную стойкость по сравнению
со сплавом АВ.
У малолегированного сплава АД31, не содержащего в своем
составе ни марганца, ни хрома (0,4—0,9 % Mg; 0,3—0,7 % Si),
прочностные характеристики в меньшей степени зависят от тем-
пературы прессования. Разница в величине временного сопротив-
ления и предела текучести при изменении температуры прессова-
ния (300—500 °C) составляет 20—30 МПа, а в величине относи-
тельного удлинения 1—2 %. Макро- и микроструктура при этом
изменяются очень существенно. Тонкостенные профили, отпрессо-
ванные с большой степенью деформации при 300—350 °C, после
нагрева иод закалку имеют очень грубую рекристаллизованную
структуру. При правке таких профилей поверхность становится
шероховатой, при этом шероховатость проявляется тем сильнее,
чем выше степень деформации при правке. Полуфабрикаты,
отпрессованные при 480—500 °C, имеют мелкую равномерную
макро- и микроструктуру, и степень деформации при правке
практически не оказывает влияния на качество их поверхности.
Типичные микроструктуры прессованных полуфабрикатов из спла-
вов АД31, АДЗЗ, АД35 и АВ приведены на рис. XI.6.
Рис. XI.6. Типичные микроструктуры искусственно состаренных полуфабрикатов из
сплавов АД31 (с). АДЗЗ (б). АД35 (в) и АВ (г), отпрессованных при 480—500 °C.
продольное направление. Х200
Хорошее качество поверхности и высокие механические свой-
ства прессованных полуфабрикатов из сплава АД31 толщиной до
10 мм обеспечиваются при закалке их на прессе. Закалка на
прессе полуфабрикатов из сплава АД31 без специального охлаж-
дения (естественное охлаждение на воздухе) стала возможной
благодаря применению высокотемпературной гомогенизации
(560 °C, 4 ч), высокой температуры прессования (480—500 °C) и
высокой скорости истечения металла при прессовании (30—
50 м/мин).
Полуфабрикаты, закаленные на прессе, имеют светлую блестя-
щую поверхность в отличие от полуфабрикатов с темной окислен-
ной поверхностью, закаленных после нагрева в воздушных печах,
что позволяет избежать (или ограничить) дорогостоящей операции
212
от условии ох 1ажде-
полировки, применяемой для получения хороших декоративных
свойств. Макроструктура таких профилей мелкая, однородная, без
крупнокристаллического ободка. Закаливать на прессе полуфабри-
каты из сплавов АДЗЗ, АД35 и АВ (толщиной до 10 мм) без спе-
циального охлаждения (на воздухе) не представляется возможным
из-за большей критической скорости охлаждения у более легиро-
ванных сплавов системы А1—Mg—Si с добавками марганца
и хрома.
Влияние условий охлаждения прессованных профилей разных
толщин (Л) из сплава АД31 в зависимости
ния на прессе показано на рис. XI.7. Для
получения высоких механических свойств
при закалке на прессе профилей из сплава
АД31 достаточно охлаждение водовоздуш-
ной смесью или обдувка воздухом, охлаж-
дение на спокойном воздухе приводит к
снижению механических свойств, прибли-
жающихся к отожженному состоянию [12].
На базе сплава АД31 и введения малых
добавок Cu, Mn, Be и Ti разработан новый
сплав марки 01320, предназначенный для
изготовления прессованных полуфабрика-
тов с закалкой воздушным потоком в про-
цессе прессования. По технологическим
свойствам сплав практически не отличает-
ся от сплава АД31 и превосходит его по
прочностным и коррозионным свойствам, по
качеству поверхности после анодирования.
Профили из сплава 01320 в искусст-
венно состаренном состоянии обладают
высоким сопротивлением расслаивающей,
питтинговой коррозии и не склонны к коррозии под напря-
жением при нагрузках, составляющих 0,9 от предела теку-
чести.
В зависимости от толщины стенки (Л) профили имеют сле-
дующие механические свойства: при h до 4 мм ов^250 МПа;
по,2^220 МПа; 6^8 %; при h от 4 до 10 мм ав^220 МПа,
оо^180 МПа, 6$s8 % [13]. Сплав 01320 рекомендуют применять
для декоративных конструкций.
Прессованные полуфабрикаты из сплавов системы А1—Mg—Si
упрочняются как при естественном, так и особенно при искусст-
венном старении. Процесс естественного старения у этих сплавов
идет очень инертно в течение 10—15 сут. В табл. XI.10 приведены
типичные механические свойства профилей из сплавов АД31,
АДЗЗ и АД35 (толщина полки 2 мм) в зависимости от времени
выдержки при комнатной температуре. Наибольшие значения ме-
ханических свойств у прессованных полуфабрикатов из сплавов
системы А1—Mg—Si достигаются после искусственного старения.
Все промышленные сплавы этой системы могут обрабатываться
Рис. XI.7. Влияние условий
охлаждения с 500 °C на свой
ства профилей различной
толщины из сплава АД31:
1 — закалка в воду с 500 СС;
2 — охлаждение водовоздуш-
ной смесью; 3 — охлаждение
воздушным потоком; 4 —
охлаждение на воздухе; 5 —
отжиг при 320 С
межкристаллитной,
Таблица XI. 10. Влияние времени выдержки (т) при естественном старении
на механические свойства профилей из сплавов системы А1—Mg—Si
т, ч ав, МПа По,г, МПа в. %
АД31 АДЗЗ АДЗЗ АД31 АДЗЗ АДЗЗ АД31 АДЗЗ АД35
0 148 180 2.30 105 29,0 27,5 22,0
0,5 168 200 250 56 65 125 31,0 28,5 19,0
1 173 203 265 62 70 127 30,3 29,0 18,2
5 193 215 290 73 80 155 26,5 27,0 19,0
12 200 225 300 82 95 165 26,5 25,5 18,5
24 203 235 305 80 100 170 26,0 26,0 18,0
48 205 255 310 85 ПО 175 26,2 26,5 18,5
96 205 252 310 90 115 180 26,2 26,5 18,0
120 210 255 315 93 115 180 26,4 27,0 18,0
144 215 262 318 97 120 185 26,5 27,0 17,5
240 215 265 320 100 123 190 26,5 26,0 17,0
720 213 270 322 100 125 200 26,0 27,3 16,5
1440 215 270 320 100 120 200 26,3 26,5 17,0
по единому режиму термической обработки: температура нагрева
под закалку 520—530 °C; температура искусственного старения
160—170 °C; время выдержки при старении 10—12 ч (рис. XI.8;
XI.9).
При таком режиме термической обработки полуфабрикаты
имеют высокие значения прочностных свойств при удовлетвори-
тельной пластичности. Наиболее высокие прочностные свойства
прессованные алюминиевые полуфабрикаты имеют после закалки
с 525—530 °C. Снижение этой температуры до 515—520 °C при-
водит к понижению прочностных характеристик на 20—30 МПа
за счет уменьшения концентрации легирующих элементов в твер-
дом растворе. Повышение температуры закалки выше 530 °C вызы-
вает образование грубой рекристаллизованной структуры, приво-
дящей к снижению прочности и появлению шиферной структуры
излома у полуфабрикатов.
Время переноса садки из нагревательного устройства в зака-
лочный бак в пределах от 5 до 60 с не оказывает влияния ни на
механические свойства, ни на коррозионную стойкость прессован-
ных полуфабрикатов из сплавов.
Температура закалочной среды оказывает влияние на механи-
ческие свойства и структуру прессованных полуфабрикатов из
сплавов системы А1—Mg—Si. Чем выше температура воды при
закалке, тем ниже прочностные свойства.
Коррозионная стойкость полуфабрикатов 1 при этом не ухуд-
шается, так как при закалке в горячую воду наблюдается равно-
1 Коррозионную стойкость прессованных полуфабрикатов определяли
В. С. Синявский и И. Г. Иванова.
мерный распад твердого раствора как по границам зерен, так и
внутри их.
В случае необходимости применения при закалке горячих сред
(во избежание больших короблений) необходимо поддерживать
температуру в закалочном баке не выше СО °C.
Chipmaker.ru
Рис. XI.8. Влияние температуры и
времени выдержки при закалке (т)
на механические свойства прессо-
ванных полуфабрикатов (продоль-
ные образны, толщина полки про-
филя 27 мм) из сплавов
а—АДЗЗ; б — АД35; е — АВ; / —
530 °C; 2 — 525 СС; 3 — 520 °C; 4 —
515 °C
Время перерыва между закалкой и искусственным старением
оказывает большое влияние на механические свойства прессован-
ных полуфабрикатов из сплавов системы А1—Mg—Si, особенно
не подвергаемых растяжке после закалки (в случае закалки на
заводе-потребителе) и искусственно старящихся при более низкой
температуре (150—160°C). Перерыв между закалкой и искусст-
венным старением свыше 1 ч вызывает существенное снижение
прочностных свойств, особенно предела текучести.
Так, при перерыве в 20 ч снижение временного сопротивления
прессованных полуфабрикатов всех сплавов системы А1—Mg—Si
Рис. XI.9. Влияние температуры и времени выдержки (т) при искусственном
старении на механические свойства прессованных полуфабрикатов из сплавов:
а — АД31; б — АДЗЗ; е — АД35; г — АВ; 1 — 180 °C; 2 — 170 °C; «3 — 160 °C; 4 —
150 °C
(не подвергаемых растяжке после закалки) составляет 30—
50 МПа, а предела текучести 50—70 МПа, относительное удлине-
ние при этом на 3—5 % повышается. Дальнейшее увеличение пе-
рерыва до 50 ч практически не изменяет этих свойств. При пере-
рыве более 50 ч наблюдается некоторое повышение прочностных
свойств без снижения пластичности (рис. XI. 10). При условии
обеспечения перерыва между закалкой и искусственным старением
не более 1 ч можно получить значительный выигрыш в прочност-
ных свойствах полуфабрикатов из этих сплавов.
Исследования, проведенные С. М. Вороновым [14], позволили
установить, что процесс естественного старения замедляет разви-
тие фазовых превращений при последующем искусственном ста-
рении сплавов этой системы. Наложение искусственного старения
на естественно состаренное состояние приводит вначале к явле-
нию возврата. При температуре искусственного старения 150—
160 °C процесс возврата протекает медленно, в силу чего разница
в эффектах упрочнения при искус-
ственном старении сразу после за-
калки и после предварительного
вылеживания остается даже при
очень длительных выдержках при
старении.
Для устранения влияния време-
ни выдержки при комнатной тем-
пературе на эффект упрочнения
при последующем искусственном
старении С. М. Воронов разрабо-
тал режим термической обработки,
заключающийся в кратковремен-
ном искусственном старении в те-
чение 10—20 мин при 150 °C, при-
меняемом непосредственно после
закалки. Кратковременная выдерж-
ка при температуре искусствен-
ного старения сразу после закалки
препятствует развитию процесса
естественного старения и допускает
любую продолжительность выдерж-
ки перед искусственным старением.
Кратковременное искусственное ста-
Рис. XI.10. Влияние времени перерыва
между закалкой и искусственным ста
рением (т) на механические свойства
прессованных полуфабрикатов из спла-
вов АД31 (/). АДЗЗ (2), АД35 (3), АВ (4)
рение не снижает пластичности материала, поэтому все операции
холодной деформации можно производить перед искусственным
старением в обычном порядке. Уровень значений механических
свойств при этом режиме термической обработки такой же, как
и в случае применения искусственного старения сразу после
закалки. Такой метод дополнительного упрочнения был внедрен
в 1935 г. на отечественных предприятиях для полуфабрикатов из
сплава АВ.
В результате проведенных исследований Ренуром и Мейя был
предложен аналогичный метод борьбы с уменьшением эффекта
упрочнения, возникающим у листов из сплава ASG системы
А1—Mg—Si (сплав типа АД35 без марганца) в результате выле-
живания при комнатной температуре, путем применения специаль-
ного оборудования — линии непрерывной термической обработки.
Кратковременное искусственное старение при этом проводили при
более высокой температуре (порядка 180—200°C), а выдержку
соответственно сокращали до 3—4 мин.
Механические свойства прессованных полуфабрикатов, подвер-
гаемых после закалки правке, снижаются в меньшей степени при
увеличении времени перерыва. Отрицательное влияние перерыва
между закалкой и искусственным старением также менее заметно
при более высоких температурах искусственного старения (160—
170°C), что, по мнению Пэшли, Родеса и др., связано с более дис-
персной структурой выделения избыточной фазы. Снижение меха-
нических свойств в результате вылеживания при комнатной
температуре перед искусственным старением Томас, Харди и др.
объясняют огрублением структуры выделений при искусственном
старении. В табл. XI. 11 приведены механические свойства прессо-
ванных полуфабрикатов из сплавов АДЗЗ, АД35 и АВ, состаренных
при 165±5 °C в течение 10 ч.
Таблица XI.1I. Влияние времени перерыва между закалкой и
искусственным старением на механические свойства сплавов системы
AI—Mg—Si
Время перерыва ов, МПа с0,г, МПа в. %
АДЗЗ АД35 АВ АДЗЗ АД 35 АВ АДЗЗ АД35 АВ
5 мнн 300 353 382 270 283 353 19,0 12,0 15,0
48 ч 260 312 350 235 250 300 20,0 14,0 18,0
48* ч 295 350 380 270 290 355 20,0 13,0 14,5
* Перерыву предшествовало кратковременное искусственное старение при
180 °C, 5 мин сразу же после закалки.
Механические свойства прессованных полуфабрикатов из спла-
вов системы А1—Mg—Si в зависимости от типа профиля, дефор-
мации и направления вырезки образцов изменяются следующим
образом: у полуфабрикатов из малолегированного сплава АД31,
не имеющего в своем составе ни марганца, ни хрома, механические
свойства практически одинаковы как в продольном, так и попе-
речном направлениях, а также как со стороны утяжины, так и со
стороны выходного конца независимо от типа профиля и степени
деформации. У полуфабрикатов из сплавов АДЗЗ, АД35 и АВ
(имеющих в своем составе марганец или хром) наблюдается неко-
торая анизотропия механических свойств и тем болЫпая, чем
меньше коэффициент вытяжки.
Так, прочностные свойства в продольном направлении (в на-
правлении деформации) на 30—50 МПа выше, а относительное
удлинение на 1—3 % больше, чем в поперечном направлении, и на
10—20 МПа выше со стороны утяжины, чем с выходного конца.
У прессованных профилей с широкими полками (например,
у профиля сечением 2X120X30 мм), у которых значительная де-
формация материала осуществляется и в поперечном направлении,
прочностные свойства (ов и 00,2) У всех сплавов практически оди-
наковые как в продольном, так и в поперечном направлениях,
а относительное удлинение в поперечном направлении даже на
2—4 % выше, чем в продольном (табл. XI. 12).
Дополнительный технологический нагрев, применяемый в про-
Таблица XI.12. Механические свойства прессованных полуфабрикатов
из сплавов системы А1—Mg—Si в завнсимостн от типа полуфабрикатов
и направления вырезки образцов
Вид и разме- ры профиля, мм Коэф- фици- ент вытя- жки ов, МПа Оо>2» МПа б. %
АД31 АДЗЗ ю со < СО АД31 АДЗЗ АД35 СО АД31 АДЗЗ LO СО d СО
Профиль, 28,5 265 300 300 345 245 270 270 320 8,5 9,5 8,5 10,0
2X120X30 275 295 295 342 240 265 260 312 10,5 13,0 12,0 12,0
Профиль, 19,7 235 125 335 360 210 280 290 310 16,0 12,5 11,5 12,0
10x27x143 240 290 325 330 215 250 280 275 13,0 12,0 11,0 12,0
Полоса, 16,5 250 335 345 350 205 300 315 320 15,0 12,5 12,5 14,0
20x200 245 290 320 325 200 270 295 295 13,5 9,5 12,5 13,5
Пруток ди а- 12,0 260 340 350 360 210 300 315 325 13,0 13,5 11,5 14,0
метром 100 250 300 300 320 200 250 255 280 12,5 9,0 8,5 12,5
Примечании: 1. Полуфабрикаты изготовляли в производственных усло-
виях по серийной технологии. 2. В числителе для образцов, вырезанных в про-
дольном направлении, а в знаменателе — в поперечном.
цессе изготовления изделия из прессованных полуфабрикатов
сплавов системы А1—Mg—Si (например, при склеивании деталей
или при сушке лакокрасочных покрытий и т. д.), практически не
оказывает влияния на их механические свойства, если темпера-
тура нагрева не превышает 170 °C (при выдержке не более 10—
15 ч) или 180 °C (при выдержке 3—5 ч). Нагревать изделия из
этих сплавов выше 170—180 °C не рекомендуется, так как их проч-
ностные свойства (особенно сплавов АД35 и АВ) существенно
снижаются.
Коррозионная стойкость прессованных полуфабрикатов из спла-
вов системы А1—Mg—Si высокая; они не склонны к коррозион-
ному растрескиванию под напряжением независимо от состояния
материала.
Прессованные полуфабрикаты из сплава АД31 используют для
деталей, от которых требуется невысокая прочность (порядка
200 МПа), хорошая коррозионная стойкость и декоративный вид.
Их применяют с различными цветовыми покрытиями дтя отделки
кабин самолетов и вертолетов, широко используют в гражданском
строительстве для оконных витражей, дверных рам, перегородок,
эскалаторов, а также в мебельной, автомобильной, легкой про-
мышленности и т. д. Рабочая температура деталей от —70 до
50 °C.
Прессованные полуфабрикаты из сплава АДЗЗ применяют для
деталей средней прочности (ов = 270 МПа), работающих в интер-
вале от —70 до 50 °C. Они должны иметь удовлетворительную
коррозионную стойкость во влажной и морских средах (например,
лопасти вертолетов).
5. СПЛАВЫ Д1, Д16, Д19, ВД17, М40. ВАД1 *
Сплав Д1 является первым из группы дуралюминов и до разра-
ботки сплава Д16 широко применялся в конструкциях в виде раз-
личных полуфабрикатов. В настоящее время из сплава Д1 полу-
чают главным образом прутки, используемые для изготовления
деталей ковкой, штамповкой и механической обработкой. Изде-
лия из сплава Д1 применяют в закаленном и естественно соста-
ренном состоянии.
Наиболее широкое применение получили прессованные про-
фили, панели и прутки из сплава Д16, являющегося основным
конструкционным материалом в самолетостроении и в некоторых
других отраслях народного хозяйства. Изделия из этого сплава
применяют в закаленном и естественно состаренном состоянии для
работы при комнатной температуре и в искусственно состаренном
состоянии для работы при 150 °C и выше. Искусственное старение
необходимо для повышения коррозионной стойкости, так как
кратковременные нагревы при повышенных температурах вызы-
вают заметное снижение коррозионной стойкости естественно со-
старенных изделий.
Прессованные изделия из сплава Д19, близкого по химическому
составу к сплаву Д16, имеют механические свойства при комнат-
ной температуре примерно такие же, как из сплава Д16, но пре-
восходят последние по прочности при 170—250 °C. Поэтому прес-
сованные изделия из сплава Д19 заменяют изделия из сплава
Д16 в конструкциях, подвергающихся эксплуатационным нагре-
вам выше 150 °C. Важным преимуществом сплава Д19 является
возможность применения прессованных изделий в естественно
состаренном состоянии в условиях кратковременных нагревов при
150 °C и выше без существенного снижения коррозионной стой-
кости.
Сплав ВД17 по сравнению с другими сплавами типа дуралю-
мин имеет повышенную прочность при 270—300 °C. Его примене-
ние в виде прессованных изделий очень ограничено. Полуфабри-
каты предназначаются для штамповки лопаток компрессора,
крыльчаток, дисков двигателей.
Сплавы М40, ВАД1 отличаются от других сплавов типа дура-
люмин значительно лучшей свариваемостью. Из этих сплавов изго-
тавливают различные прессованные полуфабрикаты, предназна-
чаемые для нагруженных сварных конструкций, работающих при
повышенных температурах (до 250 °C). Сплав М40 не подвержен
процессу естественного старения, поэтому упрочняющая термиче-
ская обработка изделия состоит из закалки и искусственного ста-
рения. Прессованные изделия из сплава ВАД1 упрочняют путем
закалки и естественного старения. Для этого сплава характерно
более медленное протекание диффузионных процессов вследствие
повышенного содержания магния (2,3—2,7%), поэтому продол-
жительность естественного старения составляет 10 сут.
Авторы: А. М. Дриц, В. П. Козловская.
Гарантируемые механические свойства прессованных полуфаб-
рикатов из сплавов системы А1—Си—Mg приведены в табл. XI.13—
XI. 17. Большое влияние на комплекс свойств прессованных полу-
Таблпца XI. 13. Механические свойства в продольном направлении
прессованных полуфабрикатов из сплава Д1 по ТУ
Состояние Диаметр или толщина, мм ов.МПа. а02,МПа, S. %.
ие менее
т 5-130 Прутки (372) (215) (12,0)
ТПП* 130-300 5—300 (353) (421) (196) (274) (Ю.О) (8,0)
т <10,0 Профили 353 215 12,0
т 10,0—20,0 >20,0 <10,0 372 402 (333) 225 245 (196) 12,0 10,0 (12,0)
м 10,0-20,0 >20,0 Все размеры (353) (382) <245 (206) (225) (12.0) (10,0) 12,0
Примечание. Состояние поставки полуфабрикатов совпадает с состоя-
нием испытываемых образцов; в скобках приведены свойства полуфабрикатов,
поставляемых в нетермообработанном состоянии, полученные иа образцах в ука-
занном состоянии.
* Прутки повышенной прочности (ПП) с ограниченным крупнокристалли-
ческим ободком (не более 3 мм).
Таблица XI 14. Механические свойства прессованных полуфабрикатов
из сплавов Д16 и Д16ч по ТУ (в продольном направлении)
Состояние Диаметр или толщина, мм ав. МПа. а0 2. МПа, г. %.
не менее
Прутки
т 5—22 (392) *' (274) (10,0)
22—130 (421) (294) (10,0)
130—300 (412) (274) (8,0)
300-400 (392) (245) (6,0)
т 5—22 392 274 10,0
22—100 421 294 10,0
ТПП 5—300 (451) (323) (8,0)
5—100 451 323 8,0
Профили
м Все размеры <245 12,0
Состояние Диаметр или толщина, мм ав. МПа. о012, МПа, 6. %,
не меиее
т <5 (373) (265) (Ю.О)
5-10 (392) (265) (10,0)
10-20 (402) (284) (10,0)
20—40 (421) (294) (10,0)
>40 (461) (333) (Ю.О)
т ^5 392 294 10,0
5-10 412 294 10,0
10-20 421 304 10,0
20-40 441 314 10,0
>40 480 353 10,0
TI <5,0 441 382 4,0
>5,0 451 392 5,0
Т1 •« Все размеры 392/343 284/284 6,0/4,0
ТПП 2—5 470 343 8,0
5—10 470 353 8,0
10—20 480 363 8.0
20—40 490 363 8,0
Т1ПП Все размеры 470 372 4,0
Профили с законцоекой •*
Т Все размеры 412/412 314/284 8,0/8,0
ТПП м »» 441/431 323/294 8,0/8,0
Панели *4
т <1000 (ширина) 461/431 333/314 10,0/8,0
т 1,5—15 *5 412 294 10,0
♦* См. примечание к табл. XI.13. *2 В числителе — в поперечном направле-
нии по ширине, в знаменателе—по высоте, *3 В числителе — для профильной
части, в знаменателе — для законцовки. *4 В числителе — для продольного на-
правления, в знаменателе — для поперечного, *® Изготовлены методом развертки
оребренных труб.
Таблица XI.15. Механические свойства прессованных полуфабрикатов
из сплавов Д19Т и Д19чТ в продольном направлении по ТУ
Толщина, о МПа, о0 2, МПа, в. % Толщина, ов, МПа, о0,2.МПа, в. %.
мм не менее мм ие менее
Профили
<5 392 294 10
5—10 412 294 10
10—20 421 304 10
20-40 441 314 10
<5 (372) * (265) (Ю)
I 5-10 i 10-20 20-40 Профили (Ю) (Ю) (Ю)
(392) (402) (421) (265) (284) (294)
Панели **
<100о (ширина) 421/392 314/294 10/7,0
* См. примечание к табл. XI.3. ** В числителе—свойства в продольном
направлении, в знаменателе— в поперечном.
Таблица XI. 16. Механические свойства закаленных и искусственно
состаренных прессованных полуфабрикатов из сплавов ВД17 и М40 по ТУ,
не менее
Вид полу- <т МПа ал МПа Вид полу- а , МПа о. „, МПа
фабриката в 1 0,2 фабриката в’ 0,2 ’ S. %
Сплав ВД17 Сплав М40
Профили 440 280 10 Профили 420 300 10
Прутки 440 260 10 Панели 430 300 7
Таблица XI.17. Механические свойства прессованных полуфабрикатов
из сплава ВАД1 по техническим условиям
Вид Толщина, мм ав. МПа. °0,2‘ МПа- !. %.
полуфабриката не менее
Профили Т - .5 400 300 10
5—10 420 300 10
10-20 430 320 10
>20 450 320 10
М Все размеры <250 — 12
Прутки Т <200 430 310 10
системы А1—Си—Mg
оказывает химиче-
фабрикатов из сплавов
скип состав сплавов.
Влияние примесей железа и кремния
Исходя из характеристик статической прочности и пластичности,
максимально допустимое количество примесей железа и кремния
в дуралюмииах было установлено на уровне 0,7 % Для сплава
Д1 и по 0,5 % для Д16 и Д19.
Действительно, согласно данным В. И. Елагина, только при
содержании железа свыше 0,5 % степень рекристаллизации прес-
сованных полуфабрикатов из сплава Д16 усиливается, что приво-
дит к снижению прочностных свойств (рис. XI. 11). Полностью
рекристаллизованная структура получается при концентрации же-
леза 0,7- 0,8 %. Усиление рекристаллизации связано с взаимодей-
ствием железа и марганца с образованием сложных нераствори-
мых первичных интерметаллидов, в результате чего концентрация
марганца в твердом растворе уменьшается, а следовательно,
уменьшается плотность дисперсных вторичных интерметаллидов,
препятствующих рекристаллизации.
Некоторое отрицательное влияние при большом содержании
оказывает и кремний. При наличии в сплаве Д16 более 0,5 % Si
re, 7« (по пассе)
Рис. X1.1I. Зависимость механиче-
ских свойств прессованных (сплош-
ные линии) и холоднотянутых
(пунктирные линии) прутков из
сплава Д16Т от содержания железа
прочностные свойства снижаются примерно на 30 МПа, а относи-
тельное удлинение на 2%. Более значительное снижение прочно-
сти наблюдается при 250 °C. Такое влияние кремния М. Е. Дриц
и др. связывают с образованием фазы Mg^Si, слабо упрочняющей
став при естественном старении, и нерастворимых соединений,
что приводит к уменьшению количества упрочняющей фазы
Al2CuMg.
При одинаковом содержании железа и кремния повышение
содержания каждой примеси от 0,23—0,27 до 0,47—0,51 % не
оказывает существенного влияния на
механические свойства при растяже-
нии прессованных полос сечением 80X
X140 мм с нерекристаллизованиой
структурой из сплава Д16. Небольшое
снижение прочности полосы с повы-
шенным содержанием примесей в трех
направлениях обусловлено уменьше-
нием эффекта старения. Это, по-види-
мому, связано с уменьшением концен-
трации меди в твердом растворе
вследствие частичного перехода ее в
нерастворимое соединение. По дан-
ным работы [15J, в сплаве Д16 желе-
зо и кремний образуют нераствори-
мые фазы переменного состава, в ко-
торые входит медь (Al, Си, Мп, Fe).
Учитывая влияние этих примесей
на литейные свойства сплавов систе-
мы А1—Си—Mg, при получении круп-
ных слитков необходимо ограничивать
содержание железа и кремния и соблюдать определенное опти-
мальное соотношение между этими элементами. Кроме того, со-
держание этих примесей необходимо ограничивать еще и исходя
из получения необходимой технологичности слитков при обра-
ботке давлением. Как уже говорилось, в алюминиевых сплавах
эти примеси образуют нерастворимые фазы, количество которых
зависит от их содержания. Поэтому, когда речь идет о свойствах,
которые зависят от количества избыточных фаз в структуре
сплава, необходимость снижения содержания этих примесей (осо-
бенно железа) становится очевидной.
Уже в работе [16] было показано значительное снижение
ударной вязкости и прочности при растяжении перекосом надре-
занного образца при увеличении содержания в сплаве железа и
кремния. Дальнейшие исследования показали, что существенно за-
висят от содержания этих элементов такие важные показатели,
как вязкость разрушения (КТг и Кс), усталостная долговечность,
скорость роста трещины.
В табл. XI.18 приведены данные по испытаниям профилей из
сплавов системы А1—Си—Mg, показывающие, что снижение co-
держания примесей железа и кремния позволяет на 20—40 % по-
высить вязкость разрушения, а из рис. XI. 12 и XI.13 видно поло-
жительное влияние повышения чистоты сплавов на усталостную
долговечность и скорость роста трещины. Следует отметить, что
Рис XI.12. Влияние химического состава на усталостную долговечность
прессования полуфабрикатов при а0—2,6; Л:0; 1—0,2 Гц (а) и f—
=33 Гц (б):
I — Д16чТ; 2 —Д16очТ; 3— Д16чТ+7г; 4 - типа Д16чТ+2г (3,5 % Си)
влияние повышения чистоты спла-
вов по железу и кремнию на уста-
лостные характеристики не всегда
однозначно и может зависеть от
вида испытания и направления вы-
резки образцов [17, с. 95—103].
Структурные исследования
(табл. XI. 19) показывают последо-
вательное уменьшение количества
нерастворимых фаз при снижении
содержания в сплаве железа и
кремния.
Полученные закономерности, за-
ключающиеся в повышении харак-
теристик пластичности, ударной вяз-
кости, вязкости разрушения и уста-
лостной долговечности (без измене-
ния прочностных свойств) при сни-
жении в сплавах системы А1—Си—
Рис. XI. 13. Скорость роста усталостной
трещины в образцах (4X500x1500 мм)
из прессованных панелей:
1 — Д16чТ; 2— Д16очТ; 3 — типа
Д16чТ+2г
Mg содержания железа и кремния, привели к использованию
в ответственных изделиях прессованных полуфабрикатов, изготов-
ленных из сплавов повышенной чистоты, отличающихся следую-
щим максимально допустимым содержанием
железа и кремния:
Максимальное содержание, % (по
массе) .......................... Si Fe
Д1ч ..............................
Д16ч, Д19ч........................
1163 ............................
0,4 0,5
0,2 0,3
0,1 0,15
Таблица XI.18. Механические свойства профилей из сплавов системы
AI—Си—Mg (образцы, поперечные по ширине, состояние Т)
Сплав Содержание элементов, % (по массе) КС и, МДж/м2 кст МДж/м2 г. % Ф, % К 1с- МПа-м1 / 2
Fe Si Cu
1163 0,08 0,05 4,40 0,20 0,14 17,0 33,0 44,0
Д16ч 0,27 0,15 4,30 0,18 0,11 15,0 28,0 36,0
Д16 0,45 0,37 4,32 0,12 0,08 14,0 28,0 30,5
Типа Д16ч 0,24 0,14 3,50 0,25 0,20 19,0 35,0 48,0
Примечание. Содержание Mg и Мп в исследованных сплавах практи-
чески одинаковое: 1,5 и 0,6 % соответственно.
Таблица XI.19. Изменение объемной доли
избыточных фаз в прессованных полосах из сплавов
системы А1—Си—Mg
Содержание элементов, % (по массе) Объемная доля фаз, %
Fe Si Cu нераствори- мых растворимых
0,14 0,08 4,4 0,8 1,9
0,26 0,15 4,35 2,0 1,8
0,46 0,37 4,45 2,8 2,0
0,25 0,16 3,45 2,1 0,5
0,15 0,07 3,35 0,9 0,3
0,06 0,04 3,40 0,4 0,3
Влияние основных легирующих элементов
В зависимости от содержания меди и магния промышленные
сплавы системы А1—Си—Mg могут находиться в различных фазо-
вых областях (а + 6; a+0 + S, a+S), что во многом определяет
уровень их механических свойств. В общем случае повышение со-
держания меди и магния в определенных пределах способствует
повышению прочностных свойств полуфабрикатов [18]. Однако
прирост свойств существенно зависит от содержания марганца,
вида полуфабриката, температуры деформации. При увеличении
содержания магния свыше 2,0 % (по массе) у сплава Д16 прочно-
стные свойства в естественно состаренном состоянии снижаются
(рис. XI. 14). Увеличение содержания магния приводит к снижению
пластичности и ударной вязкости дуралюминов [16], но способст-
вует повышению жаропрочности сплавов в естественно и искус-
ственно состаренном состоянии [18].
Следует учитывать, что по усредненным данным различных
авторов совместная растворимость меди и магния в алюминии со-
226
ставляет ~5%, поэтому в промышленных сплавах определенное
количество меди и магния после закалки остается вне твердого
раствора, присутствуя в структуре в виде интерметаллидных фаз
СиА12 и Al2CuMg [19, 20]. Установлено, что снижение содержания
меди в сплаве Д16, не вызывая существенного уменьшения проч-
ностных характеристик, способствует значительному повышению
Рис. XI. 14. Зависимость временного сопротивления, предела текучести и от-
носительного удлинения (сплошные, пунктирные и штрихпунктирные лннни
соответственно) прутков из сплавов системы А1—Си—Mg—Мп в естественно
состаренном состоянии от содержания меди, магния, марганца, % (по массе):
а —3,8% Си; 6 — 4,8% Си; / — без марганца; 2 —0,2 Мп; 3 — 0,4 Мп; 4 —
0,6 Мп; 5 — 0,9 Мп
пластичности, ударной вязкости, вязкости разрушения (см.
табл. XI. 18—XI.20). Эти изменения свойств связаны со значитель-
Таблица XI.20. Механические свойства прессованных полос в продольном
направлении (состояние Т)
Содержание элементов, % (по массе) ав, МПа а0 2, МПа «. % кссг, МДж/м2 кст МДж/м2
Си Mg Мп
4,28 1,45 0,77 . 52,7 400 14,1 0,2 0,15
4,32 1,38 0,53 (0,2Zr) 534 407 14,0 0,25 0,18
3,45 1,48 0,71 — 515 385 14,2 0,29 0,22
Примечание. Сплавы также содержат 0,24—0,26 % Fe и 0,12—0,16 % Si.
ным уменьшением (в 5—7 раз) количества растворимых избыточ-
ных фаз, образуемых медью и магнием (см. табл. XI. 19). Таким
образом, появилась возможность создать ряд сплавов со средним
содержанием меди 3,5 % [17, с. 31—41; 20—22] *.
Влияние переходных металлов
Практически все промышленные дуралюмины содержат в своем
составе в качестве легирующего элемента марганец, который спо-
собствует получению в прессованных полуфабрикатах нерекри-
Рио. XI. 15. Зависимость временного сопротивления (а, б) и относительного удлине-
ния (в, г) поперечных образцов нз крупногабаритного профиля (сплав Д16Т) от ре-
жима гомогенизации:
а. в — время гомогенизации 12 ч; б. г — то же, 36 ч; /, 2—по толщине профиля;
<3, 4 — по ширине профиля (/, 3 — выходной конец; 2, 4 — утяжинный)
сталлизованной структуры, а следовательно, и более высоких
прочностных свойств (рис. XI.15).
Введение в сплавы типа дуралюмин циркония в количестве
0,12—0,2 % (по массе) способствует получению прессованных из-
делий с перекристаллизованной структурой, так как повышает
температуру рекристаллизации горячедеформированного мате-
риала. При наличии в сплаве Д16 0,12—0,2 % Zr в сочетании
с 0,5—0,8 % Мп прессованные полуфабрикаты получаются без
крупнокристаллического ободка и имеют перекристаллизованную
структуру при прессовании в широком диапазоне температур
(350—450°C). Введение в сплав циркония и некоторое уменьшение
содержания в сплаве марганца приводит к повышению ударной
вязкости, усталостной долговечности прессованных полуфабрика-
тов (см. рис. XI.13 и табл. XI.20).
• Пат. 3826688 (США), 1974.
Легирование дуралюминов одновременно марганцем и цирко-
нием способствует получению более равномерного распределения
частиц вторичных интерметаллидов этих элементов с алюминием,
что обусловлено различием в преимущественных местах их выде-
ления при распаде пересыщенного твердого раствора. Более рав-
номерное распределение этих частиц, по данным Мак-Эвилп
и Р. Беттнера, повышает сопротивление зарождению разрушения
и зернограничному растрескиванию. Определенное влияние оказы-
вает более благоприятная форма и размеры интерметаллидов
циркония.
Указанные исследования привели к созданию сплава с пони-
женным содержанием меди (3,5%), марганца (~0,45 %) и леги-
рованного цирконием (0,1—0,2%). Прессованные полуфабрикаты
из этого сплава имеют при незначительном (на 20—30 МПа) сни-
жении прочностных свойств более высокие значения ударной
вязкости, вязкости разрушения, усталостной долговечности и бо-
лее низкие значения скорости роста трещины (см. рис. XI. 10—
XI. 12, табл. XI.21, XI.22) [23].
Таблица XI.21. Механические свойства панелей (продольное направление)
Режим старения %. МПа ’о.! МПа «. % KCU. МПп/м’
Естественное 550/500 420/380 13,0/15,2 0,23/0,36
190 °C, 12 ч 582/530 520/420 8,8/13,0 0,15/0,30
190 °C, 24 ч 550/530 490/490 8,0/10,9 0,10/0,18
200 °C, 14 ч 495/485 428/425 7,0/9,6 0,08/0,15
Примечание,
типа Д16ч+2г.
В числителе — для Д16ч, в
знаменателе — для сплава
Таблица XI.22. Механические свойства панелей с законцовкой
Режим старения Направ- ление вырезки образцов ав. МПа °0,2' МП» г. % А/с- МПам'/г
Естественное Д 488/483 320/320 20,2/21,1 66/65
п 458/451 300/306 18,4/18,1 44/57
в 414/411 276/264 8,0/11,5 33/43
190 °C, 14 ч Д 492/474 345/343 18,1/18,6 42/58
п 461/452 337/341 16,5/13,8 28/54
в 416/420 327/321 6,4/7,6 27/38
190 °C, 24 ч Д 487/476 378/345 17,3/18,0 40/51
п 466/446 360/348 12,0/12,0 26/46
в 434/424 364/330 4,5/7,4 22/31
Примечание. В числителе — для Д16ч, в знаменателе — для сплава
типа Д16ч+2г.
Kic определяли внецентренным растяжением образцов по ОСТ 1-90215—76.
Влияние технологических параметров
изготовления полуфабрикатов
Степень рекристаллизации при нагреве под закалку зависит от
содержания в сплаве марганца и циркония, состояния слитка, тем-
пературы деформации и режима термической обработки. Влия-
ние этих факторов на структуру и свойства прессованных изделий
наиболее обстоятельно изучено на сплаве Д16, но установленные
закономерности присущи и другим сплавам типа дуралюмин.
Ниже приводятся некоторые из имеющихся экспериментальных
данных.
Гомогенизацию слитков применяют для повышения пластично-
сти при деформации и улучшения механических свойств в попереч-
ном направлении. Для сплава Д16 возможны два вида гомогени-
зации: обычная, при температуре ниже температуры равновесного
солидуса (480—500°C), и высокотемпературная — выше темпера-
туры неравновесного солидуса, но ниже температуры равновесного
солидуса.
Однако гомогенизация, вызывая сильный распад твердого
раствора марганца в алюминии, способствует понижению темпе-
ратуры рекристаллизации. Чем меньше содержание марганца
в сплаве и продолжительнее время гомогенизации, тем труднее со-
хранить перекристаллизованную структуру прессованных изделий.
В соответствии с данными С. М Воронова и В. И. Елагина, гомо-
генизация слитков при 500 °C в течение 240 ч вызывает настолько
полный распад твердого раствора марганца в а, цоминии и коагу-
ляцию фаз, что при самом высоком содержании марганца
в сплаве Д16 прессованные изделия после нагрева под закалку
имеют рекристаллизованную структуру.
Эффективное влияние на структуру и свойства прессованных
изделий оказывает высокотемпературная гомогенизация при 510—
520 °C в течение 12—24 ч. Профили тонкостенные, отпрессованные
с большой степенью деформации из слитков, потвергнутых высоко-
температурной гомогенизации, имеют по сеченчю и длине весьма
равномерную рекристаллизованную мелкозернистую структуру.
Их прочностные характеристики невысокие (ов = 4004-450 МПа),
но удовлетворяют требованиям ТУ; относительное удлинение —
повышенное.
Влияние гомогенизации при различных режимах на механиче-
ские свойства крупногабаритных профилей из сплава Д16 пока-
зано на рис. XI.15 и XI.16. Эти данные получены на профилях,
отпрессованных при 450 °C. Гомогенизация слитков снижает проч-
ностные свойства в продольном направлении вследствие частичной
рекристаллизации прессованных изделий при нагреве под закалку.
Однако уровень прочности остается достаточно высоким. Повыше-
ние температуры гомогенизации с 470 до 520°C незначительно
уменьшает временное сопротивление и предел текучести в про-
дольном направлении и существенно повышает поперечные меха-
нические свойства с выходного конца и в центральной точке сече-
нпя профиля, что приводит к выравниванию свойств в его объеме.
Гомогенизация слитков оказывает положительное влияние на
структуру излома прессованных изделий, уменьшая его шифер-
ность.
Влияние температуры прессования на структуру и механиче-
ские свойства прессованных изделий зависит от состояния слитка,
содержания марганца и циркония в сплаве и степени деформации
при прессовании. Повышение температуры прессования более эф-
фективно в отношении сохранения перекристаллизованной струк-
Рис. XI. 16. Распределение значений временного сопротивления (а) и относительного
удлинения (б) в поперечном направлении по сечению крупногабаритного профиля
из сплава Д16Т:
1 — негомогенизированный; 2, 3, 4 — гомогенизация при 470. 500 и 520 °C соответственно
туры и высокой прочности по всему сечению и длине изделия
в случае использования негомогенизнрованного слитка. Как сле-
дует из рис. XI. 17, при содержании в сплаве Д16 0,4 % Мп повы-
шение температуры прессования прутков с 400 до 480°C вызывает
увеличение временного сопротивления на ~80 МПа и снижение
относительного удлинения на 8 %, что обусловливается переходом
от частично рекристаллизованной к нерекристаллизованиой струк-
туре. Для сплавов, содержащих более 0,6 % Мп, изменение тем-
пературы прессования в указанном интервале не сказывается на
механических свойствах; при всех температурах прутки имеют вы-
сокую прочность, обусловленную перекристаллизованной струк-
турой.
Аналогичные закономерности получены Б. Д. Галацким и др.
для тонкостенных профилей из сплава Д16Т. В случае прессова-
ния при температуре ниже 400 °C склонность к рекристаллизации
r.ru
прессованных изделии в процессе нагрева под закалку усиливается
и тем в большей степени, чем ниже температура и больше коэф-
фициент вытяжки. Изделия, отпрессованные при 300—350 СС,
рекристаллизуются при нагреве под закалку даже при высоком со-
держании марганца в сплаве (0,8—0,9 %).
В прутках и профилях, изготовленных с высокой степенью де-
формации, можно сохранить перекристаллизованную структуру
в термически обработанном состоянии и обеспечить высокую проч-
ность, если в сплаве содержится
не менее 0,65—0,7 % Мп и прес-
сование ведут при температуре
выше 400 °C. В изделиях, прессуе-
мых с небольшой степенью дефор-
мации (коэффициент вытяжки
около 10 и менее), перекристал-
лизованная структура сохраняет-
ся в основном сечении и при ма-
лом содержании марганца (0,4—
0,5 %), но при этом в периферий-
ной зоне происходит рекристал-
лизация с образованием крупно-
кристаллического ободка. Меха-
нические свойства в продольном
направлении основного сечения и
Рнс. XI.17. Изменение механических свойств
прутков из сплава Д16Т в зависимости от со-
держания марганца при температуре прессо-
вания 400, 450 и 480 °C (сплошные, пунктир-
ные и штрихпунктирные линии соответственно)
зоны крупнокристаллического ободка сильно различаются; в попе-
речном направлении разница значительно меньше (табл. XI.23).
Наличие крупнокристаллического ободка приводит к снижению
общей прочности изделия, усталостной долговечности; в этой зоне
Таблица XI.23. Распределение механических свойств по сечению
профилей с крупнокристаллическим ободком (состояние Т)
Место вырезки ободка ав, МПа ’о,2- МПл г. %
Центральная зона 540/450 440/380 15/10
Крупнокристаллический ободок 450/420 350/330 18/13
Примечание. В числителе — свойства образца, вырезанного
вдоль волокна, в знаменателе — поперек.
усиливается склонность к деформационным и закалочным трещи-
нам. Поэтому при изготовлении детали крупнокристаллический
ободок удаляют механической обработкой. Чтобы избежать обра-
зования крупнокристаллического ободка в прессованных изделиях
из сплавов типа дуралюмин, рекомендуется вводить марганец в ко-
личестве 0,7—0,9%, а прессование проводить при температуре
слитка 420—460 °C и температуре контейнера выше 400 °C. Эффек-
тивным способом уменьшения крупнокристаллического ободка яв-
ляется легирование сплавов цирконием в количестве 0,12—0,2%.
Использование негомогенизированных заготовок (по данным
В. П. Козловской) также способствует получению изделий без
крупнокристаллического ободка. Однако такие изделия имеют
значительно более низкие значения ударной вязкости. Чем выше
температура гомогенизации, тем больше площадь ободка.
При высокой температуре деформации (выше 380°C) сущест-
венно ухудшается качество поверхности и уменьшаются допусти-
мые скорости истечения металла, поэтому прессование тонкостен-
ных профилей, применяемых без обработки поверхности, проводят
в основном при 300—360 °C. Прутки также нередко прессуют при
низких температурах. Такие полуфабрикаты после термической
обработки имеют рекристаллизованную структуру, низкие значе-
ния характеристик прочности и повышенное удлинение.
Общая закономерность влияния степени рекристаллизации на
свойства прессованных полуфабрикатов из сплавов Д1 и Д16 при-
ведена на рис. XI.18 по данным [24]. Следует отметить, что полу-
фабрикаты с рекристаллизованной структурой имеют меньшую
анизотропию механических свойств (см. табл. XI.23).
Прессованные изделия с перекристаллизованной структурой
имеют более высокую усталостную долговечность при испытании
на изгиб с вращением по сравнению с изделиями с рекристаллизо-
ванной структурой (рис. XI.19).
По данным Г. А. Дерягина, при испытаниях при пульсирующем
цикле растяжения существенной разницы в усталостной прочно-
сти образцов с рекристаллизованной и перекристаллизованной
структурой не наблюдается.
Прочностные свойства прессованных полуфабрикатов из дура-
люминов, имеющих одинаковую перекристаллизованную струк-
туру, существенно зависят от формы изделия. В работе [18,
с. 28—36] было показано, что при увеличении коэффициента
формы (он минимален у прутка и равен 1,0), т. е. при переходе
от прутка к полосе, временное сопротивление полуфабриката
в продольном направлении уменьшается, а в поперечном по ши-
рине увеличивается (т. е. уменьшается анизотропия). Различие
между прочностью в продольном направлении прутка и широкой
полосы может достигать 50—80 МПа при одинаковом химическом
составе и аналогичной перекристаллизованной структуре. Это свя-
зано с тем, что при увеличении коэффициента формы происходит
Изменение текстуры деформации от двойной аксиальной< 111 >,
{П0}> И2 текСТУРы прокатки с преобладающей ориентировкой
Изложенные выше особенности предусмотрены в технических
условиях на поставку полуфабрикатов. Как следует из
табл. XI.13—XI.17, с уменьшением толщины полки профилей ми-
нимальные гарантируемые значения прочностных свойств сни-
жаются, а относительного удлинения
увеличиваются. Наряду с этим разрабо-
таны технические условия на поставку
профилей повышенной прочности, что
возможно при получении частично ре-
кристаллизованной или перекристалли-
зованной структуры. Предусмотрена по-
ставка прутков из сплавов Д1 и Д16 по-
IgN
Рис. XI. 19. Влияние структуры на уста-
лостную долговечность прессованных
полуфабрикатов из сплава Д16Т (испы-
тание на изгиб с вращением круглых
образцов, /=40 Гц):
Рис. XI. 18. Влияние степени рекри-
сталлизации (у) иа механические
свойства прессованных полуфабри-
катов из сплавов Д16Т (сплошные
линии) и Д1Т (пунктирные линии)
1 — без концентратора; II — с концен-
тратором: /, 3—перекристаллизован-
ная структура: 2, 4 — рекристаллизо-
ванная структура
вишенной прочности с ограниченным крупнокристаллическим
ободком шириной не более 3 мм.
При производстве изделий небольшого сечения иногда приме-
няют двойное прессование. Профили и прутки, полученные таким
методом, имеют высокую степень деформации и повышенную
склонность к рекристаллизации. В термообработанном состоянии
они, как правило, имеют рекристаллизованную структуру, пони-
женную прочность и повышенную пластичность. При всех условиях
прессования прямым методом без смазки склонность к рекристал-
лизации усиливается по мере увеличения отношения периметра
поперечного сечения изделия к его толщине, так как в большей
степени сказывается изменение характера и степени деформации
в периферийной зоне под влиянием поверхностного трения.
С целью уменьшения крупнокристаллического ободка, повыше-
ния качества поверхности и производительности труда рекомен-
дуется применять прямое прессование со смазкой или метод обрат-
ного прессования при относительно низких температурах (менее
350°С). Изготовленные при этом изделия из дуралюминов имеют,
как правило, рекристаллизованную структуру. Прессование
этими же методами при высоких температурах (420—460°C) обес-
печивает получение нерекристаллизованиой структуры, уменьшает
крупнокристаллический ободок и способствует получению высоких
прочностных свойств.
Влияние термической обработки
Продолжительность выдержки при нагреве под закалку возрастает
с увеличением толщины прессованного изделия. Это объясняется
Рис. XI.20. Зависимость механических
свойств профилей толщиной 95 (/). 12 (2)
и 3 мм (3) нз сплава Д16Т от продолжи-
тельности выдержки при нагреве под за-
калку (т)
Рис. XI.21. Влияние времени нагрева
под закалку на временное сопротивле-
ние разрыву прутков диаметром 22 мм
из сплава Д1Т. при 460 (/). 470 (2).
4S0 (3). 490 (4). 500 (5) и 510°C (6)
тем, что чем больше толщина или диаметр изделий, тем грубее их
структура (вследствие уменьшения степени деформации) и больше
требуется времени для растворения упрочняющих фаз. Вместе
с тем с увеличением температуры и выдержки при закалке уско-
ряются процессы рекристаллизации и тем в большей степени, чем
выше степень деформации при прессовании. Это наглядно иллюст-
рируют зависимости изменения механических свойств профилей
толщиной 3, 12, 95 мм из сплава Д16 (изготовленных с различной
степенью деформации) от времени нагрева под закалку,
(рис. XI.20). Влияние температуры и времени нагрева под закалку
прессованных прутков из сплава Д1 показано на рис. XI.21. Оче-
видно, что для сохранения перекристаллизованной структуры
и высокой прочности в прессованных изделиях, изготовленных
с высокой степенью деформации, следует по возможности сокра-
щать продолжительность времени нагрева под закалку.
Прессованные изделия после закалки претерпевают коробле-
ние, поэтому для придания необходимой геометрии их подвергают
правке растяжением с остаточной деформацией 1—3 %- Учитывая
повышение прочностных свойств дуралюмина при естественном
старении, правку растяжением следует проводить в течение пер-
вых 2 ч после закалки для сплавов Д1 и Д16 и в течение 6 ч для
Д19, ВД17, ВАД1.
Кроме придания изделиям требуемой формы, правка растяже-
нием после закалки способствует снижению внутренних напряже-
ний и оказывает существенное влияние на свойства полуфабрика-
тов. Деформация после закалки всегда резко увеличивает
(после естественного или искусственного старения) предел теку-
Рис. XI.22. Влияние степени холодной де-
формации прн растяжении на механиче-
ские свойства профилей из сплава Д16Г
при 20 (а) и 150 СС (6) (нагрев 0,5 ч);
сплошные линии — в продольном, а пунк-
тирные— в поперечном направлениях
ственное старение прессованных
чести и снижает показатели пла-
стичности и вязкости разруше-
ния на 20—40 %. Временное со-
противление, как правило, тоже
несколько увеличивается, хотя по
данным Е. И. Шиловой, при оп-
ределенном соотношении меди и
магния может происходить его
снижение при окончательном ес-
тественном старении Изменение
механических свойств прессован-
ных профилей толщиной полки
30 мм из сплава Д16 показано
на рис. XI.22.
Влияние степени деформации
нашло свое отражение в ТУ. Так,
полуфабрикаты, поставляемые в
отожженном состоянии или без
термической обработки, имеют
более низкий уровень гарантируе-
мых прочностных свойств Искус-
полуфабрикатов из дуралюминов
практически очень мало изменяет временное сопротивление, но
значительно повышает (на 20—30%) предел текучести; повыша-
ется также и коррозионная стойкость полуфабрикатов, однако при
этом происходит сильное снижение (на 20—50 %) пластичности,
вязкости разрушения, а также усталостной долговечности (см.
табл. XI.21, XI.22). Если полуфабрикаты после закалки не подвер-
гали правке растяжением, то повышение прочностных свойств и
снижение других характеристик уменьшается.
В. И. Добаткиным и др. установлено, что с повышением темпе-
ратуры и увеличением времени выдержки при искусственном ста-
рении прочность прессованных профилей из сплава Д16Т с ре-
кристаллизованной и перекристаллизованной структурой посте-
пенно выравнивается (рис. XI.23).
Значения твердости не зависят от степени рекристаллизации
и изменяются в зависимости от температуры и времени старения
одинаково. Повышение температуры и увеличение времени вы-
держки при нагреве приводят к выравниванию прочности прессо-
ванных изделии в продольном и поперечном направлениях
(табл. XI.24).
Время перерыва между закалкой и искусственным старением
не оказывает влияния на механические свойства прессованных по-
луфабрикатов из сплавов Д16 и Д19. У сплава ВД17 перерыв
между закалкой и старением в течение 3—15 ч вызывает сниже-
ние временного сопротивления на 15—20 МПа, поэтому искусствен-
Рис. XI.23. Изменение временного сопротивления прутков диаметром 20 мм из
сплава Д16 с перекристаллизованной (/) и рекристаллизованной (2) структурой
в зависимости от времени старения при 150 (а), 175 (б), 200 (в) и 250 °C (г)
ное старение этого сплава рекомендуется проводить не позднее
чем через 3 ч или в интервале 15—100 ч после закалки.
Таблица XI.24. Влияние температуры нагрева
в течение 100 ч на механические свойства
в продольном и поперечном направлениях профилей
из сплава Д16Т при комнатной температуре
t. 'С %, МПа °о,2- МПа г. %
Исходное 540/450 360/330 15/14
состояние
150 530/490 480/450 8/7
175 180 130/440 9/7
Примечание. В числителе — для образцов, вы-
резанных вдоль волокна, в знаменателе — поперек.
Коррозионная стойкость
Коррозионная стойкость полуфабрикатов из сплавов системы
А1—Си—Mg зависит от фазового состава сплава, структуры полу-
фабриката, режимов термической обработки. В общем случае по
увеличению сопротивления расслаивающей коррозии (РСК), кор-
розионному растрескиванию (КР), общей коррозии (ОК), по по-
тере массы, а также по глубине и интенсивности межкристаллит-
ной коррозии (МКК). в естественно состаренном состоянии сплавы
в зависимости от фазовой области на диаграмме состояния рас-
полагаются так: «+0; a+0+S и a+S. При увеличении в сплавах
содержания меди сопротивление ОК снижается, а при увеличении
содержания магния, наоборот, увеличивается. Замедленное охлаж-
дение при закалке вызывает снижение КР и увеличение МКК
у естественно состаренных полуфабрикатов. Прессованные полу-
фабрикаты с перекристаллизованной структурой имеют после
естественного старения более низкое сопротивление РСК, чем полу-
фабрикаты с рекристаллизованной структурой. Искусственное ста-
рение при температуре и времени, достаточных для образования
частично когерентных выделений фаз О' и S' определенной диспер-
сности (обычно 190°C, 12—24 ч), приводит к существенному по-
вышению сопротивления РСК и КР. Ниже показано влияние ре-
жимов старения на сопротивление КР и РСК профилей и панелей
с законцовкой из сптава Д16ч:
Режим старения .............Естествен- 190 °C, 14 ч 200 °C, 14 ч
ное
о*р, МПа.................... 24,5—33,5 130—150 160—175
РСК**, баллы ............... 8—10 4—5 4—3
* Определяли на установке «Сигнал» по ГОСТ 9019—74 на
высотных образцах.
* * Испытания по ГОСТ 9018—74.
При недостаточном времени старения или низкой температуре
может происходить увеличение МКК и снижение сопротивления
РСК.
Типичные механические свойства длинномерных панелей с за-
концовкой из сплава Д16ч приведены в табл. XI.25, а прессованных
полуфабрикатов из сплавов системы А1—Си—Mg при различных
температурах испытания в табл. XI.26—XI.31.
6. СПЛАВЫ Д20, 1201 *
Важными особенностями сплавов Д20 и 1201, относящихся к си-
стеме А1—Си—Мп, являются высокие механические свойства
в широком интервале температур — от —253 до 300 °C и хорошая
свариваемость.
* Авторы: А. М. Дрпц, В. П Козловская.
Таблица XI.25. Типичные свойства длинномерных панелей из сплава Д16чТ
Место вырезки образцов Направ- ление вырезки образцов ав, МПа ад ,, МПа г. % «1с- .ЧПам'/i МЦУ, кц, при отах
157 », МПа 196», МПа 118»*, | МПа 157 МПа
Профильная д 485 375 14,0 —. 120 39 420 130
часть п 480 360 15,0 -— — — — —
Законцовочная д 505 335 16,0 60 125 38 500 140
часть п 460 310 18,0 42 -— — — ——
В 405 300 7,5 31 — — — —
* а=2,6; /? = 0; / = 3 Гц; ** а==2,6; Д = 0; / = 33 Гц.
Таблица XI.26. Механические свойства профилей из сплава Д16
при комнатной температуре после выдержки при повышенных температурах
t. °C Выдержка, ч Естественное старение Искусственное старение
св. МПа °0,2- МПа 1. % а , МПа в ’од- МПа «, %
75 462 378 18,6 500 480 6,2
50 460 375 16,9 506 490 5,1
100 464 383 16,9 503 489 5,4
500 459 361 18,5 510 491 6,8
1000 468 373 17,3 501 466 4,5
2500 461 372 13,9 507 496 6,6
100 50 463 373 16,1 499 486 6,0
100 463 373 18,2 507 482 6,8
500 472 380 20,4 510 482 5,5
1000 463 365 18,7 511 484 6,1
2500 467 372 19,5 506 488 6,5
125 50 462 364 17,0 514 499 6,6
100 463 370 19,4 502 470 6,1
500 474 374 18,9 502 476 6,4
1000 492 482 9,9 506 482 6,4
2500 504 490 5,5 501 470 6,3
135 50 461 374 19,3 503 481 6,2
100 466 374 16,9 501 484 5,8
500 496 458 10,4 501 458 —
1000 508 496 7,1 504 467 6,4
2500 502 461 6,3 494 454 6,2
150 50 470 427 15,4 506 483 5,2
100 492 467 9,4 499 472 6,0
500 490 430 7,2 490 426 —
1000 480 416 7,1 475 406 6,8
2500 464 390 7,4 457 382 6,4
Таблица XI.27. Механические свойства профилей из сплава Д16 после
выдержки при повышенных температурах
t. °C Выдержка, ч Естественное старение Искусственное старение
<зв, МПа а0,2. МПа в. % ов, МПа ’о,2- МПа в. %
125 0,5 418 — 14,6 449 9,9
50 427 335 16,6 460 405 7,1
100 427 345 14,2 450 400 7,1
500 436 370 16,6 449 419 8,0
1000 448 421 12,0 444 403 7,9
2500 463 439 15,6 431 388 7,7
135 0,5 413 — 17,2 448 — 8,6
50 424 — 16,4 454 — 8,0
100 430 — 16,4 452 — 8,1
500 450 — 11,3 448 — 9.0
1000 467 — 8,2 420 — 8,6
2500 448 — 8,2 430 — 8,6
150 0,5 — — — — — —
50 425 372 13,8 432 408 7,4
100 424 411 9,2 427 401 8,6
500 408 361 9,6 405 352 8,6
1000 397 321 9,0 393 335 9,8
2500 387 322 8,4 387 322 9.7
Таблица XI.28. Механические свойства закаленных и естественно
состаренных профилей из сплава Д19, испытанных при различных температурах
и с *• Е, ГПа аи, ГПа Е см о Ь га Е с to О Е. ГПа СЗ Е се е а Е см о to га Е to" •6
20 72 460 34 > 300 12 250 59 280 240 150 13
200 — 380 300 190 16 309 51 180 150 70 18
I
Т а блица XI.29. Механические свойства закаленных и искусственно
состаренных полос сечением 60x110 мм из сплава ВД17, испытанных
при различных температурах
t. °C Е. ГПа ав. ГПа °о,2- ГПа °пц. гпа ГПа в. % %
20 72 500 330 270 640 13 21
100 68 450 290 250 560 15 22
150 — 430 300 270 560 16 28
200 62 380 270 230 510 16 33
250 59 240 170 130 360 11 63
300 51 170 НО 90 280 21 75
350 45 110 60 20 200 27 85
Таблица XI.30. Механические свойства прессованных полуфабрикатов
из сплава М40 при различных температурах
Состояние t. ’С Е, ГПа ав. ГПа °о,2’ ГПа в. % %
Профили
Закаленное и состарен- ное при 170 °C, 16 ч 20 71 440 320 13 18
Панели
Закаленное 20 71 410 300 12 16
200 60 320 260 13 38
250 53 230 200 13 53
300 45 170 130 24 65
Закаленное и состарен- 20 71 430 310 14 17
ное при 150 °C, 10 ч 200 63 320 270 12 35
25U 55 230 200 12 53
300 47 170 130 28 70
Таблица XI.31. Механические свойства прессованных полуфабрикатов
из сплава ВАД1Т при различных температурах
t, °C ав, МПа С. % t, 'С ив, МПа в. %
Тонкостенный профиль * Полоса толщиной 32 мм **
20 480 12 25Э 310 11
150 450 12 300 210 20
200 370 18
250 300 320 170 П 15 Пруток диаметром 50 мм *
20 520 13
150 460 15
Полоса толщиной мм ” 200 410 18
20 520 13 250 330 10
150 440 11 300 210 20
200 400 19
* ®о,2 при 20 ’С равен 360 \'Ша. ** о0.2 при 20 °C 380 МПа.
Отличие в химическом составе этих двух сплавов заключается
в дополнительном легировании сплава 1201 ванадием и цирко-
нием, а также большем ограничении по содержанию примеси
магния (0,02 вместо 0,05 % У сплава Д20), что способствует улуч-
шению его свариваемости. В связи с этим полуфабрикаты из
сплава Д20 рекомендуется использовать в основном в качестве
конструкционного материала, а из сплава 1201 в сварных конст-
рукциях, работающих при повышенных и криогенных темпера-
турах.
Еще одной важной особенностью этих сплавов является повы-
шение не только прочностных свойств, но и пластичности как
основного материала, так и сварного соединения при криогенных
температурах, включая температуру —253°C, при которой у мно-
гих алюминиевых сплавов повышение прочностных свойств соче-
тается со снижением пластичности. Из сплавов Д20 и 1201 изго-
тавливают профили, прутки, панели. Гарантируемые механические
свойства полуфабрикатов приведены в табл. XI.32 и XI.33.
Таблица XI.32. Механические
свойства прессованных профилей
сечением до 500 см2 из сплава 1201
в продольном направлении по ТУ
(не меиее)
га
га Е
С г
Состояние
й
о
Закаленное и искусст- 368 245
венно состаренное Закаленное, правленое и искусственно состаренное 392 294
Примечания: 1. Для высокопа-
гружеипых профилей гарантируется
значение МПа-м’^\ 2. Для
всех полуфабрикатов 6 = 6 %.
Таблица XI.33. Механические
свойства закаленных и искусственно
состаренных прессованных
полуфабрикатов из сплава Д20 по ТУ
(не менее)
Вид полуфабриката BLIW ,Яо га Е £ сч о е>
Профили, продольное 343 235
направление Панели, продольное и поперечное направление 370 274
Прутки 353 235
Примечания: 1. Свойства харак-
терны для всех размеров. 2. Для всех
полуфабрикатов 6=8 %.
Прессованные полуфабрикаты из этих сплавов упрочняются
при закалке и искусственном старении. В процессе вылеживания
после закалки при комнатной температуре упрочнение практически
не происходит (прирост ов и о0,2 составляет ~ 10—30 МПа за
30 сут). Поэтому время перерыва между закалкой, правкой, рас-
тяжением и искусственным старением не регламентируют.
Искусственное старение сплавов Д20 и 1201 проводят по двум
режимам. У сплава Д20 это 165—175°С, 24 ч для полуфабрикатов
и деталей, предназначенных для кратковременной работы при по-
вышенных температурах, и 200—220 °C, 8—12 ч для полуфабрика-
тов и деталей, предназначенных для дтительной работы при повы-
шенных температурах. У сплава 1201 это 185—195 СС, 20—36 ч
для полуфабрикатов, не подвергающихся деформации растяже-
нием после закалки, и 180—190 СС, 18—20 ч для полуфабрикатов,
подвергающихся деформации растяжением после закалки. При вы-
боре режимов старения си зава 1201 нашло отражение сильное
влияние остаточной деформации после закалки на комплекс
свойств сплавов этой системы. Увеличение степени деформации
приводит к росту прочностных характеристик, а для получения вы-
сокого уровня механических и коррозионных свойств деформиро-
ванных после закалки полуфабрикатов следует снижать темпера
туру и время старения. С увеличением степени деформации после
закалки наблюдается последовательный рост прочностных харак-
теристик (особенно (То.г). относительное удлинение при этом сни-
жается, однако основное снижение пластичности происходит при
деформации до 3 %. Таким образом, повышая степень деформа-
ции после закалки до величины, большей 3 %, можно повышать
прочностные свойства практически без снижения пластичности
(рис. XI.24).
Нагрев под закалку обоих сплавов проводят при высокой тем-
пературе (535±5°С), поэтому прессованные полуфабрикаты из
этих сплавов имеют, как правило, рекристаллизованную струк-
туру. Получение частично или полно-
стью перекристаллизованной структу-
ры возможно при высоких температу-
рах прессования (460—500 °C) и при
концентрации элементов-антирекри-
сталлизаторов (марганца и циркония)
ближе к верхнему пределу их содер-
жания в сплавах.
Механические свойства тонкостен-
Рис. XI.24. Влияние степени дефор-
мацви после закалки при правке
растяжением на механические свой-
ства прутков диаметром 20 мм из
сплава 1201 (старение 183 °C» 18 ч;
структура рекристаллизованная)
ных профилей из сплава Д20 практи-
чески не зависят от технологии прессо-
вания, так как независимо от состоя-
ния заготовки, температуры прессова-
ния и коэффициента вытяжки (от 14
до 43) структура профилей получается рекристаллизованной. Прес-
сованные панели из этого сптава с толщиной полотна 8 мм имеют
при одинаковых температурах прессования более высокие значе-
ния прочностных характеристик, чем тонкостенные профили, при-
чем с повышением температуры прессования наблюдается повы-
шение прочностных свойств, связанное с уменьшением доли ре-
кристаллизованной структуры (табл. XI 34).
Таблица XI 34. Механические свойства панелей
и тонкостенных профилей из сплава Д20,
отпрессованных при различной температуре
t, °C Св, МПа с0 2. МПа й. %
160 440/390 350/270 12,6/16,4
420 455/400 365/260 12,0/20,9
480 470/392 370/260 10,0/18,2
Примечание. В числителе — для панелей тол-
щиной 8 мм, в знаменателе — для уголка толщиной
5 мм.
Для крупногабаритных профилей наибольшие значения времен-
ного сопротивления (515 МПа), по данным О. А. Романовой и др.,
можно получить прессованием негомогенизированного слитка при
450—480 °C или гомогенизированного слитка при 480—500 °C.
Аналогичные закономерности характерны и для сплава 1201,
следует лишь отметить, что наличие в сплаве циркония способст-
вует получению более устойчивой перекристаллизованной струк-
туры и в прессованных полуфабрикатах при использовании высо-
ких (более 450°C) температур прессования и получению мелко-
зернистой рекристаллизованной структуры при низкотемператур-
ном (ниже 360°C) прессовании. Макроструктуры прессованных
полос из сплава 1201 при различных температурах прессования
показаны на рис. XI.25.
а — перекристаллизованная,
б — рекристаллизованная,
в — рекристаллизованная,
Рис. XI.25. Макроструктуры прессованных
полос из сплава 1201:
^прес"'46$ С;
<прес <00'С;
'прес-320 Ю
Полуфабрикаты с перекристаллизованной структурой имеют
более высокие значения прочностных свойств, однако пластичность
и вязкость разрушения у них ниже (особенно в высотном направ-
лении), чем у аналогичных полуфабрикатов с рекристаллизован-
ной структурой (табл. XI.35). При выборе технологии изготовле-
Таблица XI.35. Механические свойства прессованных полос сечением
75X180 мм из сплава 1201 Т1 при различных температурах прессования
1, °C Структура Направление вырезки образцов ов, МПа о0 2, МПа 6. % К, . МПа-м’/а 1с
380 Рекристаллизован- д 425 325 13,5 47,4
ная п 415 310 10,0 37,9
460 Нерекристаллизо- В 405 315 6,5 31,5
ванная Д 470 350 10,5 39,5
п 415 328 8,0 31,6
в 415 320 4,5 28,4
4 8 12 16 20 21 18т,ч
Рис. XI.26. Влияние структуры прессо-
ванных полос на изменение механиче-
ских свойств при старении при 185 СС:
ния прессованных полуфабрикатов из сплава 1201 следует учиты-
вать, что мелкозернистая структура обеспечивает меньшую
склонность к образованию трещин при сварке и более высокие
свойства сварных соединений [27].
На рис. XI.26 приведены кривые изменения механических
свойств прессованных полос из сплава 1201 с различной структу-
рой в зависимости от длительности старения при 185 °C. Из ри-
сунка видно, что процессы распада пересыщенного твердого рас-
твора меди в алюминии происходят значительно быстрее в сплаве
с перекристаллизованной структурой; в результате разница
в прочностных свойст вах полуфаб-
рикатов с различной структурой
при увеличении времени старения
вначале растет, а затем уменьша-
ется. Аналогичные данные были
получены О. А. Романовой для
сплава Д20. В этом случае изменя-
ли температур) старения; макси-
мальное различие в уровне свойств
было при температуре старения
170 °C, а при 220 °C прочностные
свойства полуфабрикатов с различ
ной структурой практически вырав-
ННВЗЛИСЬ. J — перекристаллизованная структура;
гт ’ ОГ1П 2 — рекристаллизованная структура
Длительная Прочность при oUO— (сплошные линии — ов. пунктирные —
350 °C выше у полуфабрикатов С о02. штрнхпунктирные — 6)
крупнозернистой рекристаллизован-
ной структурой. При более низких
температурах (150—175 °C) длительная прочность сплавов Д20
и 1201 выше у полуфабрикатов, имеющих частично или полно-
стью перекристаллизованную структуру [26, 30]. Характер зерен-
ной структуры не оказывает существенного влияния на сопротив-
ление прессованных полос из сплава 1201 расслаивающей корро-
зии и коррозионному растрескиванию. Влияние структуры на
коррозионную стойкость прессованных полос (65X200 мм) из
сплава 1201 Т1 (старение 185 °C, 18 ч) характеризуют следующие
данные:
Структура ............
Перекристалли-
зованная
Рекристаллизо-
ванная *
КР, сут, при а:
230 МПа ........................ 27 30/40
200 МПа ........................ 60 52/53
Примечание. Во всех случаях РСК=3-?-4 балла.
* В числителе — для мелкозернистой, в знаменателе — для круп-
нозернистой структуры.
Учитывая изложенное выше, можно считать, что для получе-
ния оптимального комплекса свойств у прессованных полуфабри-
катов из этих сплавов более предпочтительной является мелкозер-
нистая рекристаллизованная структура, которую можно получить
при прессовании в температурном интервале 280—360 °C и содер-
жании элементов антирекристаллизаторов (Мп и Zr), близком
к верхнему пределу по существующему стандарту на химический
состав сплавов. Повышение уровня прочностных свойств в этом
случае следует обеспечивать за счет увеличения степени остаточной
деформации при правке растяжением после закалки.
В работе [25] было показано, что основное влияние на харак-
теристики пластичности и вязкости разрушения сплава 1201 ока-
зывает концентрация меди Увеличение содержания меди
в сплаве в пределах, допустимых стандартом, не оказывая су-
щественного влияния на прочностные характеристики при комнат-
ной и повышенной температурах, приводит к снижению вязкости
разрушения и пластичности за счет увеличения объемной доли
избыточных фаз. Влияние содержания меди на пластичность и
вязкость разрушения прессованных полос из сплава 1201 пока-
зано ниже [25]:
Содержание меди, % (по мас- се) Объемная доля избыточных 5,8 6,3 6,75
фаз, % 2,5 4,8 6,5
Вязкость разрушения (Кгс), МПа-м|/2:
ДП 49,2 47,8 37,3
пд 38,6 29,5 24,5
вд 33,1 24,2 19,9
Пластичность в высотном на- правлении (6), % 9,0 6,3 4,4
Изменение содержания железа в сплаве 1201 в пределах
0,05—0,3 % не оказывает существенного влияния на уровень
прочностных свойств и пластичности материала при комнатной
и повышенной температурах. Более того, в работе [25] отме-
чается, что при содержании железа менее 0,1 % увеличивается
склонность сплава к зернограничному разрушению, что приводит
к некоторому снижению вязкости разрушения прессованных
полос. Механические свойства прессованных полос и сварных
соединений из сплава 1201 при различных температурах испыта-
ния приведены в табл. XI 36.
Механические свойства сварных полос сечением 6X100 мм из
сплава 1201 Т1 (аргонно-дутовая сварка) при различных темпера-
турах испытания приведены ниже:
t, °C . . . —253 —196 —70 20 150
о*, МПа 365/345 330/320 285/270 275/255 240/230
* В числителе — для шва с усилением, в знаменателе — без
усиления.
Таблица XI.36. Механические свойства в продольном направлении
прессованной полосы сечением 40X110 мм из сплава 1201 при различных
температурах испытания (старение 185 ГС, 18 ч)
t, "С Е. ГПа ав, МПа О0 2. МПа в. % 4>. % О* , МПа —1 МПа-м'А 1С
—253 78,5 640 480 15,0 35,5
— 196 77,5 520 400 13,5 33,8 — 30,5
- 70 74,5 465 355 12,0 31,5 —. —
20 70,5 430 330 11,6 30,5 13,0/7,0 26,0
1 15 70,0 .365 295 14,5 43,5 —.. —
150 69,5 345 285 16,5 48,5 12/6 '
175 68,9 320 275 18,5 55,5 —
250 65,0 240 200 20,5 66,5 — —
* В числителе — для 7. СПЛАВЫ АК6, АК8* гладких, в знаменателе — для надрезанных образцов.
Сплавы АК6 и АК8 применяют при производстве поковок и
штамповок, которые изготавливают главным образом из прутков
различных диаметров. Из сплава АК6 производят также про-
фили. Минимальные гарантируемые механические свойства прут-
ков из сплавов АК6 и АК8 и профилей из сплава АК6 приведены
в табл. XI.37.
Таблица XI.37. Механические свойства пресссоваииых изделий из сплавов
АК6 и АК8 в состоянии Т1 по ТУ
Вид полуфабриката Диаметр, ов, МПа О0 2. МПа в». %
толщина,
мм не менее
Сплав А Кб
Прутки: нормальной прочности *' повышенной прочности *2 5—300 5—300 .353 373 265 12 10
повышенного качества 30—54 392 275 10
54—300 432 324 10
с рекристаллизованной 55—250 373 265 12
структурой
Профили ** Все размеры 353 —- 12
Сплав АК8
Прутки:
нормальной прочности * 5—150 451 — 10
150—300 432 — 8
повышенной прочности * 5—300 461 333 8
повышенного качества 30—150 461 363 8
150—250 461 343 8
250—300 461 333 8
*' Также поставляются без ТО. ** Также поставляются без ТО и в со-
стоянии Т.
* Авторы В. П. Козловская, В. В. Телешов.
Изменение химического состава сплава АК8 в допустимых по
ГОСТу пределах оказывает влияние на уровень механических
свойств и вязкости разрушения прессованных полуфабрикатов.
Как . показано в работе [28], поддержание содержания меди,
марганца и кремния вблизи нижнего уровня приводит к замет-
ному повышению вязкости разрушения и пластичности прессован-
ных полуфабрикатов.
Прессованные изделия из сптавов АК6 и АК8, содержащих
марганец, можно получать с различной степенью рекристаллиза-
Q, °/о /обьемн.)
Рис. XI.27. Влияние степени рекри-
сталлизации на прочностные свой-
ства прессованных полосы (/) и
уголка (2) из сплава АК8 в состоя
ниях Т (пунктирные линии) и Т1
(сплошные линии)
цни в зависимости от технологии прес-
сования. Закономерности изменения
структуры и механических свойств
от содержания марганца в сплаве, со-
стояния слитка и температуры прес-
сования аналогичны описанным выше
для сплавов типа дуралюмин.
На рис. XI.27, по данным работы
[29], представлена зависимость проч-
ностных свойств при растяжении от
степени рекристаллизации, выражен-
ной через объемную долю рекристал-
лизованной структуры [Q, % (объ-
емн.)], для прессованных полос сече-
нием 10X14 мм и уголка с сечением
полки 3x40 мм нз сплава АК8 в есте-
ственно и искусственно состаренном
состояниях. Зависимость свойств от
степени рекристаллизации выражает-
ся линейными уравнениями вида ов
(ао.г) = о—6Q. Значения этих коэф-
фициентов приведены в табл. XI.38. При этом коэффициент а ра-
вен временному сопротивлению или пределу текучести образца
с перекристаллизованной структурой, а б определяется разностью
предела текучести или временного сопротивления в перекристал-
лизованном и рекристаллизованном состояниях, деленной на сто.
Уголок в перекристаллизованном состоянии имеет более низ-
кие прочностные свойства, чем прессованная полоса. Как пока-
та б л и ц a XI.38. Коэффициенты уравнений
регрессии связи прочностных свойств прессованных
полуфабрикатов из сплава АК8 со степенью
рекристаллизации
Полуфабрикат Состояние с> МПа б, МПа
Полоса т 515' «0 1,55/1,40
Т1 578/550 1,45/1,67
Уголок т 450/275 0,80/0,70
Примечание. В числителе — для ов, в знаме-
нателе — для а0,2-
зано в работе [30], чем больше отличается форма профиля от
цилиндрической формы прессованных прутков, тем больше
текстура прессования сменяется текстурой прокатки и тем ниже
предельные значения прочностных свойств в продольном направ-
лении.
На рис. XI.28 показано влияние ряда технологических пара-
метров изготовления полуфабрикатов — длительности гомогениза-
ции слитка, температуры прессования и длительности нагрева
под закалку — на степень рекристаллизации прессованных шести-
Рис. XI.28. Влияние длительности нагрева под
закалку (т) на величину рекристаллизованного
объема (Х|) прессованных прутков из сплава АК8
прн температуре прессования 320 (/). 420 (2) и
490 °C (3) в случае негомогенизироваиного слнтка
(а) и гомогенизированного в течение 6 (б), 12 (в)
и 24 ч (г)
О 20 ЬО ВО 80 100
к г нп$1°/°(0ЙЬет }
8в.би,№а'
600
500
W0
300
О 50 100 150 200 250
Х2 ,мл v
Рис. XI.29. Влияние степени рекри-
сталлизации Xi (о) н величины ре-
кристаллизованного зерна Xz (б) на
временное сопротивление (/) и пре-
дел текучести (2) прессованных
прутков из сплава АК8
гранных прутков со стороной 13 мм [31]. Видно, что увеличе-
ние длительности гомогенизации и нагрева под закалку, а также
низкая температура прессования способствуют рекристаллизации
материала. Увеличение степени рекристаллизации снижает проч-
ностные свойства, однако определенное значение имеет и вели-
чина рекристаллизованного зерна, особенно при полной рекри-
сталлизации (рис. XI.29).
В работе [31] получены линейные уравнения множественной
регрессии, связывающие прочностные свойства прессованных прут-
ков с параметрами структуры — величиной рекристаллизованного
объема, средней величиной рекристаллизованных зерен и количе-
ством фазы СиАЬ, не растворившейся при гомогенизации слитков
и нагреве под закалку прутков. Уравнения позволяют по парамет-
рам структуры оценивать прочностные свойства в интервале их
изменения (300—550 МПа для предела текучести и 400—600 МПа
для временного сопротивления) со среднеквадратичной ошибкой
25 МПа.
В табл. XI.39 приведены типичные механические свойства прут-
ков из алюминиевых сплавов АК6 и АК8 в термообработанном
состоянии.
Таблица XI.39. Типичные механические свойства прутков
из сплавов А Кб и А К8 в продольном направлении
Марка сплава, состояние Диаметр прутка, мм св, МПа СГо.2, МПа с.. %
AK6TI <100 140 15
АК8Т1 15-30 140/580 380/520 18/12
180 440 — 9
Примечание. В числителе — для прутков с рекристаллизо-
ванной структурой, в знаменателе — с нерекристаллизованной.
Возможность получения полуфабрикатов с разной структурой
и механическими свойствами в зависимости от технологии из-
готовления учтена при установлении механических свойств по тех-
ническим условиям (см. табл. XI.37).
8. СПЛАВЫ АК4, АК4—1, АК4—1ч*
Сплавы АК4, АК4—1, АК4—1ч являются жаропрочными и отли-
чаются между собой в основном содержанием кремния (его зна-
чительно меньше в сплавах АК.4—1 и АК.4—1ч). Из сплава АК4
изготовляют прутки, предназначенные для штамповки поршней,
а из сплава АК4—1 — разнообразные полуфабрикаты для ответ-
ственных конструкций, работающих при температурах выше
100°C. В последнее время при изготовлении полуфабрикатов для
ответственных конструкций используют сплав АК4—1ч с регла-
ментированным содержанием кремния в пределах 0.1—0,25 % и
уменьшенным содержанием примесей марганца и цинка, что обес-
печивает оптимальную его жаропрочность и повышает прочност-
ные свойства при комнатной температуре [39].
Изделия из сплавов АК4—1 и АК.4—1ч по сравнению с изде-
лиями из сплава Д16 отличаются большей стабильностью свойств
и меньшей ползучестью в условиях длительной работы при 100—
150 °C. Полуфабрикаты из сплавов АК4, АК4—1, АК4—1ч,
используемые для изготовления изделий, работающих при повы-
шенных температурах, применяют в искусственно состаренном
состоянии, обеспечивающем повышенную стабильность твердого
раствора при рабочих температурах.
Механические свойства прессованных полуфабрикатов, прут-
ков диаметром до 300 мм, профилей и панелей площадью до
500 см2 по техническим условиям приведены в табл. XI.40 и
XI.41.
Разработана технология изготовления крупногабаритных прес-
сованных профилей из сплава АК4—1ч с площадью поперечного
сечения до 1481 см2 [33].
* Авторы: В. П. Козловская, В. В Телешов.
Таблица XI.40. Механические свойства прессованных прутков из сплавов
АК4, ЛК4—1ч в состоянии Т1 по ТУ в долевом направлении, не менее
Сплав Диаметр прутка, мм Ов, МПа Ос,., МПа «... %
АК4 5—300*1 353 8,0
55-250*2 373 275 8,0
АК4—1ч 5—100*’ 392 313 6,0
100-300*1 363 275 6,0
55-250*2 392 333 6,0
*' Состояние поставки — без ТО или Т1. *2 Состояние поставки — Т1, по-
вышенного качества с рекристаллизованной структурой.
Таблица XI41. Механические свойства прессованных профилей и панелей
из сплава АК4—1ч в состоянии Т1 по ТУ, не менее
Вид полуфабри- ката Толщина стенки, мм Направление вырезки образцов <тв, МПа G , МПа С»2’ 6. %
Профиль <10 д 392 304 6
>10 392 323 6
Все размеры п 382 313 5
в 373 — 4
Панель Все размеры д 392 323 6
п 373 313 4
Примечание. Состояние поставки: Т, Т1.
Сплавы АК4, АК4—1, АК.4—1ч не содержат элементов-аитирек-
ристаллизаторов (Mn, Сг, Zr) и нагреваются под закалку при
высокой температуре (530°C), поэтому термообработанные прес-
сованные полуфабрикаты имеют рекристаллизованную струк-
туру независимо от состояния исходной заготовки, температуры
прессования и времени выдержки при нагреве под закалку. Од-
нако изменение параметров технологии может приводить к полу-
чению в этих полуфабрикатах рекристаллизованных зерен раз-
ной величины. Резкое укрупнение зерна вызывает снижение вре-
менного сопротивления на 10—40 МПа.
На рис. XI.30 представлена кинетика старения прессованной
полосы из сплава ЛК4—1ч сечением 65X200 мм с мелким и круп-
ным зерном На максимуме кривой старения прочностные свойства
в случае крупного зерна ниже, чем в случае мелкозернистой
структуры.
Неизбежная рекристаллизация при нагреве под закалку
в случае стабильной величины зерна обусловливает отсутствие
существенной зависимости механических свойств термообработан-
Рис XI.30. Макроструктуры сплава АК4— 1ч в поперечной плоскости и изменение механиче-
ских свойств и удельной электропроводности в зависимости от времени старении для образ-
цов из этого сплава, вырезанных по длине, ширине и толщине прессованной полосы с круп-
ным (/) и малым (2) зерном:
л, б, в — свойства по длине, ширине и толщине соответственно; г, д — макроструктура
с крупным и мелким зерном соответственно
пых прессованных полуфабрикатов от режима гомогенизации
слитка и температуры прессования (табл. XI.42), а также равно-
мерность механических свойств по длине и сечению в различных
направлениях (табл. XI.43).
По данным С. Н. Тарантова, в случае прессования изделий
с небольшими степенями деформации гомогенизация слитков и
Таблица XI.42. Механические свойства профилей
из сплава АК4—IT1, отпрессованных при различных
температурах (по данным Е И. Шиловой и др.)
«, с св. МПа МПа в. %
450 420/414 316/314 15,8/15,8
390 417/429 323/333 17,2/16,2
350 421/417 320/319 16,2/16,7
Примечание. В числителе — для гомогенизиро-
ванного перед прессованием материала, в знаменате-
ле — для негомогенизированного.
Таблица XI.43. Типичные механические свойства прессованных
полуфабрикатов из сплава АК4—1 в состоянии Т1
Вид полуфаб- риката Направление вырезки образца ов, МПа с МПа 0»2 в. %
Профили д 412 363 7,5
п 412 372 5,5
Профили * д 426 348 14,5
п 412 328 14,5
в 407 318 14
Панели д 407 343 13
п 412 343 И
в 372 333 7
* Без правки после закалки.
понижение температуры прессования способствуют измельчению
зерна. При повышенных температурах, прессования (470—480 °C)
образуется крупнозернистая структура прессованных полуфабрика-
тов. Такой же результат можно получить при прессовании кова-
ных слитков. Так, ковка слитка диаметром 370 мм по схеме III
привела к увеличению среднего размера зерна по сечению прес-
сованного прутка диаметром 120 мм с 245 до 390 мкм и к более
равномерному распределению включений в структуре [34]. На
значительный рост зерна в крупногабаритных профилях из
сплава АК4—1ч в случае применения кованого слитка и сниже-
ние при этом временного сопротивления указывается в работе
[33] (табл.Х1.44). Однако применение кованого слитка не-
сколько повышает пластичность по толщине полуфабриката.
Как следует из работ Е. И. Шиловой, С. Н. Тарантова и др.,
повышение температуры закалки профилей в установленном ин-
тервале 525—535 °C вызывает увеличение прочностных свойств
на 10—20 МПа, относительное удлинение при этом практически
не изменяется. Увеличение длительности вылержки при темпера-
туре нагрева под закалку с 3 до 6 ч приводит к снижению проч-
ности на 10—15 МПа, что связано с ростом зерна.
Остаточная деформация при правке растяжением после за-
калки оказывает существенное влияние на предел текучести и
относительное удлинение (рис. XI.31). Критическая степень де-
формации для данных сплавов находится в пределах 3—6 %, по-
этому правку растяжением в случае последующих перезакалок,
проводят с остаточной деформацией 1,5—2,5 %.
Деформация в закаленном состоянии ускоряет процесс искус-
ственного старения: в случае старения при 190+5 °C максималь-
6o,z • ППИ
Рис. XI.31. Влияние степени
деформации при правке рас-
тяжением после закалки на
механические свойства про-
филя из сплава АК4—1 с тол-
щиной полки 1,5 мм (по дан-
ным С. Н. Тарантова)
ная прочность достигается для правленого
материала в течение 9—12 ч, а для не-
правленого— в течение 15—18 ч. Перерыв
между закалкой и искусственным старе-
нием свыше 24 ч вызывает снижение вре-
менного сопротивления на 15—20 МПа, по-
этому искусственное старение прессован-
ных изделий из сплава АК4—1 должно
производиться не позднее чем через 24 ч
после закалки или спустя 2 мес.
В табл. XI.45—XI.47 приведены механи-
ческие свойства профилей и прутков из
сплава АК4—1 при комнатной и повышен-
ных температурах после различного вре-
мени нагрева. В табл. XI.48 показано
влияние нагревов на величину работы разрушения при удар-
ном изгибе образцов с трещиной КСТ, изготовленных из профи
лей сплавов АК4—1Т1 и Д16Т. Из табл. XI.48 следует, что
Таблица XI.44. Зависимость механических свойств профилей из сплава
АК4—1Т1 от формы слитка и степени предварительной деформации [33]
Форма слитка, состояние заготовок Направле- ние вы- резки об- разца °В- МПа О 0,2» МПа 6, % Размер зерна на
выходном конце утяжинном конце
Цилиндрическая, д 399 338 9,1 Ровное мелкое Ровное мелкое
литое п 385 336 5,8
в 374 325 4,4
Цилиндрическая, д 382 340 8,8 Среднее Крупное
кованное по схе- п 381 340 6,5
ме I в 376 332 5,8
Прямоугольная, д 395 351 10 Среднее Крупное
кованное по схе- п 388 337 7,5
ме I в 398 344 6,5
Прямоугольная, д 365 338 8,7 Крупное и Крупное и
кованное по схе- п 359 329 6,5 очень крупное очень крупное
ме II в 373 334 6,3
Таблица XI.45. Механические свойства крупногабаритных профилей
из сплава АК4—1Т1 при различных температурах
t. °C Е, МПа ов. МПа О0,2, МПа °пц- МПа «ю. % Ч>. %
-196 493 431 12 30
-70 —- 431 392 — 9 30
20 71 54U 402 361 274 6,5 34
125 64 680 372 343 274 6 30
150 53 900 353 323 255 7 35
175 61 740 343 314 186 8 38
200 58800 311 284 176 10 41
250 53 900 245 225 98 И 18
Таблица XI.46. Механические свойства прутков диаметром 18 мм
нз сплава АК4—1Т1 при различных температурах
t, сс Е, МПа ов, МПа О0, 2, М П а опц. МПа 5К. МПа 6ю. % %
20 70560 437 269 191 505 13 25
100 67 620 382 265 176 495 13 26
150 64 680 358 265 176 456 12 26
200 61 740 309 235 157 407 11 23
250 57 820 274 167 118 289 6 30
300 49 980 157 137 98 220 8 34
профили из сплава Д16 после искусственного старения по стан-
дартному режиму или после длительной выдержки (1000—2500 ч)
при 125—150 °C более чувствительны к трещине, чем профили
из сплава АК4—1, термически обработанные по аналогичным
режимам.
Рост величины зерна, кроме некоторого снижения прочност-
ных свойств, приводит к снижению коррозионной стойкости [35],
однако при этом повышается сопротивление ползучести. Для изу-
чения влияния величины зерна на усталостные характеристики
и вязкость разрушения исследовали свойства прессованных полос
сечением 65x200 мм, у которых после закалки, правки и искус-
ственного старения среднее сечение зерна в трех направлениях
составляло 64X137X343 и 230X430X1550 мкм при одинаковом
количестве и распределении включений избыточных фаз.
В табл. XI.49 приведены механические свойства при растяже-
нии, вязкость разрушения, усталостные характеристики и удель-
ная электропроводность полосы из сплава АК4—1чТ1. Видно, что
для полосы с крупным зерном при всех ориентациях образца
вязкость разрушения выше, особенно при продольной ориентации
Таблица XI.47. Влияние продолжительности нагрева на механические
свойства прессованных профилей из сплава АК4—IT1 при комнатной
и повышенных температурах
t. сс Выдерж- ка» ч Свойства прн комнатной температуре Свойства при температуре выдержки
Ов. МПа с0>2, МПа 6. % Св. МПа Со,г, МПа в. %
Толщина полки профиля 4 ММ
125 0,5 402 367 7,5 387 358 8
100 407 377 7,5 377 338 8,5
500 407 372 7,5 377 363 8,5
1000 407 372 7,5 387 353 7,5
2500 407 372 7,5 377 343. 7,5
5000 397 358 7,5 382 — 7,5
150 0,5 407 372 7,0 377 343 8,5
100 397 363 8,0 367 333 7,5
500 421 353 7,5 377 338 10,5
1000 421 377 7,0 382 338 8,5
2500 407 338 7,0 363 309 10,0
50ПО 382 309 7,5 318 265 10,0
175 0,5 397 367 8,0 338 — 12,5
100 397 363 7,5 333 —• 10,5
500 387 343 7,5 323 — 11,0
1000 377 338 8,0 314 12,5
Толщина полки профиля 35 мм
125 0,5 421 382 9,0 382 — 7,5
100 421 387 8,5 382 — 7,0
500 421 382 8,5 382 — 6,0
1000 431 392 8,5 382 — 6,0
2500 421 367 8,0 387 —- 6,0
5000 426 382 9,0 382 — 6,5
150 0,5 421 382 9,0 367 — 6,5
100 421 382 8,0 367 — 7,0
500 421 377 9,0 367 — 7,0
1000 421 382 7,0 367 — 9,5
2500 407 363 8,0 348 — 10
5000 382 333 10,0 328 — 9,5
175 0,5 421 382 8,0 358 — 7,0
100 397 353 9,0 343 — 7,5
500 392 338 9,0 333 •— 9,0
1000 367 318 8,5 332 — 9,0
образцов. При этом предел выносливости (a-i)
по данным испытаний при чистом круговом
на базе 107 циклов
изгибе гладких об-
разцов, вырезанных в долевом и поперечном направлениях каж-
дой полосы, и предел выносливости (по) при отнулевом растяже-
Таблица XI.48. Влияние нагрева на работу разрушения при ударном изгибе
образцов с трещиной (КСТ), изготовленных из профилей сплавов Д16
и ХК4—1
Сплав t. °C Выдержка, ч КСТ, МДж/м»
естественное старение искусственное старение
Д16 Исходное состояние 0,105 0,040
125 500 0,098 0,046
125 2500 0,040 0,040
150 1000 0,038 0,041
150 2500 0,046 0 948
АК4—1 (толщина стенки Исходное со стояние — 0,108
профиля 4 мм) 125 2500 — 0,118
150 2500 — 0,118
АК4—1 (толщина стенки Исходное со стояние — 0,049
профиля 30 мм) 125 500 — 0,049
150 1000 — 0,049
Т а б л и ц a XI.49. Механические свойства прессованной полосы из сплава
АК4—1чТ1 с разной величиной зерна
Направ- ление вырезки образцов °в. МПа Ср 2- МПа в. % К\с- МПа м’/а О’-!, МПа МПа 7, МСм/м
Крупное зерно
д 427 369 6,8 31,3(ДП) 120 120 21,4—22,1
п 410 332 5,2 22,0(ПД) 130 •— —
в 407 352 4,8 22,6(ВД) — — —
Мелкое зерно
д 424 357 7,5 24,2(ДП) 120 120 21,6—22,6
п 122 355 5,0 20,8(ПД) 130 — —
в 419 360 4,8 19,5(ВД) — — —
Примечание.
В скобках указана ориентация образцов.
нии на базе 107 циклов, по данным испытаний плоских долевых
образцов с отверстием (ао = 2,6), не зависят от величины зерна.
Коррозионная стойкость прессованных полуфабрикатов, по
данным В. С. Синявского и В. Д. Валькова, приведена
в табл. XI.50.
Таблица XI.50. Коррозионная стойкость прессованных полуфабрикатов
нз сплава АК4—1
Реж им старен ия Направ- ление вырезки образцов °в. МПа а0,2, МПа 6. % т*1, сут, при о ==О,9ао 2 РСК, баллы мкк, мкм Д/п*2, г/(м2 • ч) *3 Дав . %
195 °C,
16 ч
Пруток диаметром 180 мм
412 346 14,8 80 4
0,105 8,0
195 °C, Д
12 ч
Панель
415 390 9,3 >90
7 278 0,113 1,9
** т — стойкость прн испытании на КР в «скобе» по методу заданной де-
формации. *2 Am — потеря массы при общей коррозии. *3 Дов — потеря проч-
ности образцов после испытания на общую коррозию.
9. СПЛАВЫ В95, В96Ц *
Из числа высокопрочных сплавов системы А1—Mg—Zn—Си для
прессованных полуфабрикатов широко применяют сплавы В95,
В95пч, В95оч, и в меньшей степени — В96Ц, В96Ц1.
Сплавы В95пч, В95оч, В95Ц1 отличаются от сплавов В95 и
В96Ц соответственно более низким содержанием примесей же-
леза и кремния, что способствует повышению пластичности, вяз-
кости разрушения, малоцикловой выносливости, уменьшению
скорости роста усталостной трещины — характеристик, которые
в настоящее время приобретают все большее значение, так как
определяют надежность и долговечность современных конструкций.
Для производства прессованных полуфабрикатов из данных
сплавов применяют гомогенизированные слитки.
Прессованные полуфабрикаты поставляют в закаленном и
искусственно состаренном, отожженном и горячепрессованном со-
стояниях В конструкциях прессованные изделия используют
только в искусственно состаренном состоянии (Tl, Т2, ТЗ). Старе-
ние полуфабрикатов из сплавов В95, В95пч, В95оч по режиму
Т1 идет при 135—145 °C в течение 15—17 ч. Если они имеют до-
статочный запас прочности и удлинения по сравнению с требова-
ниями ТУ, то применяют старение Т1 по ступенчатому режиму:
1-я ступень — выдержка при 115—125 °C в течение 3 ч, 2-я —
* Авторы: И. В. Бутусова, 3. Г. Филиппова, Е. И. Кутайцева.
выдержка при 157—163 °C в течение 3 ч. После деформации
в свежезакаленном состоянии и старения по этому режиму проч-
ность снижается на 20—30 МПа по сравнению с прочностью
после старения по обычному режиму (Т1).
Для повышения коррозионной стойкости под напряжением,
а также характеристик вязкости разрушения полуфабрикатов
применяют старение по ступенчатым режимам Т2, ТЗ. Для спла-
вов группы В95 режим Т2 следующий: 1-я ступень — выдержка
при 110—120°С в течение 5—10 ч, 2-я — выдержка при 160—
170 °C в течение 8—20 ч. Режим ТЗ: 1 -я ступень та же, что и для
Т2, 2-я — выдержка при 170—180 °C в течение 6—16 ч. При этом
уровень прочности снижается по сравнению с режимом Т1на30—
40 МПа для режима Т2 и на 70—80 МПа для ТЗ.
Сплавы системы А1—Mg—Zn—Си менее склонны к образова-
нию крупнокристаллического ободка (зоны рекристаллизованной
структуры), чем сплавы типа дуралюмин, тем не менее в ряде
случаев в зависимости от условий прессования крупнокристал-
лический ободок на поверхности полуфабрикатов возникает.
Иногда обнаруживается ободок мелкозернистой рекристаллизо-
ванной структуры у сплава В96 с цирконием. Механические свой-
ства в рекристаллизованной зоне крупнокристаллического или
мелкокристаллического ободка на 50—80 МПа ниже, чем в зоне
нерекристаллизованиой структуры. Во избежание появления
ободка с рекристаллизованной структурой прессование следует
производить при более высоких температурах, а содержание
марганца, хрома и циркония приближать к верхнему пределу.
В табл. XL51 приведены механические свойства прессованных
полуфабрикатов по техническим условиям.
На рис. XI.32, XI.33 приведены кривые, характеризующие ме-
ханические свойства прессованных профилей из сплавов В95пчТ1
и ВД95пчТ2 при комнатной температуре после нагрева при повы-
шенных температурах, а также при температурах испытания.
В табл. XI.52 даны механические свойства прессованных профилей
при низких температурах.
Результаты испытаний прессованных панелей из сплавов
В95, В95пч, В95оч, состаренных по режимам Tl, Т2, ТЗ, с опре-
делением характеристик вязкости разрушения (К/с) и коррозион-
ной стойкости представлены соответственно в табл. XI.53—XI.55.
Малоцикловая выносливость прессованных панелей из
В95пчТ2, В95очТ2 и профилей из В96Ц1Т2 при пульсирующем
растяжении (Kt = 2,3; / = 24-ЗГц; 7? = 0) образцов, вырезанных
вдоль волокна, составляет (154-20)-104 циклов при сттах =
= 160 МПа.
Большое влияние на структуру и механические свойства
сплавов оказывают технологические факторы прессования — сте-
пень деформации, температура прессования, скорость истечения
и т. д. В свою очередь влияние этих факторов проявляется
в большей или меньшей степени в зависимости от химического
состава сплава.
Наибольшее действие оказывают такие элементы, как марга-
нец, хром, цирконий. Эти элементы способствуют повышению
температуры рекристаллизации, тормозят процессы рекристал-
лизации как при горячей деформации, так и последующих нагре-
вах под закалку. На температуру рекристаллизации наиболее эф-
Рис. XI.32. Влияние температуры и времени нагрева на временное сопротивление
(а, сплошные линии), относительное удлинение {а, пунктирные линии) и предел
текучести (б) прессованных профилей нз сплава В95пчТ1 при 20 °C (/) и при повы-
шенных температурах (//):
/ — 0,5 ч; 2 — 100 ч. 3 — 1000 ч; 4—10 0DU ч
фективное действие оказывает цирконий. Будучи добавлен в алю-
миний в небольших котичествах, он повышает температуру ре-
кристаллизации сильнее, чем любой другой компонент. Обеспечи-
вая создание в прессованных прутках после закалки перекристал-
лизованной структуры, цирконий не приводит к такому сильному
снижению пластичности, как марганец и хром. Добавки марганца
и хрома значительно сильнее, чем цирконий, ускоряют процессы
распада твердого раствора в сплавах А1—Zn—Mg—Си, т. е. по-
вышают критическую скорость охлаждения при закалке.
Влиянние степени деформации (е, %) на механические
свойства прутков из сплава В95 в прессованном состоянии (в чис-
лителе) if „осле термической обработки (в знаменателе) пока-
зано ниже:
£. °/в . . .
oUt МПа ,
6. °/о . . .
Ч>. °/о . . .
53 75 85 90 95
333/598 3.33/666 .382/666 401/666 431/666
8/6,4 10,6/8,3 10,9/9,7 11,6/9,4 10,5/9,7
9,4/9,1 22,8/15,7 17,0/15,1 18,5/15,6 17,3/14,1
Рис. XI.33. Влияние температуры и времени нагрева на временное сопротивление
(а, сплошные линии), относительное удлинение (а, пунктирные линии) и предел
текучести (б) прессованных панелей из сплава В95пчТ2 при 20 °C (/) и при повы-
шенных температурах (II).
I — 0,5 ч; 2 — 50 ч; 3 — 100 ч: 4 — 500 ч
Увеличение степени деформации при прессовании до 75 % спо-
собствует повышению как прочности, так и пластичности сплава.
Степень деформации, обеспечивающая максимально необходимые
свойства, по-видимому, будет зависеть от размера слитков и его
качества. Рост степени деформации оказывает существенное
влияние на структуру прессованных прутков. При степени дефор-
мации, равной 53%, прессованные прутки имеют крупное, мало-
ориентированное зерно, в центральной зоне прутка сохраняется
литая структура с наличием избыточных фаз по границам зерен.
С ее увеличением зерно становится более мелким и резко ориен-
тированным вдоль направления прессования.
Массивные профили, профили с законцовками и т. п., т. е. из-
делия, в которых важны свойства в поперечном направлении, ре-
комендуется изготавливать с подпрессовкой. Подпрессовка слитка
позволяет не только осуществить деформацию в поперечном на-
Таблица XI.51. Механические свойства прессованных полуфабрикатов
из сплавов В95, В95пч, В95оч, В96Ц1 по техническим условиям
Сплав Вид полуфабриката Состоя- ние Направление вырезки образцов ов, МПа °0,2» МПа 6. %
В95, В95пч Прессованные про- фили толщиной, Т1 д
мм:
<5 510 461 6,0
5,1—10,0 530 480 6,0
10,1—75,0 548 491 6,0
75,1—112,0 548 480 6,0
112,1—125,0 530 461 6,0
Прессованные про- Т1 П 491 451 4,0
фили всех разме- В 471 —- 3,0
ров м Д <274 — 10,0
Г орячепрессован- ные профили, мм: Т1 д
<5 510 461 6,0
5,1—10,0 519 471 6,0
10,1—75,0 539 480 6,0
75,1—112,0 539 471 6,0
112,1—125.0 519 451 6,0
Прессованные про- Т1 Профильная 510 451 6,0
фили с законцов- часть, Д
кой всех размеров Переходная часть, Д Законцовоч- 510 431 6,0
пая часть:
п 471 — 4,0
в 491 — 3,0
В95пп То же Профильная часть, Д Переходная 530 461 6,0
530 451 6,0
и закоицо- вочная части, Д
Прессованные про- фили, ММ: Т1 д
<5 530 471 6,0
5,1—10,0 548 480 6,0
10,1—75,0 568 491 6,0
В95пч, Прессованные про- Т2 д
В95оч фили толщиной,
мм:
с 5; 5,1—75,0 510—588 451—530 7,0
Сплав Вид полуфабриката Состоя- ние Направление вырезки образцов ав, МПа Cq 2» МПа в, %
Прессованные про- фили, мм: тз д
<g5 461—530 392—461 7,0
5,1—40 480—548 422—491 8,0
40,1—75,0 471—539 469—471 8,0
75,1—112,0 461—530 392—461 7,0
Прессованные па- нели Т1 д п 539 510 491 461 7,0/8,0 6.0/7.0
Т2 д 500—568 431—500 8,0
ТЗ д 461—530 409—471 8,0
В95 Прутки диамет- ром, мм: Т1 д
5—22 510 409 7,0
22,1—130 548 431 6,0
130,1—300 530 431 5,0
Прутки повышен- ного качества диаметром, мм: Т1 д
55—150 567 490 6,0
151—250 557 490 6,0
251—300 548 480 6,0
В96Ц1 Прутки диамет- ром 40—50 мм Т1 д 685 626 5,0
Прессованные про- фили толщиной 5—40 мм Т2 д 606 548 6,0
Примечание. В числителе — для панелей из сплава В95пч, в знамена-
теле — из В95 оч.
Таблица XI.52. Механические свойства прессованных профилей из сплавов
В95, В96Ц, В96Ц1 при низких температурах
Сплав, состояние t. °C ав, МПа SK, МПа 6. % V, % KCU, Дж/см2
В95Т1 20 616 725 10 15 10
—40 646 755 8 13 10
—70 646 765 8 14 10
—196 784 872 7 9 10
В96ЦТ1 20 706 784 6 11 8
—70 735 814 4 10 —
В96Ц1Т2 20 626 725 7 15 8
—70 700 800 7 11
Таблица XI.53. Механические свойства прессованных панелей из сплавов В95
Сплав, состояние Направ- ление вырезки образцов °в- МПа °0,2> МПа 6. % 15. % кси, Дж/см2 кст, Дж/см2 ав при ак = 4,5
В95Т1 д 590 550 8 12 9,5 3,5 360
п 560 520 5 8 6,5 2,0 245
В95пчТ1 д 590 540 10 21 15 7,0 510
п 550 510 8 23 12,5 6,0 440
* Для образца с надрезом при испытании с перекосом 4°.
Таблица XI.54. Вязкость разрушения прессованных панелей из сплавов
В95, В95пч, В95оч
Сплав Состояние A"jc, МПа-м1/2 Сплав Состояние A'[С, МПа-м’/2
В95 В95пч Т1 Т1 Т2 ТЗ 24,8—28 30,3—32,3 37,2—40,4 42—43,5 В95оч Т1 Т2 ТЗ 31—34,2 41,8—45 46,6—49,6
Примечание. Направление вырезки образцов — ДП.
Таблица XI.55. Коррозионная стойкость прессованных полуфабрикатов
из сплавов В95, В95пч, В95оч, В96Ц1
Сплав, полуфабрикат Состояние Направление вы- резки образцов РСК, балл КР, сут
В 95, В95пч, Т1 вд 4—6 19—20
В95оч, панели Т2 вд 2—3 365, без НИЯ р азруше-
ТЗ вд — 365, без НИЯ р азруше-
В96Ц1, профили Т1 Т2 пд пд 6—7 4—5 70, 119, >280 202, >280
Примечание,
а профили на дугах.
Панели
кольцевых образцах.
на ' КР испытывали на
правлении и тем самым повысить поперечные свойства, но и ис-
пользовать слиток меньшего диаметра, т. е. лучшего качества.
В этом случае повышаются как прочностные характеристики, так
и относительное удлинение. Увеличение степени деформации и
введение поперечной деформации способствуют повышению кор-
розионной стойкости прессованных профилей.
В работе [36] приводятся данные о влиянии степени дефор-
мации на свойства прутков диаметром 165, 200 и 240 мм, полу-
ченных из слитков диаметром 292 мм. Слитки предварительно
подпрессовывали (осаживали) в контейнере пресса до диаметра
350 мм, затем прессовали на прутки диаметром 165, 200 и 240 мм.
Испытания показали, что уменьшение степени деформации при
прессовании приводит к потере прочности и особенно удли-
нения у образцов, вырезанной из центральной зоны прутков
(табл. XI.56).
0,01 0,05 0,1 0,15 0,2 0,25 0,3 0 0,010,05 0,1 0,15 0.2 0,25 0,3
Zr, %
Рис. XI.34. Влияние содержания циркония и температуры прессования на механические
свойства полос из сплава В96цТ1:
а. б — соответственно гомогенизация при 430 и 4(50 °C. 24 ч: /—350 °C; 2 — 400 СС; 3 — 430 °C;
4 —465 °C; 5 —450 °C
Температура прессования находится в прямой зависимости от
температуры гомогенизации слитков, а также от содержания мар-
ганца, хрома и циркония. Это хорошо иллюстрируется данными,
Таблица XI.56. Механические свойства прутков разного диаметра
из сплава В95
Направление вырезки образцов е. % d, мм ов, МПа О02, МПа 6, %
д 79 165 621/640 564/597 8,5/8,2
69 200 627/614 554/564 11,2/9,5
55,5 240 582/566 533/542 13,6/3,7
п 79 165 561/551 564/495 6,9/6,0
69 200 548/52з 534/488 5,7/2,7
55,5 240 555/502 527/477 6,5/2,3
Примечание. В числителе — для образцов, вырезанных иа периферии,
в знаменателе — в центре.
приведенными на рис. XI.34. Из рисунка следует, что температура
прессования, так же как и температура гомогенизации, практи-
чески не оказывает влияния на механические свойства сплава,
не содержащего циркония (марганца или хрома) или содержа-
щего его в небольших количествах (до 0,01 %). Ее влияние про-
является при содержании в сплаве циркония более 0,05 %.
10. СПЛАВЫ ВАД23* 1420**
Сплав ВАД23 хорошо деформируется при горячем прессовании.
Из него могут быть изготовлены все виды полуфабрикатов:
прутки, профили, панели, трубы, механические свойства которых
при комнатной температуре близки к свойствам полуфабрикатов
из сплава В95. Однако полуфабрикаты из сплава ВАД23 имеют
на 4,5 % меньше плотность и на 7 % выше модуль упругости.
Кроме того, для этого сплава характерно сочетание высокой
прочности и хорошей коррозионной стойкости с высокой жаро-
прочностью при длительных нагревах до 175 °C и при кратковре-
менных— до 250 °C. Минимальные и типичные механические
свойства прессованных полуфабрикатов сплава ВАД23 в продоль-
ном направлении приведены в табл. XL57 и XI.58.
Т а б л и ц а XI.57. Механические свойства закаленных
и искусственно состаренных прессованных
полуфабрикатов из сплава ВАД23 по техническим
условиям
Полуфабрикат, толщина, мм ав, МПа ор 2. МПа в. %
Профили ^5 539 490 4
>5 549 510 4
Прутки 30—75 588 519 5
Режим старения 140 °C, 18—24 ч обеспечивает повышенную
пластичность сплава и рекомендуется для изделий, работающих
в условиях комнатной температуры; после старения при 160 °C,
10—16 ч полуфабрикаты из сплава ВАД23 имеют высокие проч-
ностные характеристики при пониженной пластичности и реко-
мендуются для изделий разового действия; режим 200—220 °C,
6—10 ч обеспечивает стабильность структуры и свойств и реко-
мендуется для изделий длительно работающих при повышенных
температурах.
Модуль упругости прессованных полуфабрикатов при растя-
жении равен 76 000 МПа, при сжатии 80000 МПа при плотности
2720 кг/м3. Структура и свойства прессованных полуфабрикатов
из сплава ВАД23 зависят от технологии прессования, так как она
Автор: 3. Н. Арчакова. ** Автор: Н. В. Ширяева.
Таблица XI.58. Типичные механические свойства прессованных
полуфабрикатов из сплава ВАД23 при комнатной температуре после
различных режимов старения (в продольном направлении)
Вид полуфабриката Режим старения ов, МПа °0 2» МПа в. %
Тонкие профили 140 °C, 18 ч 480—540 380—420 10—16
толщиной 5,0 мм 160 °C, 10 ч 520—600 150 -550 4—8
200 °C. 7 ч 490—520 400—450 5—7
Крупногабаритные 140 °C, 18 ч 500—570 100-480 10-15
профили толщиной 160 °C, 10 ч 580—660 540—600 5—9
12—30 мм 200 °C, 7 ч 490—570 420—510 7—9
Панели * 160 °C, 14 ч 620—700/600—680 580—660/— 4—7/3—5
220 “С, 6 ч 520— 540/520—540 430—460/420—450 6—9/5—6
* В числителе — в продольном, в знаменателе — в поперечном направлении.
оказывает существенное влияние на степень рекристаллизации
при нагреве под закалку.
Для получения полуфабрикатов с мелкозернистой перекристал-
лизованной структурой, обеспечивающей высокие прочностные
характеристики и более высокую пластичность в поперечном на-
правлении и позволяющей избежать шиферного излома, необхо-
димо строго соблюдать регламентированные температуру, степени
и скорости деформации.
Прессование полос с предварительной деформацией слитка
в контейнере (подпрессовкой) в пределах 20—24 % несколько по-
вышает их прочностные характеристики, особенно предел теку-
чести, во всех трех направлениях при снижении относительного
удлинения (табл. XI.59). Увеличение степени подпрессовки до
38 % приводит к снижению как пластичности, так и прочности.
Таблица XI.59. Влияние подпрессовки на механические свойства полос
из сплава ВАД23
Размер полосы, мм Степень подпрес- совки, % ов, МПа, в направлении Oq 2» МПа’ в направлении б, %, в направлении
д п д п д п
8X95 9,1 593 600 532 543 5,2 3,4
24,2 624 621 558 573 4,7 2,3
38,6 612 609 557 560 3,7 1,9
Полуфабрикаты, изготовленные двойным
(табл. XI.60), имеют временное сопротивление на
прессованием
20—40 МПа
ниже по сравнению с изделиями, отпрессованными непосред-
ственно из слитка. Относительное удлинение в продольном на-
правлении практически не зависит от способа их изготовления;
Таблица XI.60. Влияние исходной заготовки на механические свойства
сплава ВАД23
Вид полу- фабриката Направление вырезкн образцов ов, МПа °0 2* МПа в. %
Полоса д 599/577 532/505 5,2/6,5
8X95 мм п 600/562 543/510 3,4/1,5
Профиль Д 606/587 545/536 5,1/4,3
Примечание. В числителе — для литой заготовки, в знаменателе — для
промежуточного прутка.
в поперечном же направлении оно выше у полосы, отпрессован-
ной непосредственно из слитка.
Микроструктура профилей, полученных из прессованной при
470—490 °C заготовки, рекристаллизованная крупнозернистая, а из
литой — мелкозернистая перекристаллизованная.
Максимальные прочностные свойства как в продольном, так и
в поперечном направлениях соответствуют средним значениям ко-
эффициентов вытяжки (X = 12-е-25). В этом случае при изготов-
лении полуфабрикатов образуется волокнистая структура с не-
большой степенью рекристаллизации (табл. XI.61, рис. XI.35, б, в).
Прессование с более низкими (X = 10,6) и более высокими
(X = 42,7) степенями деформации приводит к понижению проч-
ности в первом случае из-за наличия слабодеформированной
структуры, а во втором — вследствие ускорения процессов рекри-
сталлизации при нагреве под закалку и образования крупного
зерна (рис. XI.35, а и г).
Таблица XI.61. Влияние степени деформации на механические свойства
полос 12x120 мм из сплава ВАД23
Коэффи- циент втяжки 2. ов, МПа од 2« в. % Коэффи- циент вытяжки X ав, МПа Gq 2* МПа в, %
10,6 604/575 541/539 6,0/2,0 21,3 649/625 586/572 6,4/4,7
14,2 625/603 560/553 5,2/3,2 42,7 591/567 534/540 6,9/2,4
Примечание. Здесь и в табл. XI.62 в числителе — для образцов, вы-
резанных в продольном направлении, в знаменателе—в поперечном.
Повышение температуры нагрева слитков перед прессованием
с 250 до 470—490 °C приводит к увеличению прочностных харак-
теристик полуфабрикатов в обоих направлениях. При этом удли-
нение значительно повышается в поперечном направлении и мало
изменяется в продольном (табл. XI.62).
Отпрессованные при 250—400 °C полуфабрикаты имеют по
всей длине мелкозернистую рекристаллизованную структуру, ко-
268
торая на изломах в поперечном направлении дает слабо выра-
женную шиферность (рис. XI.36, а).
Полуфабрикаты, отпрессованные при 470—490 °C и средних
коэффициентах вытяжки, имеют перекристаллизованную мелкозер-
нистую структуру. Структура изломов в обоих направлениях
Рис. XI.35. Влияние коэффициента вытяжки (Л) иа микроструктуру профилей
а — X—10,6; б —Л-14.2; в — Л-21.35; г —Л=42.7
Таблица XI.62. Влияние температуры прессования на механические
свойства полос 12x120 мм из сплава ВАД23
t. °C <тв, МПа °0,2’ МПа в, % t, °C ов, МПа о0 г.МПа в, %
350 400 548/551 538/544 504/516 501/512 6,7/1,6 7,3/1,7 450 490 624/608 649/648 560/565 584/593 6,0/3,4 6,7/4,9
также мелкозернистая, без признаков шиферности, что и обеспе-
чивает высокие характеристики механических свойств (табл. XI.62,
рис. XI.36 в). В профилях, отпрессованных при указанной темпе-
ратуре, но с большей степенью деформации (7.^30), со стороны
утяжины наблюдается крупнокристаллическая рекристаллизован-
ная структура.
Температура прессования 420—450 °C является промежуточ-
ной. В зависимости от скорости прессования и степени деформа-
ции полуфабрикаты, отпрессованные при этих температурах, мо-
гут иметь как рекристаллизованную с различной величиной зерна,
так и перекристаллизованную структуру. При этом в случае чруп-
Рис. XI.36. Макроструктура н излом профиля, отпрессованного при 250—300 (а).
420-430 (б) и 470-490 С (в)
нозерпистой рекристаллизованной структуры имеют место слои-
стые изломы с ярко выраженной шиферностью, особенно в попе-
речном направлении (рис. XI.36, б).
Оптимальная температура нагрева под закалку прессованных
полуфабрикатов из сплава ВАД23 составляет 520±5°С. Повыше-
ние температуры закалки до 540 °C приводит к непрерывному
росту прочностных характеристик полуфабрикатов в продольном
направлении. Удлинение при этом до температуры 525 °C практи-
чески не меняется, а затем начинает незначительно снижаться.
В поперечном направлении прочностные характеристики обра-
зуют максимум при температурах закалки 525—530 °C, а относи-
тельное удлинение резко снижается при 530°C и выше (рис. XI.37).
Первые признаки пережога появляются при нагреве полуфабри-
катов до 535—540 °C. Снижение пластичности и прочности при бо-
лее низких температурах связано с ростом зерна и протеканием
окислительных процессов по границам зерен. Время при нагреве
под закалку должно быть достаточным для перевода легирующих
элементов в твердый раствор, но минимальным, чтобы предупре-
дить прохождение процессов рекристаллизации.
Длительный перенос из нагревательной печи в закалочный бак
прессованных полуфабрикатов из сплава ВАД23 (60 с и более)
заметно снижает их прочностные характеристики и в тем боль-
шей степени, чем больше это время. Подстуживание в течение
60—120 с приводит к частичному, а в течение 300 с — почти к пол-
ному распаду твердого раствора (табл. XI.63).
Повышение температуры закалочной воды до 70 °C не влияет
на механические свойства прессованных полуфабрикатов; более
горячая вода (96 °C) снижает прочностные характеристики сплава
на 30—40 МПа по сравнению с закалкой в воду с температурой
20 °C; относительное удлинение при этом меняется мало.
Рис. XI.37. Влияние температуры на-
грева под закалку на механические
свойства профилей в продольном (1)
и поперечном (2) направлениях
Chipmaker.ru
Рис. XI.зб. Влияние времени и темпе-
ратуры старения на механические свой-
ства и электросопротивление панелей
из сплава ВАД23:
/ — 140 °C; 2—160 °C; 3— 180 3С; 4 —
v 200 °C; 5 — 220 °C
Правка профилей растяжением после закалки со степенью
холодной деформации 2—4 % снижает их прочностные свойства
Таблица XI.63. Влияние времени переноса (т) прутков из нагревательной
печи в закалочный бак на их механические свойства
т, с Ов, МПа °Ь 2’ МПа в, % X, с Ов, МПа Oq 2» МПа в. %
0 676 635 3,4 60 636 609 5,0
10 665 635 4,8 180 493 427 5,6
20 655 629 5,0 300 374 316 6,4
30 660 632 5,0
в искусственно состаренном состоянии на 15—25 МПа при прак-
тически постоянной величине относительного удлинения. Такое
снижение прочности объясняется частичным снижением эффекта
искусственного старения, полученного от легирования сплава кад-
мием. У профилей, правленных после первой закалки с остаточ-
ной деформацией до 3 %, перезакалка с повторной правкой не
приводит к заметному изменению механических свойств. Однако,
если деформация после первой закалки была 4—5%, то после
перезакалки и повторной правки наблюдаются значительные по-
тери как прочности, так и пластичности полуфабрикатов
(табл. XI.64). Интервал деформаций 4—5% является критиче-
ским для прессованных полуфабрикатов из сплава ВАД23.
Таблица XI.64. Влияние перезакалки
на механические свойства профилей
е, %, после Дов, МПа △oq 2. МПа ДС. %
первой закалки второй закалки
2—3 0 +7 4-5 + 1,5
2—3 2 —7 —10 + Ы
4—5 0 —68 —19 —4,5
4—5 2 —116 —101 —1,7
Характерной особенностью сплава ВАД23 является очень мед-
ленное после закалки упрочнение при комнатной температуре.
После вылеживания в течение месяца прочность полуфабрикатов
из этого сплава повышается на 30 МПа. После вылеживания
в течение года временное сопротивление повышается на 50 МПа,
а предел текучести—до 90 МПа. Относительное удлинение, сни-
жаясь на 3—5%, остается сравнительно высоким (15—18%). Пе-
рерыв между закалкой и искусственным старением не оказывает
заметного влияния на свойства полуфабрикатов после полной тер-
мической обработки.
Старение при повышенных температурах (140—220 °C) при-
водит к изменению механических свойств полуфабрикатов в срав-
нительно широких пределах (рис. XI38). С повышением темпе-
ратуры старения понижаются максимальные значения прочности
и отношения сго.г/пв, а минимальные значения пластичности не-
сколько повышаются. Кинетика старения продольных и попереч-
ных образцов, вырезанных из полуфабрикатов с различной струк-
турой (рекристаллизованной и перекристаллизованной), практи-
чески одинакова.
Исследование влияния длительных нагревов, имитирующих
солнечные, при 50 и 70 °C на механические свойства профилей, со-
старенных по режиму 140 °C, 24 ч, показало следующее. Нагревы
при 50 °C длительностью до 3000 ч и при 70 °C до 500 ч не
оказывают заметного влияния на механические свойства. Более
272
длительные нагревы при этих температурах приводят к сниже-
нию пластичности сплава при одновременном повышении прочно-
сти (табл. XI.65).
Влияние продолжительности нагрева при более высоких тем-
пературах изучали на полуфабрикатах, состаренных по двум ре-
жимам: 160°С, 12 ч и 200—220°С, 6—15 ч. Установлено, что на-
гревы при 125 °C длительностью до 30 000 ч практически не
влияют на механические свойства сплава (рис. XI.39). Длитель-
ные нагревы при 150 °C и выше приводят к разупрочнению сплава.
Рис. XI.39. Влияние длительных на-
гревов на временное сопротивление
профилен, состаренных прн 1Ъ0 С,
12 ч (сплошные линии) н 200 °C,
7 ч (пунктирные линии):
а — испытание прн 20 °C; б — испы-
тание при температуре нагрева; / —
125 °C: 2— 150 °C; 3—175 °C
Скорость разупрочнения полуфабрикатов, состаренных при более
высокой температуре (200 °C) заметно меньше, так как в этом
случае достигается большая стабильность структуры и свойств за
счет большей доли участия в старении стабильных фаз. Это
справедливо для испытаний, как при комнатной температуре, так
и температурах нагрева.
Жаропрочность прессованных полуфабрикатов из сплава
ВАД23 высокая. Пределы длительной прочности и ползучести, по
Таблица XI.65. Влияние температуры и продолжительности нагрева
на механические свойства прессованных крупногабаритных полуфабрикатов
из сплава ВАД23
t. “С т, ч ав, МПа п0,2 МПа в, % КСТ, Дж/см1
Без нагрева — 560 450 13 4
50 500 580 480 12 3,5
1000 580 480 12 3,5
3000 600 490 12 3
5000 600 500 12 2
70 500 590 490 12 3
1000 610 500 11 2,5
3000 620 560 6 2
5000 620 560 6 2
18 Заказ № 150
273
данным Т. К. Понарьиной и И. Г. Плехановой, приведены
в табл. XI.66.
Таблица XI.66. Пределы длительной прочности
и ползучести, МПа (массивный профиль, старение
160 С, 12 ч)
i, °C °] 00 ° 1000 С1о ООО <*0,2/100 °0.2/1000
125 430 380 320 350 310
150 380 320 260 320 250
175 320 230 190 240 —
200 230 165 — 140 120
250 120 — — '— —
Примечание. о0>2/10qoo =260 МПа.
Прессованные полуфабрикаты из сплава ВАД23 не чувстви-
тельны к концентраторам напряжений в виде отверстия и острого
надреза с гн^0,1 мм. Коэффициент действия надреза о”/ов для
круглых образцов равен 1,15—1,25, а для плоских 0,97—1,0. По
статической выносливости и усталостной прочности сплав
ВАД23 не уступает сплаву В95, а при низких уровнях напряже-
ний (0,3—0,4ов) приближаются к сплаву Д16.
Полуфабрикаты из сплава ВАД23, состаренные при 160—
165СС и 200—220 °C, не склонны к межкристаллитной коррозии
и коррозионному растрескиванию.
Из сплава 1420 прессованные полуфабрикаты применяют либо
в закаленном состоянии — закалка в воду, деформация до 3 %
для деталей, подвергающихся нагревам не выше 70 °C; при боль-
ших степенях деформации или нагревах выше 70 °C детали пере-
закаливают на воздухе с гарантируемым уровнем прочности
(320 МПа), либо в закаленном на воздухе и искусственно соста-
ренном состоянии с гарантируемым уровнем прочности (420 МПа).
Типичные свойства профилей из сплава 1420 приведены
в табл. XI.67, XI.68.
Таблица Х1.67. Типичные свойства профилей из сплава 1420
с толщиной полки 1,2—2 мм в различных состояниях
Состояние ав, МПа °0 2’ МПа в, %
Закалка на воздухе, искусственное 450 280 8
старение
Перезакалка на воздухе .380 250 15
Закалка в воде, правка 400 250 12
Перезакалка в воде 360 220 15
Таблица XI.68. Свойства профилей из сплава 1420 при различных
температурах после закалки на воздухе и искусственного старения
Вид полуфабриката t, °C ав. МПа Ор 2’ МПа в, %
Профиль с толщиной полки 20 430 280 15
1.5 мм 100 390 270 16
125 350 250 22
150 330 230 26
Профиль с толщиной полки 20 500 360 9
9 мм 100 480 360 8
150 420 330 15
200 340 230 27
250 190 130 29
Малоцикловая усталость при осевой нагрузке профилей с тол-
щиной полки 3 мм и прессованных полос сечением 110X170 мм
из сплава 1420 при /? = 0, f=3 Гц, /(« = 2,6 и Пшах=160 МПа со-
ставляет 55 000—74 200 и 83 000—106 800 циклов соответственно.
Оптимальными температурами прессования являются 340—380 °C.
Скорость прессования зависит от конфигурации профиля. Изме-
нение температуры прессования от 340 до 380 °C не оказывает
влияния на механические свойства профилей из сплава 1420.
Увеличение вытяжки с 9 до 60 при температуре прессования
340—380 °C повышает временное сопротивление и предел теку-
чести профилей на 30—50 МПа и снижает относительное удлине-
ние на 2—3 %. Увеличение температуры прессования до 440°C
при вытяжке 9—60 приводит к рост}' зерна и неоднородности
структуры.
Прессованные полуфабрикаты из сплава 1420 имеют шифер-
ный излом, но при определенных условиях его можно устранить.
Сильное влияние на уменьшение склонности к расслаиванию
прессованных полуфабрикатов при изломе оказывает увеличение
вытяжки при прессовании и уменьшение скорости охлаждения при
закалке. Температура гомогенизации и температура прессования
не оказывают существенного влияния на изменение склонности
прессованных полуфабрикатов к шиферному излому. Склонность
сплава 1420 к расслаиванию при испытаниях на излом связана
с выделениями фаз по границам зерен. При больших скоростях
охлаждения (закалка в воду), независимо от вытяжки, в про-
цессе испытаний на излом образуются расслоения, излом имеет
межзеренный характер, поверхность разрушения обогащена мно-
гочисленными выделениями пластически деформированной фазы.
При скоростях охлаждения с температуры закалки, соответствую-
щих охлаждению на воздухе, внутризеренный излом имеет во-
локнистое строение; причем чем выше вытяжка при прессовании,
тем меньше склонность к шиферности.
11. СПЛАВЫ 1915, 1925, 1935*
Из сплавов 1915, 1925 и 1935 главным образом производят прес-
сованные полуфабрикаты. Эти сплавы высокотехнологичны; хи
мнческий состав сплавов 1915 и 1925 внесен в ГОСТ 4784—74,
а 1935 —в ОСТ 1-92014—76.
Сплавы относятся к системе Al—Zn—Mg. Суммарное содержа-
ние цинка и магния в сплавах 1915 и 1925 не превышает 5,8%.
а в 1935 — 5,2 %, что совместно с добавками переходных металлов
(Mn, Zr, а в сплаве 1915 и Сг) при определенной технологии полу-
чения прессованных полуфабрикатов и их термической обработке
гарантирует высокую устойчивость основного материала и сварных
соединений против коррозии под напряжением. Основное назначе-
ние этих добавок—повышение устойчивости сплавов против кор-
розии под напряжением. Кроме того, они повышают температуру
рекристаллизации и позволяют получать прессованные полуфаб-
рикаты с устойчивой полигонизованной структурой, а следова-
тельно, и с повышенными механическими и коррозионными свой
ствами [38]. Добавки переходных металлов также улучшают
свариваемость и, в частности, уменьшают склонность к трещипо-
образованию при сварке.
Сплавы 1915 и 1935 хорошо свариваются. Сплав 1925— аналог
сплава 1915 и отличается от него повышенным содержанием при-
месей железа, кремния и меди. Из-за высокого допустимого содер-
жания меди сплав 1925 имеет повышенную склонность к трещино-
образованню при сварке и поэтому применяется в несварных кон-
струкциях, а также в сварных малонагруженных конструкциях.
Сплав 1935 имеет повышенное по сравнению со сплавами 1915
и 1935 отношение содержания цинка к магнию, благодаря чему
обеспечивается целый ряд преимуществ: заметно повышается
деформируемость прн обработке давлением (в особенности при
прессовании), возрастает устойчивость пересыщенного твердого
раствора цинка и магния в алюминии, увеличиваются сопротив-
ление коррозии под напряжением и термическая стабильность по-
лигонизованной структуры.
Сплавы 1915, 1925 н 1935 являются термически упрочняемыми.
Фазой-упрочнителем в них является т] (MgZn2). Помимо фазы т],
в рассматриваемых сплавах могут присутствовать следующие
фазы: Т (Al2Mg3Zn3), Al3Zr, Е (Ali8Cr2Mg3), Al(Cr, Fe)Si, Mg2Si,
AI(Mn, Fe, Si), Al,2Mn3Si [3, 39].
Из сплавов 1915, 1925 по ГОСТ 8617—75 и ГОСТ 21488—76,
а из сплава 1935 по ТУ 1-9-346—77 и ТУ 1-809-618—82 изготавли-
вают профили и прутки Слитки из этих сплавов в обязательном
порядке подвергают гомогенизации по режимам: 460°C, 24 ч для
сплава 1915; 500°С. 3—6 ч для 1925 и 460°С, 6 ч для 1935.
Во время гомогенизации происходит растворение частиц избыточ-
ных фаз т] (MgZn2) и Т (Al2Mg3Zn3), выравнивание концентрации
* Автор В. В. Захаров.
твердого раствора цинка и магния в алюминии в объеме дендрит-
ных ячеек и зерен, а также распад твердого раствора переходных
металлов в алюминии с образованием дисперсных частиц фаз
Ali8Cr2Mg3, Al(Cr, Fe)Si, Al3Zr, Ali2Mn3Si и марганецсодержа-
щих фаз.
Одним из достоинств сплавов 1915, 1925, 1935 является их
высокая деформируемость при обработке давлением и в особен-
ности при прессовании. Так, при прессовании полуфабрикатов
средней сложности из сплавов 1915 и 1925 скорости истечения
составляют около 10—15 м/мин, а из сплава 1935, имеющего по-
Рис. XI.40. Сечения профилей, получаемых
из сплавов 1935
Рис. XI.41. С — кривые начала распада
пересыщенного твердого раствора основ-
ных легирующих компонентов в алюминии
в различных сплавах
вишенное отношение содержания цинка к магнию, эта величина
примерно в два раза выше, Удельное давление при прессовании
этих сплавов сравнительно низко, что позволяет получать прессо-
ванные профили сложной конфигурации с тонкими стенками
(рис. XI.40). Причина повышенной деформируемости заключается
в том, что при прессовании сплавы 1915, 1925, 1935 имеют сравни-
тельно гомогенную структуру твердого раствора с малой величи-
ной упругих искажений кристаллической решетки и соответственно
малой величиной деформирующего напряжения. Благодаря этому
обеспечиваются высокие скорости истечения и низкие удельные
давления.
Прессованные полуфабрикаты из сплавов 1915, 1925, 1935
с толщиной стенки до 10—12 мм закаливают путем охлаждения
с температуры прессования на воздухе. Это возможно благодаря
двум особенностям рассматриваемых сплавов. Во-первых, вслед-
ствие широкого температурного интервала существования твердого
раствора цинка и магния в алюминии (340—600 СС), совпадаю-
щего с температурой прессования. Поэтому нагрев гомогенизиро-
ванных слитков перед прессованием до 380—400 °C и последующий
разогрев при прессовании с одновременным воздействием пласти-
ческой деформации обеспечивают полное растворение частиц фаз
т] и Т. При выходе из канала матрицы прессованные полуфабри-
каты имеют структуру гомогенного твердого раствора цинка и
магния в алюминии. И, во-вторых, благодаря высокой устойчи-
вости твердого раствора при дальнейшем охлаждении полуфаб-
рикатов (с толщиной стенки не более 10—12 мм) с температуры
прессования на воздухе обеспечивается фиксация цинка и магния
в пересыщенном твердом растворе. Более массивные полуфабрп
каты охлаждают под вентилятором или водовоздушной смесью.
При этом следует учитывать, что уменьшение скорости охлажде-
ния при закалке обусловливает снижение прочности при одно-
временном повышении сопротивления коррозии под напряжением.
Рис. XI.42. Зависимость механических свойств прессованных профилей (а) из сплавов 1915
(разной толщины и разных плавок) и 1935 (б) от длительности естественного старения
после закалки иа прессе
Причина повышенной устойчивости твердого раствора цинка
и магния в алюминии в сплавах 1915, 1925 и 1935 заключается
в конечном итоге в большой совместной растворимости цинка и
магния в алюминии, благодаря чему мала пересыщенность твер-
дого раствора цинком и магнием при температурах ниже сольвуса,
узок и смещен в сторону низких температур температурный интер-
вал пониженной устойчивости твердого раствора (рпс. XI.41).
Закалка полуфабрикатов из печи в воду осуществляется
с 450 ±10 °C. Время выдержки при этой температуре опреде-
ляется толщиной закаливаемых полуфабрикатов. Особенностью
естественного старения сплавов 1915, 1925 и 1935 является его
длительность (рис. XI.42, XI.43). Независимо от того, как осущест-
вляли закалку (на прессе или из печи в воду), упрочнение спла-
вов, связанное с естественным старением, происходит в течение
всего исследованного времени (10—15 лет). Основной прирост
прочности наблюдается в течение первых месяцев старения. Пла-
стичность сплавов при этом снижается незначительно, оставаясь
на высоком уровне. Учитывая это обстоятельство, холодное дефор-
w wf 10* ю7 мин
L_^ 1 -----1----I--1-----I-1 T
5 Vcyrl Змее 1 2 5 1015лет
Рис. XI.43. Зависимость механических
свойств прессованных профилей из
сплава 1925 от длительности естествен-
ного старения после закалок на прессе
(J) и нз печи в воду (2)
мирования полуфабрикатов можно осуществлять в течение 2—
3 сут после закалки.
Искусственное старение сплавов 1915, 1925 и 1935 проводят
по ступенчатым режимам. Основная цель искусственного старе-
ния — повышение устойчивости против расслаивающей коррозии
и коррозии под напряжением. Кроме того, искусственное старение
стабилизирует структуру и механические свойства полуфабрика-
тов, предотвращая изменения при последующем вылеживании.
Используют два режима этого старения: 100°C, 24 ч+150°С,
10 ч и 100°C, 24 44-175°C, 4 ч. Первый режим обеспечивает вы-
сокий уровень прочности, а вто-
рой — повышенную устойчивость
против коррозии под напряжени-
ем и расслаивающей коррозии
при несколько пониженной проч-
ности.
Определенное влияние на уро-
вень прочностных характеристик
оказывает длительность переры-
ва между закалкой и искусствен-
ным старением. Увеличение вре-
мени перерыва обусловливает
рост прочностных свойств. При
длительности перерыва более не-
дели выдержку на первой ст> пени
старения можно сократить с 24
до 10 ч, при перерыве более меся-
ца она может быть уменьшена до
3 ч, а в отдельных случаях пер-
вую ступень искусственного ста-
рения можно вообще исключить.
Гарантируемые механические
свойства профилей и прутков из
сплавов 1915, 1925, 1935 представлены в табл. XI.69. Номенкла-
тура выпускаемых профилей из этих сплавов довольно широкая,
но большинство выпускаемых профилей имеет толщину стенок
до 12 мм и закаливается в прессе. В табл. XI.70 представлены
типичные механические свойства профилей с толщиной стенки
до 12 мм после различных видов термической обработки.
Меньшая часть изготавливаемых полуфабрикатов имеет тол-
щину стенки более 12 мм, закаливают их из печи в воду. Эти
полуфабрикаты, как правило, используют для нагруженных кон-
струкций, и они могут работать во всех трех направлениях отно-
сительно направления волокна (деформированного зерна)
(табл. XI.71). Полуфабрикаты из сплавов 1915, 1925, 1935 можно
эксплуатировать при отрицательных температурах (табл. XI.72).
С повышением температуры сплавы быстро разупрочняются, по-
этому максимально допустимая температура эксплуатации состав-
ляет 100 °C.
Таблица XI.69. Механические свойства профилей и прутков
(в скобках) из сплавов 1915, 1925, 1935 по ГОСТ, не менее
Сплав Состояние св, МПа а0 2» МПа в, %
1915 т* 320 (350) 200 (220) 10,0 (10,0)
т 350 (350) 220 (220) 10 (10,0)
Т1 380 (380) 250 (250) 8,0 (10,0)
1925 т* 350 (360) 200 (220) 9,0 (10,0)
т 350 (360) 200 (220) 10,0 (10,0)
Т1 (380) (250) (8,0)
1935 Т* 250 (250) 160 (150) 10 (10)
т 250 (250) 160 (150) 10 (10)
* Закалка осуществлялась на прессе.
Таблица XI.70. Типичные механические свойства профилей
с толщиной стенки до 12 мм из сплавов 1915, 1925, 1935
Марка сплава Состояние <тв, МПа Су 2- МПа в. %
1915 Т* (30 сут) 380 300 14
Т (30 cvt) 100 300 15
Т1 400 350 11
1925 Т* (30 сут) 400 300 13
Т (30 сут) 380 300 14
Т1 400 350 11
1935 Т* (30 сут) 320 190 14
Т (30 сут) 340 200 15
Т1 300 230 11
* Закалка осуществлялась на прессе.
Устойчивость полуфабрикатов из сплавов 1915, 1925 и 1935
против коррозии под напряжением (окр) в высотном направлении
и расслаивающей коррозии (РСК) показана ниже:
Марка сплава............. 1915 1925 1935
окр. МПа ............... 150/170 160/180 140/180
РСК, балл .............. 6—7/1—2 7/2 7-8/2—3
Примечание. В числителе — в состоянии Т, в знаменате-
ле — Т1.
Структура прессованных профилей и прутков из сплавов 1915,
1925, 1935, как правило, перекристаллизованная (полигонизован-
ная) как после закалки на прессе, так и после закалки из печи
Таблица XI 71 Механические свойства прессованных полос сечением
60X110 мм из сплавов 1915 и 1935 после закалки и естественного старения
30 сут (Т) и закалки и искусствеииого старения 100 СС, 24 ч, 175 °C, 4 ч (Т1)
Состояние Направ- ление вырезки образцов «в- МПа °0,2- МПа 6. % 4>, % кси, кДж/м2 кст, кДж/м2 Klc- МПа • м*^2
1 т д 140 315 Сплав 14,0 1915 24,0 340 310 58,7
п 375 250 14,7 24,3 180 140 50,5
в 375 200 13,0 21,5 160 130 38,1
Т1 д 445 395 14,0 42,0 380 310 57,1
п 390 330 13,5 29,5 160 80 33,6
в 390 320 12,0 23,5 140 100 34,9
т д 345 250 Сплав 14,5 1935 23,0 630 630
п 305 205 16,5 27,5 410 300 46,0
в 295 175 14,0 23,5 310 170 32,1
Т1 д 325 265 16,0 56,0 700 700 —
п 285 225 13,0 30,0 410 260 44,1
в 260 210 10,0 20,5 380 350 31,7
Таблица XI.72. Механические свойства прессованной полосы нз сплавов
1915Т и 1935Т при разных температурах
/, °C ов, МПа О(),2, МПа 6, % t. °C Ов, МПа Gg 2> МПа 6. %
Сплав 1915Т Сплав 1935Т
—196 520 370 13 —196 140 280 13
—50 470 350 15 —50 420 280 18
4-20 140 310 14 +20 340 250 15
4-50 450 350 13 -1-50 350 270 16
+100 380 270 13 + 100 300 220 17
в воду. Исключение составляют тонкостенные профили из сплавов
1915 и 1925 с толщиной стенки менее 3—4 мм, структура которых
может быть смешанной, т. е. иметь рекристаллизованный ободок
и польгонизованную сердцевину. Склонность к рекристаллизации
зависит от содержания добавок марганца, циркония, хрома, при-
месей железа и кремния, режимов гомогенизации, температурно-
скоростных параметров прессования [1].
Полигонизованная структура прессованных полуфабрикатов из
сплава 1935 обладает очень высокой термической стабильностью
благодаря определенному соотношению между содержанием цинка
и магния при наличии циркония и марганца [3]. Прессованные
профили из сплава 1935 практически всегда имеют стабильную
перекристаллизованную структуру без рекристаллизованного
ободка.
Сплавы 1915 и 1935 хорошо свариваются аргонно-дуговой свар-
кой. В качестве присадки используют сварочную проволоку из
сплава марки 1557. Последовательность операций при получении
сварных полуфабрикатов может быть одной из следующих: 1) за-
калка полуфабрикатов, естественное старение, сварка, естествен-
ное старение сварной конструкции; 2) закалка полуфабрикатов,
естественное старение, сварка, искусственное старение сварной
конструкции, 3) закалка полуфабрикатов, искусственное старение,
сварка, естественное старение сварных соединений.
Каждый из трех вариантов имеет свои достоинства и недо-
статки, но наиболее предпочтительным является последний [3].
Свойства сварных соединений прессованных полос из сплавов 1915
и 1935, полученных по третьей схеме, представлены в табл. XI.73.
Таблица XI.73. Свойства сварных соединений прессованных полос
сечением 3X100 мм из сплавов 1915 и 1935
Сплав Овв, МПа, при t, °C Угол загиба, град РСК, балл скр, МПа
20 -50 -196
1915 420 425 500 70 9 160
1935 345 375 420 ПО 10 180
Сварные соединения в естественно состаренном состоянии об-
ладают в целом хорошим комплексом механических и коррозион-
ных свойств, но имеют повышенную склонность к расслаивающей
коррозии. Поэтому полученные по третьему варианту соединения
следует защищать от расслаивающей коррозии.
Сплавы 1915 и в особенности 1935 имеют высокую температуру
солидуса, что позволяет проводить пайку при нагреве до 600 °C
в соляных ваннах.
Глава XII
ДЕФЕКТЫ ПРЕССОВАННЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ1
Металлургические дефекты прессованных изделий по их происхождению под-
разделяются на три группы: литейные, прессовые и термические Такая клас-
сификация позволяет выявить первопричину появления дефектов и наметить
конкретные пути их устранения
1 Авторы: И. К. Галацкая, В. Г. Шелков.
1. ДЕФЕКТЫ ЛИТЕЙНОГО ПРОИСХОЖДЕНИЯ
Трещины
В прессованных полуфабрикатах их обычно обнаруживают при контроле мак-
роструктуры. При этом следует принимать во внимание некоторые характер-
ные особенности таких дефектов: сохранение распространения трещин по гра
нииам зерен в прессованном полуфабрикате, как и в исходном слитке; окис-
ленная поверхность излома по трещине; отсутствие искажения поперечной во-
локнистости и разноструктурности в приграничных зонах трешнн; произвольное
расположение трешин в изделиях
Ликвационные дефекты
Наиболее многообразной группой дефектов литейного происхождения являются
дефекты, связанные с различными проявлениями ликвации, т. е. неоднородности
по химическому составу сплава, как в макро-, так и в микрообъемах.
Chipmaker.ru
Рис. XII 1 Макроструктуры
слитка (с), прутка (б) и про
филя (в) из сплава АМц:
а -зона столбчатых кристал-
лов; б — древовидная структура;
е — линии различной травимо-
стн
Древовидная макроструктура представляет собой чередующиеся светлые и
темные слои, напоминающие поперечный срез дерева Наиболее характерно по-
явление такой структуры в прутках рз сплава АМц, отпрессованных из слит
ков со столбчатыми кристаллами иа периферии (рис. XII. 1, а, б). Причина по-
явления дефекта связана с внутридендритной ликвацией в крупных кристал-
литах периферийной зоны.
Для предотвращения образования древовидной структуры в изделиях не-
обходимо устранить периферийную зону столбчатых кристаллов в слитке по-
средством изменения параметров литья и введением в расплав малых доба-
вок переходных металлов, способствующих измельчению зерна.
Линии различной травимости (ЛРТ) представляют собой многослойные
тонкие разводы, повторяющие конфигурацию изделия (рис XII.1, в). Дефект
обязан своим происхождением неслитинам на поверхности слитка. Подповерх-
ностный слой неслитин и самого слитка содержит скопления интерметаллидов
за счет проявления обратной микроликвации. В случае неполного ^удаления
неслитин при обточке в слитке остаются их тонкие глубинные окончания, ко-
торые и приводят к появлению в прессованных полуфабрикатах ЛРТ При
прессовании методом прямого истечения ЛРТ распространяются примерно на
2/з длины изделия от утяжинного конца. При прессовании методом обратного
истечения ЛРТ распространяются на всю длину изделия с наследственной пе-
риодичностью неслитин. Самым эффективным способом, полностью устраняю-
щим появление неслитин и. следовательно, образование ЛРТ, является от-
ливка слитков в электромагнитный кристаллизатор.
Залеченные трещины в макроструктуре внешне имеют сходство с литей-
ными трещинами но оии не столь четко выявляемы. Причина их образования
заключается в появлении тонких горячих трещин в полутвердой области крис-
таллизующегося слитка. Залечивание трещины происходит расплавом, близким
к эвтектическому составу, в результате чего в этих местах образуются це-
почки интерметаллидов. Наиболее действенным способом выявления такого де-
фекта является переторцовка участка макротемплета с последующим исследо-
ванием микроструктуры.
Светлые кристаллиты — это обедненные легирующими компонентами зерна
(конгломераты зерен) твердого раствора на основе алюминия. Возникновение
светлых кристаллитов связано с образованием и ростом настыли под дном
распределительной коробки. При неблагоприятных условиях отливки слитков
под диом коробки температура расплава может оказаться несколько ниже (до
2 °C) температуры ликвидуса сплава. В этих термостатических условиях со-
гласно диаграмме состояния начинают кристаллизоваться дендриты (кристал-
литы) твердого раствора на основе алюминия, обедненные легирующими ком-
понентами. Светлые кристаллиты на шлифах отличаются меньшей травимостью,
чем остальное поле шлифа, а также имеют меньшую твердость. Их следует
считать браком тишь в тех случаях, когда их химический состав выходит за
пределы, предусмотренные стандартной композицией соответствующего сплава.
Интерметаллические включения. Под нптерметаллидами как недопустимым
видом дефекта подразумеваются крупные первичные выделения кристаллов ту-
гоплавких химических соединений одного или нескольких легирующих компо-
нентов, а также примесей с алюминием. Обычно такие грубые интерметаллиды
хорошо различимы на макроструктуре и в особенности в изломах темплетов
слитков и прессованных полуфабрикатов. Интерметаллиды отмечаются во мно-
гих промышленных сплавах: В95. АК4, АМгб, АМц и др., содержащих марга-
нец, железо, никель, хром, ванадий, титан и др.
Механизм образования крупных интерметаллидов в настыли под дном рас-
пределительной коробки аналогичен механизму образования светлых кристал-
литов. Первичные тугоплавкие интерметаллиды могут образовываться в рас-
плаве и до подачи его в кристаллизатор литейной машины. Такие интерме-
галлиды имеют обычно меньшие размеры и располагаются по всему объему
изделия. Из-за высокой твердости и хрупкости интерметаллидов и возникнове-
ния микротрещин в зоне их залегания снижаются статические и усталостные
характеристики изделий и конструкций. При выходе интерметаллидов на по-
верхность профиля они могут явиться причиной появления рисок и задиров на
рабочих поясках инструмента.
Неметаллические включения в алюминиевых сплавах образуются в про-
цессе плавки и литья слитков и представляют собой пленки окисдов алюминия
и некоторых других металлов, являющихся составной частью сплава (сложные
окислы-шпинети), частицы применяемых для обработки расплава флюсов либо
частицы футеровки печи, миксера Часто неметаллические включения являются
сложными комбинациями перечисленных веществ. При деформации шлаковые
и окисные включения дробятся и вытягиваются. Различие между шлаковыми
включениями и включениями интерметаллидов наиболее четко вскрывается при
анализе микроструктуры и по результатам спектрального анализа.
2. ДЕФЕКТЫ ПРЕССОВОГО ПРОИСХОЖДЕНИЯ
Дефекты прессового происхождения разделяются на две группы К первой
группе относятся дефекты, образующиеся при деформации слитка в контейнере
и возникающие вследствие сложного и неравномерного характера течения
металла в контейнере (формирование потенциального объема крупнокристалличе-
ского ободка и образование утяжин, наслоений, запрессовок) или в результате
попадания в полость контейнера воздуха, технологической смазки либо других
загрязнений, приводящих к появлению в изделиях пузырей и отслоений. Ко
второй группе относятся дефекты, образующиеся непосредственно при выходе
прессуемого изделия из канала матрицы (трещины типа «ерш», подкорковые
елочные и локальные трещины в зоне затрудненной деформации). На рис. XII.2
показана схема истечения металла, на которой изображены зоны зарождения
дефектов прессового происхождения.
Крупнокристаллический ободок — зона у поверхности полуфабриката, отли-
чающаяся от остального его объема более крупнозернистой структурой. Круп-
нокристаллический ободок представляет собой грубое проявление структурной
Рис. XII.2. Схема истечения металла из контейнера и образо-
вания дефектов прессового происхождения:
а —10^-15, б — ^>I5-j-20; / — центральный объем; 2 — по-
тенциальная зона ободка; 3 — мертвый объем у матрицы; 4 —
мертвый объем у пресс-шайбы; 5 — воронкообразная утяжина
первого вида; 6—центральная утяжина первого вида; 7 —утя-
жина второго вида; 8 — наслоение; 9— центральная утяжина
первого вида от внедрения загрязнений; 10 — глубинные окон-
чания воронки; направление течения поверхностных слоев слитка
показано стрелками; (р — естественный угол течения
разнозонности. В зоне ободка имеет место резкое снижение механических
свойств. Наиболее важным условием, приводящим к образованию ободка, яв-
ляется высокая степень деформации в его потенциальной зоне, которая на 2—
4 порядка выше, чем в центральной зоне изделия. По этой причине рекристал-
лизация происходит прежде всего в потенциальной зоне ободка.
Для устранения или существенного ограничения глубины ободка необхо-
димо использовать комплекс мероприятий с учетом конкретного сплава и прес-
суемого изделия: проводить корректировку химического состава сплава как по
основным легирующим компонентам, так и в особенности по добавкам пере-
ходных металлов, содержание которых должно приближаться к верхнему до-
пустимому пределу. Следует избегать глубоких режимов гомогенизации для
уменьшения распада пересыщенного переходными металлами твердого раствора.
Прохождению рекристаллизации в потенциальной зоне крупнокристаллического
ободка препятствует повышение температуры прессования слитков, применение
возможно ботее низкой температуры и минимальной длительности нагрева под
закалку. Прессование методом обратного истечения приводит к значительному
уменьшению зоны ободка и устраняет резкую структурную границу при пе-
реходе к остальной части поперечного сечения изделия.
Утяжины характеризуются образованием расслоений в сечении изделия и
выявляются на его конце, прессуемом в последнюю очепедь. Утяжины образу-
ются в результате неравномерной деформации слитка в контейнере и подраз-
деляются на два вида. Утяжины первого вида — воронкообразные и централь-
ные— могут быть обнаружены в центральном объеме изделия. Глубинные окон-
чания воронкообразных утяжин иногда принимают за центральные литейные
трешииы типа «паучок». Отличить один вид дефектов от другого возможно
лишь травлением до выявления границ зерен. Центральная утяжина образуется
от внедрения в прессовку «мертвого» объема или от внедрения загрязнений
(рис. ХН.З. а, б. XII.4).
Утяжины второго вида в большинстве своем многослойны, следуют попе-
речной волокнистости изделий и располагаются от внутренней границы потен-
циальной зоны ободка по направлению к периферии изделия. На увеличение
глубины распространения утяжин влияет повышение температуры слитка, осо-
бенно если она превышает температуру контейнера, а также применение обиль-
Рис. ХП.З. Образование утя
жины первого вида (цент-
ральной) от внедрившихся
загрязнений
а — макроструктура пресс-
остатка, сплав Д16; б — утя-
жнна первого вида в прутке
и.з сплава Д16
ной смазки пресс-шайбы. Для устранения утяжин в прессованных изделиях не-
обходимо устанавливать оптимальные размеры пресс-остатков.
Наслоения. Под наслоением подразумевают поверхностный слой металла
с глубиной залегания от сотых долей до нескольких миллиметров, отделяю-
щийся от основы изделия микро- и макронесплошностями. Образование наслое-
ний схематически показано на рис. XII.2. Их можно разделить иа явные, вы-
являемые при осмотре поверхности изделий в виде вспучиваний (пузырей) и
ленточных отслоений иногда значительной протяженности, и скрытые, выявляе-
мые только с помощью микро- и макроанализа (рис. XII.5). Глубина залегания
наслоений остается практически одной и той же по длине изделия в отличие
от утяжины второго вида, глубина залегания которой непрерывно увеличива-
ется по мере продвижения к утяжинному концу.
Для предупреждения образования наслоений необходимо применять чистые,
без загрязнений слитки, в необходимых случаях с обточенной поверхностью;
содержать в чистоте втулку контейнера; не допускать к эксплуатации втулки,
имеющие местные выработки, и тщательно выполнять центровку контейнера и
пресс-штемпеля пресса.
Запрессовки представляют собой включения другого сплава или интерме-
таллндов, попавшие в процессе прессования внутрь полуфабриката. Они явля-
ются частным случаем проявления утяжин или наслоений, сопровождающимся
вовлечением внутрь изделия поверхностных слоев иеобточенных слитков и ру-
башки контейнера (рис. XII.6, п, б). Основные меры борьбы с запрессовками
такие же, как с утяжинами н наслоениями. Допол
нательные требования заключаются в зачистке втулки
контейнера контрольной пресс-шайбой при переходе
с одного сплава на другой.
Пузыри прессового происхождения образуются
из наслоении и вследствие попадания воздуха из
контейнера внутрь изделия. Образующиеся скопления
мелких пузырей могут сливаться в более крупные
и иногда образовывать ленточные пленистые отслое-
ния. При микроанализе видно, как такие пузыри
переходят в тонкие линии наслоений. Пузыри от за-
прессовки воздуха единичны, более крупные по раз-
мерам и не имеют глубинных окончаний в микро-
структуре.
Меры борьбы с пузырями первой группы та-
кие же, как и меры, направленные на устранение
наслоений. Для устранения воздушных пузырей необ-
ходимо добиваться равномерного прогрева слитков
перед прессованием и запрещения эксплуатации
втулок контейнера, имеющих заметный износ и мест-
ные выработки.
Трещины прессового происхождения можно раз-
делить на поверхностные и внутренние. Поверхност-
ными являются трещины типа «ерш», которые могут
вызывать как микронадрывы поверхности, так и раз-
рушение изделия. Раскрытия трещин типа «ерш» на-
правлены к выходному концу изделия. Исследование
микроструктуры показывает, что такого рода тре-
щины пересекают зерна н не располагаются по их
границам Появление трсшин вызывается завыше-
нием температурно-скоростных режимов прессования.
Для каждого сплава характерна максимально допу-
стимая температура в очаге деформации, при превы-
шении которой происходит разрушение металла.
Например, для сплавов Д16 она равна 490 °C.
Для предотвращения возникновения трешии типа
Рис. XII.4. Утяжнна первого
вида (воронкообразная)
в прутке из сплава ЛК6.
продольный шлиф
«ерш» необходимо строго
соблюдать температурно-скоростные параметры прессования тех или иных из-
делий с учетом марки сплава.
Рис. XII.5. Складки, образовавшиеся
по месту расположения наслоений
па поверхности прутка из сплава
АК6 после горячей осадки
Подкорковые «елочные» трещины по своей природе являются разновид-
ностью трещин типа «ерш», но в отличие от последних они не выходят на по-
верхность изделия. Подкорковые «елочные» трещины располагаются по всему
периметру изделия равномерно, так как они образуются непосредственно после
выхода изделия из канала матрицы. Трещины образуются при прессовании по-
луфабрикатов в специальные конусные матрицы или матрицы с большой дли-
ной калибрующего пояска. Трещины располагаются полосой толщиной 4—10 мм
на глубине от поверхности обычно 1—2 мм, часто под углом 30е к поверхности
изделия (рис. ХП.7).
Внутренние локальные трещины возникают в местах стыка разнотолщинных
полос профиля, где вследствие недостаточно точной конструкции матрицы об-
разуются зоны затрудненной деформации. Разрушение носит межкристаллитный
характер. В микроструктуре горячепрессованных профилей может выявляться
Рис. XII.6. Макроструктура прутков из сплавов Д1 (с) н Д16 (Д)
с запрессовками
Рис. .ЧП.7. Участки поперечных макрошлифов прутка из сплава АКб с подкорковыми елоч-
ными трещинами:
а — XI; б — х5
пережог. Локальные трещины в зонах затрудненной деформации образуют раз-
ветвленную паутинообразную мелкую сетку трещин и сосредоточиваются в од-
них и тех же участках одинаковых профилей.
3. ДЕФЕКТЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Пережог сплава характеризуется оплавлением границ зерен твердого рас-
твора и образованием эвтектических глобулеи внутри зерен. Следует разли
чать пережог при нагреве слитков и при нагреве под закалку прессованных из-
делий. Пережог исходного слитка в прессованном изделии выявляется при ис-
следовании микроструктуры на продольном шлифе, на котором стыки оплав-
ленных зерен и глобули вытянуты в направлении деформации. Такая картина
пережога является типичной для полуфабрикатов с малыми (<Ю) и средними
(10—30) коэффициентами вытяжки. При прессовании изделий с высокими ко-
эффициентами вытяжки (>30) выявить пережог слитка в горячепрессованном
состоянии затруднительно. В этом случае следует проводить анализ микро-
структуры на закаленных шлифах. Пережог при нагреве под закалку выявля-
ется в виде утолщенных границ зерен с последующим оплавлением стыков н
образованием сфероидальных глобулей. Пережог, определяемый на долевом
шлифе, практически не отличается
по характеру от пережога на по-
перечном шлифе. При сильном
пережоге как исходного слитка,
так и прессованного изделия на
поверхности последнего образу-
ются пузыри.
Термические трещины подраз-
деляются на две группы тре
щины, возникающие при резком
нагреве заготовки перед прессо-
ванием. и трещины, появляю-
щиеся при закалке Первая группа
трещин наблюдается только при
нагреве в индукционных печах,
и такие трещины располагаются
только в периферийной зоне из-
Рис. XII.8. Макроструктура прессованноП зато-
товкн из сплава АК6 с трещинами. Резкий нагрев
в индукционной печи
делия. Направление трещин чаще радиальное.
иногда извилистое. Почти
всегда они сопровождаются тонкими, волосовидными трещинами, располагаю-
щимися концентрически в той же периферийной области (рис. X1I.8). Трещины
второй группы подразделяются на поверхностные (в зоне крупнокристалличе-
ского ободка и связанные с конфигурацией изделия) и внутренние (в виде раз-
ветвленной сетки поражающие значительную часть сечения изделия) (рис ХП.9).
Подкорковые пузыри образуются в результате диффузии водорода в по-
верхностные слои изделия при нагреве под закалку. Пузыри располагаются
строчечно. На микроструктуре обнаруживается зона мелких подкорковых пузы-
рей, не видимых на поверхности изделия. Полость пузыря чистая; не имеется
глубинных продолжений, как в случае пузырей от наслоений. Для предупреж-
дения появления пузырей необходимо повышать качество поверхности изделия,
исключать загрузку садки в печь через воду, добавлять в воду закалочного
бака хромпик (до 0,1—0,4 %).
Часть четвертая
ТРУБЫ И ТРУБНЫЕ ПОЛУФАБРИКАТЫ
Глава XIII
НОМЕНКЛАТУРА, СОСТОЯНИЕ ПОСТАВКИ
И СОРТАМЕНТ ТРУБ 1
Трубы изготавливают из алюминиевых сплавов, упрочняемых и
неупрочняемых термической обработкой (табл. XIII. 1).
Таблица XIII.1. Основные алюминиевые сплавы, применяемые
для изготовления труб, и состояние труб при поставке
Марка сплава Система Состояние поставки
Термически неупрочняемые сплавы
АД AI Без ТО; М; Н
АМц А1 —Мп Без ТО; М; Н
АМг, АМг1, АМг2, АМгЗ, АМгб, АМгб Al—Mg—SI Без ТО; М; Н
АВ; АД31
Д1; Д16
АК6
В95
1915, 1925, 1935
АК4—1
Термически упрочняемые сплавы
А1—Mg—Si
Al—Cu—Mg
Al—Cu—Mg—Si
AI—Zn—Mg—Cu
Al—Zn—Mg
Al—Cu—Mg—Fe—Ni
Без TO, T; Tl; M; TH*
Без TO, T; M
T; Tl; без TO
Без TO; Tl
T; Tl; TH*
Tl
* Для тянутых труб.
Сортамент труб очень разнообразен. В Советском Союзе стан-
дартизировано более 1300 видов труб. Кроме того, более 1000 ти-
поразмеров труб поставляют по ведомственным и специальным
техническим условиям.
Качество труб (точность размеров, состояние поверхности,
механические свойства) и стоимость зависят главным образом от
способа производства (прессование, прокатка, волочение, сварка).
Поэтому существуют различные стандарты, технические условия
и ценники. Трубы поставляют в основном по стандартам, опреде-
ляющим сортамент и допускаемые отклонения на размеры, состоя-
ние поставки труб и требования к ним, методы испытания и пра-
вила приемки труб.
1 Автор Ю. Л. Рубин.
Chipmaker.ru
1. ПРЕССОВАННЫЕ КРУГЛЫЕ ТРУБЫ
Прессованные трубы поставляются диаметром от 18 до 300 мм
в диапазоне толщин стенок 1,5 — 40 мм и диаметром от 300 до
770 мм с толщиной стенки 10—100 мм. Допускаемые отклонения
на диаметр и толщину стенки труб приведены в табл. XIII.2 и ХШ.З.
Кривизна на 1 м длины не должна превышать 3 мм для труб
диаметром до 125 мм и 5 мм для труб тиаметром более 125 мм.
Таблица XIП.2. Допускаемые отклонения по диаметру прессованных труб
по ГОСТ 18482—79
Наружный диаметр, мм Допускаемое отклонение, мм Наружный диаметр, мм Допускаемое отклонение, мм Наружный диаметр, мм Допускаемое отклонение, мм
18—50 ±0,5 125—130 + 1,3 195—200 ±2,0
52—62 ±0,6 135—110 ±1,4 210—220 ±2,2
65—70 ±0,7 145—150 ±1,5 230—250 ±2,5
75—80 ±0,8 155—160 ±1,6 260—280 ±2,8
85—90 ±0,9 165—170 ±1,7 300—400 +3,4
95—100 ±1,0 175—180 ±1,8 110—600 ±3,5
115—120 ±1.2 185—190 ±1,9 610—770 ±4,0
Таблица ХШ.З. Допускаемые отклонения по толщине стенки прессованных
труб по ГОСТ 18482—79
Толщина стенки, мм Допускаемое отклонение, мм Толщина стенки, мм Допускаемое отклонение, мм Толщина стенки, мм Допускаемое отклонение, мм
1,5 +0,30 9 ±0,9 25 -1 2,0
3,0 ±0,40 10 ±1,0 27,5 ±2,2
4 ±0,45 12,5 ±1,2 30 ±2,4
5 ±0,5 15 ±1.4 32,5 ±2,6
6 ±0,6 17,5 ±1,6 40—70 ±3,0
7 ±0,7 20 + 1,8 75—100 ±3,5
2. КАТАНЫЕ И ТЯНУТЫЕ КРУГЛЫЕ ТРУБЫ
В соответствии с действующими стандартами поставляют катаные
и тянутые трубы диаметром от 6 до 150 мм с толщиной стенки
0,5—5 мм. Практически промышленность производит более широ-
кий сортамент труб. Так, по специальным техническим условиям
изготавливают холоднодеформированные трубы диаметром до
600 мм и длиной до 8 м.
В мировой практике стандартизации чаще всего применяют
две основные системы предельных отклонений на толщину стенки
холоднодеформированных труб из алюминиевых сплавов. Одна
регламентирует предельные симметричные отклонения от номи-
нальной толщины стенки, а вторая — симметричные отклонения
от средней толщины стенки и предельно допустимый эксцентри-
ситет (разностенность).
В ГОСТе на поставку катаных и тянутых труб общего назна-
чения принята вторая система допусков. Допускаемые отклонения
на размеры этих труб приведены в табл. XII 1.4.
Таблица XIII.4. Допускаемые отклонения по наружному диаметру
и толщине стенки катаных и тянутых труб общего назначения
по ГОСТ 18475—82
Наружный диаметр, мм Толщина стенки, мм
номинал допускаемое отклонение, мм среднее значение допускаемое отклоиеиие, мм разностениость, не более
6—20 —0,15 0,5 —0,05 0.10
22—30 —0,20 0,75 —0,08 0,16
32—50 —0,25 1,0 —0,10 0,20
52—60 —0,30 1,5 —0,14 0,28
62—80 —0,35 2,0 —0,18 0,36
85—120 —0,50 2,5 —0,20 0,40
130—150 —1,5 3,0 —0,25 0,50
—. —- 3,5 —0,25 0,50
—. — 4,0 —0,28 0,56
— — 5,0 —0,40 0,80
Для ответственных объектов трубы поставляют по ведомствен-
ным техническим условиям с более жесткими допускаемыми от-
клонениями на размеры, чем указаны в табл. XIII.4. Кроме того,
по СТУ изготавливают трубы с регламентированными допускае-
мыми отклонениями на внутренний диаметр и толщину стенки,
а иногда на наружный и внутренний диаметры. /Честная кривизна
труб не должна превышать 1 мм на 1 м длины. Трубы из сплавов
АД1, АМц, АМг! и др. диаметром 6—25 мм могут поставляться
в бухтах.
3. ТРУБЫ ФАСОННЫЕ, ПЕРЕМЕННОГО СЕЧЕНИЯ,
ПЛАКИРОВАННЫЕ
Круглые трубы не всегда удовлетворяют требованиям потребителя.
Для разных отраслей промышленности производят фасонные
трубы различной конфигурации: овальные, квадратные, прямо-
угольные, каплевидные, ребристые, переменного сечения и др.
Типичные виды таких труб показаны на рис. XIII. 1.
Трубы в зависимости от конфигурации и геометрических пара-
метров получают либо только прессованием, либо с применением
последующей холодной деформации.
Трубы прямоугольные повышенной точности по внутреннему
каналу с осями 11 ч-160 X 5,54-80 и стенкой 1—5 мм широко при-
меняют в радиотехнической промышленности, каплевидные трубы
с осями 254-135X Юч-55 мм и толщиной стенки 1,0—3,5 мм,
а также квадратные находят применение в судостроении, граж-
данском строительстве, приборостроении и других отраслях народ-
ного хозяйства.
Ребристые трубы только с наружными ребрами, а также с на-
ружными и внутренними ребрами используют в различных тепло-
обменных агрегатах, выпускаемых холодильным машиностроением.
Поставляют трубы с минимальным диаметром 25 мм, толщиной
Рис. XIII.1. Поперечные и продольные сечения некоторых видов фа-
сонных труб
стенки ребер 1,5 мм при высоте ребер 9 мм и с максимальным
диаметром 200 мм, толщиной стенки 7—50 мм, толщиной ребер
4 мм и высотой 40 мм.
Трубы из высокопрочных алюминиевых сплавов переменного
сечения с внутренними концевыми утолщениями (законцовками)
или дополнительно с наружным утолщением применяют для бу-
рения нефтяных и газовых скважин глубиной 7 км и более.
Размеры тр\б с внутренними уто ицениями по концам: наружный
Диаметр 54—108 мм; толщина законцовки 13—25 мм; толщина
стенки основного сечения 7,5—9 мм. Размеры поставляемых труб
с наружным и внутренним утолщением: наружный диаметр 114—
147 мм; толщина основного сечения 9—17 мм; отношение стенки
в утолщенной части трубы к стенке основного сечения составляет
1,5—1,7.
В последние годы производят также трубы из алюминиевых
сплавов АМг5, АМгЗ, Д16 и др. с внутренней плакировкой чистым
алюминием или сплавом А1—2Zn. Трубы с внутренней плакиров-
кой имеют достаточно прочное сцепление слоев основного и пла-
кирующего метал та. Толщина слоя плакировки может составлять
5—37 % от общей толщины стенки трубы. Сортамент изготавли-
ваемых труб: диаметр 10—120 мм, толщина стенки 1,5—5 мм.
Использование плакированных труб, в частности в системах раз-
личных трубопроводов и в теплообменных аппаратах, дает воз-
можность в несколько раз увеличить срок службы по сравнению
с аналогичными монометаллическими трубами.
4. СВАРНЫЕ ТРУБЫ
Сварные прямошовные трубы изготавливают диаметром от 10
до 220 мм с толщиной стенки 0.5—3 мм из различных алюминие-
вых сплавов: АМг2, АМгЗ, АМг5, Д1, ДЮ, АК6. Технические
требования к трубам соответствуют ГОСТ 23697—79. Также
освоено производство сварных труб некруглого сечения размерами
16ХЮ, 28X20, 40X30 и др. с толщиной стенки 1—2,5 мм.
По всей длине внутренней поверхности сварных труб имеется
грат.
В связи с тем что исходная лента перед формовкой и сваркой
подвергается отжигу, минимальные гарантируемые механические
свойства сварных труб из термически упрочняемых сплавов Д1
и Д16 в закаленном состоянии несколько ниже, чем у тянутых
труб (на 20—40 МПа). Сварные трубы применяют для изготовле-
ния антенн, дождевальных установок, разборных трубопроводов,
спортивного инвентаря и мебели.
Глава XIV
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ПРЕССОВАННЫХ ТРУБ1
1. ГОРЯЧЕПРЕССОВАННЫЕ ТРУБЫ
Структура и механические свойства горячепрессованных труб
в значительной мере определяются схемой технологического про-
цесса и принятыми режимами обработки. Наиболее часто приме-
няемая технологическая схема производства прессованных труб
1 Авторы; Я. Г. Гришковец, М. 3. Ерманок, В. Ф Клейменов, В П Коз-
ловская, Л. X. Райтбарг.
включает следующие операции: литье полого слитка, гомогениза-
ция (при необходимости), прессование, термообработка, правка,
отделка. Для легкодеформируемых сплавов используется также
прессование через комбинированную матрицу из сплошного
слитка.
Горячепрессованные трубы изготавливают из технического
алюминия марок АДО, АД1 и сплавов, марок АМц, АМг2, АМгЗ,
АМгб, АМгб, АД31, АК4, АК6, АВ, Д1, Д16, В95, 1915, 1925.
Свойства и структура труб,
регламентированные техническими условиями
Трубы из алюминиевых сплавов поставляют как в термически
обработанном, так и в горячепрессованном состоянии. В последнем
случае испытания механических свойств проводят на термически
обработанных образцах.
Регламентированные техническими условиями (ГОСТ 18482—
79) механические свойства труб при испытании на растяжение
приведены в табл. XIV 1
Естественное старение труб из сплавов 1915, 1925 в течение
30—35 сут очень неудобно для производства, так как сильно удли-
Таблица XIV. 1. Механические свойства прессованных труб из алюминиевых
сплавов
Марка сплава Вид ТО Толщина стенки, мм ав, МПа Gq 2> МПа о. %
не менее
АДО АД1 м Всех толщин 59 — 20,0
АМц, АМцС м То же 98 —- 12
АМг2 м 157 59 10,0
АМгЗ м 2,5—40,0 176 69 15
АМг5 м 2,5—40,0 255 108 15
АМгб м 2,5—40.0 314 147 15
АД31 т Всех толщин 127 59 12
АВ т То же 206 — 14
Т1 5,0—40,0 304 225 8,0
Д1 т 5,0—20,0 353 196 12,0
20,0—40,0 372 216 10,0
Д16 т 5,0—20,0 392 255 12,0
20,0- -40,0 421 274 10,0
АК6 T1 5,0—40,0 326 (353)* — 10,0
т <5,0 284 — 8,0
5,0—40,0 314 —. 10,0
5,0-40,0 353 — 10,0
В95 Т1 5,0—20,0 490 372 7,0
20,0-10,0 510 402 5,0
1915 т** Всех толщин 353 216 10,0
1925 т** То же 333 196 10,0
Приме ч а н и я: 1. Образцы испытывали после термической обработки
(ТО! 2. Трубы поставляют без ТО; т рубы из всех сплавов, кроме АДО, АД1,
АМц, АМцС и АМг2, также поставляют после ТО.
Если состояние поставки Т1. ** Старение в течение 30—35 сут.
няет технологический цикл, требует дополнительных складских
площадей. Исследованиями установлено, что указанный
в табл. XIV.1 уровень свойств сплавов 1915, 1925 обеспечивается,
если после старения в течение 2—4 сут будут достигнуты значения
свойств, привезенные в табл. XIV.2.
Таблица XIV.2. Механические свойства труб из сплавов 1915,
1925 после старения
Сплав Толщина стенки, мм ав, МПа Од 2» МПа
1915 Всех толщин 265/274 157/167
1925 Всех толщин/12,5—40,0 245/255 147/157
Примечание: 1. В числителе в нетермообработанном со-
стоянии, а в знаменателе в закаленном и естественно состаренном
в течение 2—4 сут (Т). 2. Во всех случаях 6, %, составляет 10,0%.
Согласно ГОСТ 18482—79 макроструктура труб должна быть
без следов утяжин, расслоений, рыхлот. Ограничивается наличие
неметаллических включений и интерметаллидов — не более 3 шт.
размером не более 0,5 мм. Допускается наличие крупнокристалли-
ческого ободка при условии обеспечения в нем требуемого уровня
механических свойств. Микроструктура закаленных труб не дол-
жна иметь следов пережога.
Влияние технологических параметров
на структуру и свойства труб
Влияние технологических параметров на структуру и свойства
прессованных труб и профилей аналогично. Основным параметром
является температура нагрева заготовок и инструмента. Однако
действие температуры зависит и от сочетания ряда других факто-
ров: степени легирования сплава (в особенности от содержания
элементов, влияющих на пресс-эффект), коэффициента вытяжки,
скорости прессования, конфигурации трубы. Образование зон
крупнокристаллической структуры в трубах из высоколегирован-
ных алюминиевых сплавов зависит от большого числа факторов:
химического состава, температурно-скоростных параметров и усло-
вий гомогенизации степени деформации при прессовании, режи-
мов термообработки.
При изготовлении прессованных труб из термически упрочняе-
мых сплавов необходимо, чтобы в процессе прессования произошел
оптимальный распад твердого раствора, который позволил бы
в процессе последующей термообработки сохранить в полуфабри-
катах перекристаллизованную структуру и получить соответст-
венно более высокий уровень прочностных свойств. Поэтому прес-
сование ведут при высоких температурах нагрева слитка и кон-
тейнера, что приводит к некоторому снижению производительности
прессового оборудования. Чем менее легирован сплав компонен-
тами-антирекристаллизаторами, тем более высокие температуры
деформирования требуются для получения перекристаллизованной
структуры. Сплавы Д1 и Д16 необходимо прессовать при темпе-
ратурах не ниже‘400—420°C, а сплав АВ — при 480—500°С.
Термическая стабильность (стойкость против рекристаллиза-
ции) прессованной структуры зависит от структуры слитка и коэф-
фициента вытяжки. При использовании для прессования гомоге-
низированных в производственных условиях слитков (с охлажде-
нием на воздухе либо с печью) способность прессованной струк-
туры к рекристаллизации возрастает тем в большей степени, чем
выше температура и длительнее гомогенизация.
Структура тонкостенных труб чаще всего в процессе нагрева
под закалку рекристаллизуется даже при использовании негомо-
генизированных слитков, что можно объяснить влиянием условий
истечения и распространением зоны интенсивной сдвиговой дефор-
мации на всю толщину прессуемого изделия. Целесообразно перед
прессованием подобных труб нагревать контейнер до 420—470 °C,
а матрицы, иглы и пресс-шайбы до 300—350 °C. В ряде случаев
для сохранения нерекристаллизованиой структуры в тонкостенных
прессованных трубах из сплавов Д1 и Д16 можно рекомендовать
нагрев под закалку до 480 ±5°C. Однако следует учесть, что
в результате неполного растворения упрочняющих фаз прочност-
ные характеристики труб не достигнут максимальных значений,
хотя их уровень будет все же выше требуемого по ГОСТу.
Наиболее эффективно термическую стабильность структуры
прессованных труб, отпрессованных с коэффициентом вытяжки
около 40—50, можно повысить, подняв содержание марганца
в сплавах Д1 и Д16 до верхнего предела.
Аналогичные трудности возникают при изготовлении тонкостен-
ных прессованных труб из сплава АВ. Однако предотвратить
рекристаллизацию в этих изделиях в процессе нагрева под закалку
почти невозможно, поэтому целесообразно улучшать структуру и
повышать уровень механических свойств путем измельчения раз-
мера рекристаллизованного зерна. Для измельчения зерна следует
применять малую скорость охлаждения слитков после гомогениза-
ции Другой возможный путь — охлаждение изделий непосред-
ственно после выхода из очка матрицы. При этом фиксируется
некоторое дополнительное количество остаточной энергии дефор-
мирования, в результате чего число центров рекристаллизации
в сплаве при последующем нагреве возрастает. Этот метод эффек-
тивен в том случае, когда прессование ведут с достаточно высо-
кими скоростями и в очаге деформации не происходит полного
разупрочнения сплава.
Целесообразно кратко остановиться на неоднородности струк-
туры и свойств прессованных труб. Помимо неоднородности по
длине, обусловленной нарастанием степени деформации и образо-
ванием крупнокристаллического ободка, у труб, отпрессованных
с небольшими вытяжками, выявляется неоднородность по сече-
нию, связанная с наследственным влиянием структуры слитков.
Котебания значений временного сопротивления у термически
упрочненных труб вследствие указанной неоднородности могут до-
стигать 50—60 МПа.
Неоднородность структуры и свойств по длине и сечению труб
можно существенно уменьшить применением прессования с обрат-
ным истечением.
Некоторые технологические параметры,
рекомендуемые при изготовлении горячепрессованных труб
Химический состав сплавов. Установленные техническими усло-
виями механические свойства труб, как правило, обеспечиваются
правильно выбранными режимами обработки во всем соответ-
ствующем ГОСТу диапазоне содержаний легирующих элементов
и примесей. Однако для повышения общего уровня свойств и на-
дежности результатов испытаний рекомендуются некоторые огра-
ничения содержания легирующих элементов: марганца в сплаве
Д1 до 0.55—0,8 %, а в Д16 до 0,6—0,9 %; магния в сплаве ^Мгб
до 6,1—6,8%- Для повышения производительности при прессова-
нии целесообразно ограничивать содержание цинка в сплавах Д1,
Д16 не более 0,2 %.
Гомогенизация слитков. Гомогенизация оказывает положитель-
ное влияние на условия прессования практически всех сплавов:
повышается производительность прессования труднодеформируе-
мых сплавов Д1, Д16, В95, АК6, АМгб, АМгб; измельчается зерно
в сплавах АМц, АВ, АД31; уменьшается интенсивность адгезии
деформируемого металла к материалу инструмента, особенно
у сплавов АМгЗ, АМгб, АМгб, Д16
В производственных условиях применение гомогенизации опре-
деляется степенью загрузки оборудования, но, как правило, для
сплавов Д1, Д16, В95, АМгб, АМц она обязательна.
Нагрев слитков и инструмента перед прессованием и скорость
прессования. Температура нагрева слитка и инструмента перед
прессованием существенно влияет на механические свойства и ве-
личину крупнокристаллического ободка: чем она ниже, тем ниже
прочностные характеристики труб и шире крупнокристаллический
ободок.
Обычно применяют следующие режимы нагрева слитков:
Сплав ......... Д1 Д16 В95 АК6 АВ 1915,1925
Температура на-
грева слитков, СС 400—460 400 -460 390—430 390—450 480—520 400- 140
Температура нагрева контейнера для всех сплавов составляет
350—450 °C.
Для остатьных сплавов особые ограничения по температуре
нагрева слитков не требуются и ее выбирают в интервале 250—
450 °C в зависимости от величины удельного усилия, которое
можно реализовать в данном контейнере пресса. Чем выше вели-
чина удетьного усилия, тем температура нагрева слитков может
быть ниже. Скорость прессования обычно выбирают из условия
получения высокого качества поверхности (без трещин, надрывов,
за тиров).
Режимы термической обработки и отделочные операции.
Режимы термической обработки прессованных труб не отличаются
от соответствующих режимов термической обработки профилей.
Из отделочных операций заметное влияние на структуру и свой-
ства может оказать величина концевой обрези труб. Так, при
недостаточной величине обрези труб с утяжинного конца обнару-
живают дефекты макроструктуры в виде утяжины, расслоений и
большого крупнокристаллического ободка; у выходного конца
видна недеформированная структура. Вследствие этих дефектов
значения механических свойств обоих концов труб имеют выпады.
На практике оказывается достаточной обрезь с выходного конца
150—200 мм и с утяжинного 200—250 мм при длине пресс-
остатка 0,17—0,20 от диаметра контейнера.
При правке труб на роликоправильной машине заметного из-
менения свойств не наблюдается; при правке же растяжением
в свежезакаленном состоянии (на 1—1,5%) предел текучести для
сплавов Д1, Д16 повышается на 30—50 МПа при повышении вре-
менного сопротивления на 5—15 МПа и снижении относительного
удлинения на 0,5—1,0%. Правда растяжением в свежезакаленном
состоянии снижает величину остаточных напряжений в 3—4 раза.
2. ХОЛОДНОПРЕССОВАННЫЕ ТРУБЫ
Сущность холодного прессования заключается в том, что заготовка
деформируется без предварительного нагрева и ш после незначи-
тельного нагрева (00 90 С), улучшающего условия нанесения
смазки. Для хо то того прессования алюминиевых ставов харак-
терны высокие скорости истечения, а также при определенных
условиях, высокая точность размеров, но значительные давления
на пресс-шайбе (до 1500 ИПа и выше). В процессе прессования
вследствие теплового эффекта деформации прессуемый металл на-
гревается в пластической зоне до высоких температур (до 400°C),
что может привести к частичной его рекристаллизации.
Сплавы для холодного прессования труб
Сплавы АДОО, АД1, АД и АВ прессуют вхолодную при сравни
телыю небольших давлениях па пресс-шайбе, при этом они имеют
высокое качество поверхности. Сплавы АМг2, Д1, Д16, В95 и В96
освоены в основном в опытных масштабах и требуют более высо-
ких давлений прессования, а также более тщательного выбора
смазок для получения удовлетворительного качества их поверх-
ности Трубы из термически неупрочняемых сплавов поставляют
в отожженном или нагартовапном состоянии, а из термически
упрочняемых сплавов — в закаленном пли закаленном и искусст-
венно состаренном состоянии.
Сортамент .холоднопрессованных труб приведен в табл. XIV.3.
Качество поверхности труб достигает 8—9-го класса шерохо-
ватости.
Таблица X1V.3. Сортамент холодиопрессованных труб
Став Наружный диаметр, мм Толщина стенки, мм Длина, мм
среднее значение допускаемое отклонение среднее значение допускаемое отклонение
АДОО 4 —0,15 0,2 ±0,05 1000
АД1 5—16 —0,15 0,5 ±0,05 1500—2000
5—16 —0,15 0,75 ±0,08 1500—2000
АД 5—16 —0,15 1,0 ±0,1 1500—2000
АВ 5—16 —0,15 1,5 +0,11 1500—2000
АМг2, Д1 10—16 —0,15 1,0 ±0,1 1500—2000
10—16 —0,15 1,5 ±0,14 1500—2000
АДОО, АД1, АД, АВ 90 —0,5 1,5 ±0,14 6000
Д16, В95, В96 6—14 —0,15 1,0 - 0,1 1000
6—14 —0,15 1,5 ±0,14 1000
Структура и свойства труб
Трубы, отпрессованные из литой заготовки, до термообработки
имеют частично рекристаллизованную струит) ру, а из прессован-
ной заготовки — рекристаллизованную с наличием текстуры де-
формации. После термообработки в обоих случаях проходит пол-
ная рекристаллизация. Структура труб мелкозернистая. Дефекты
в виде отслоений, ободка, утяжины обычно не обнаруживаются.
Скорость прессования (80—250 мм/с) не влияет на степень
рекристаллизации и размер зерна. Степень деформации мало влияет
на величину зерна. По форме зерна структура в продольном и
поперечном направленьях почти одинакова. Трубы из сплавов АВ,
Д1, Д16, В95 имеют структуру, близкую по величине зерна (30—
35 мкм). Средние значения механических свойств труб при растя-
жении приведены в табл XIV.4.
Таблица XIV.4. Механические свойства труб при растяжении
Сплав Состоя- ние °в- МПа °0,2’ МПа 6. % Сплав Состо- яние °П- .МПа а0,2’ МПа в. %
АД1 м 80 30 Qc •эЭ Д1 т 430 280 17
хп 170 140 4 хп 210 НО 16
АМг2 м 180 10') 12 Д16 т 470 300 21
хп 210 200 11 хп 250 170 16
АВ Т1 370 290 14 В95* Т1 550 490 6
хп 190 150 12 | В96 * Т1 680 660 8
Опытные образцы труб имеют размер 8X6 мм.
С увеличением вытяжки прочностные характеристики труб из
сплавов типа Д1 после прессования могут снижаться вследствие
повышения температуры пластической зоны и некоторого роста
зерна.
Изменение скорости прессования от 80 до 250 мм/с не оказы-
вает существенного влияния на механические свойства труб. При
скорости менее 80 мм/с обнаруживается неравномерность свойств
по длине: прочностные характеристики снижаются к утяжинному
концу, что связано с укрупнением зерна. Заметно ухудшается
качество поверхности, она становится менее гладкой и матовой.
Состояние исходной заготовки (литая или прессованная) не
влияет на механические свойства труб после термообработки.
Предварительный нагрев заготовки до 80—150 °C, используемый
при прессовании некоторых алюминиевых сплавов, позволяет не-
сколько уменьшить усилия прессования, вместе с тем механические
свойства труб, отпрессованных из предварительно нагретой заго-
товки, снижаются.
Дтя сплава АД1 изменение температуры отжига от 240 до
400 °C приводит к существенному изменению механических свойств.
С повышением температуры временное сопротивление падает
со 170 до 80 МПа, а удлинение возрастает с 7 до 35%. Варьируя
режимы отжига, можно изменять прочность и пластичность в ши-
роком диапазоне.
Для труб из сплавов АВ и Д1 временное сопротивление и пре-
дел текучести достигают максимального значения при температуре
нагрева под закалку 520 и 500 °C соответственно, если заготовка
была в литом состоянии и 515 и 490 °C, если в реформированном
(прессованная). Время выдержки при температуре закалки состав-
ляет 10—15 мин.
Технологические свойства холоднопрессованных труб размером
16Х 1 приведены в табл. XIV.5.
Таблица XIV.5. Технологические свойства
холодиопрессованных труб
Сплав Состояние Сплющивание, мм Раздача, % Прогиб (стрела прогиба) мм
АЦ1 м 9,3 64,3 &5,3
АМг2 м 4.5 52,0 67,3
АВ Т1 6,5 32,6 65,0
Д1 т 8,1 36,8 66,8
Д16 т — 34,1 75,3
Трубы, изготовленные метотом холодного прессования, имеют
примерно одинаковые прочностные и пластические характеристики
с трубами, полученными по традиционной технологии (горячее
прессование—холодная прокатка—безоправочпое волочение).
Испытания труб из сплава Д1 размером 15 X 12 мм на цикли-
ческую прочность при пульсирующем цикле растяжение — сжатие
(на базе 107 циклов) показывают примерно одинаковое число
циклов для труб, изготовленных холодным прессованием и по
серийной технологии. Испытания на длительную прочность (при
200°C) показывают, что холоднопрессованные и изготовленные по
серийной технологии трубы имеют аналогичные свойства.
Стойкость холоднопрессованных труб, испытанных на общую
коррозию, межкристаллитную коррозию и коррозию под напряже-
нием, не отличается от коррозионной стойкости труб, изготовлен-
ных по обычной технологии. В порядке уменьшения коррозионной
стойкости сплавы располагаются следующим образом: АД1, АМг,
АВТ1, Д16Т, Д1Т, Д16Т1.
Глава XV
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА
ХОЛОДНОДЕФОРМИРОВАННЫХ ТРУБ1
Для получения необходимой структуры и механических свойств
труб необходимо правильное сочетание операций технологического
цикла, а также режимов деформации и термической обработки.
Технологическая схема производства холоднодеформированных
труб включает следующие операции: литье полого или сплош-
ного слитка, гомогенизация (при необходимости), прессование
трубной заготовки, холодная деформация прокаткой или волоче-
нием, термообработка, отделка. Холоднодеформированные трубы
изготавливают из технического алюминия марок АДО, АД1 и спла-
вов марок АМц, АМг2, АМгЗ, АМг5, АМгб, АВ, АД31, Д1, Д16.
Требования к структуре и механическим свойствам труб регла-
ментированы ГОСТ 18475—73.
1. ТЕХНИЧЕСКИЙ АЛЮМИНИИ
Свойства и структура труб,
регламентированные техническими условиями
Механические свойства круглых труб из алюминия регламенти-
руются техническими условиями в зависимости от толщины стенки
трубы (табл. XV.1).
Структура труб не должна быть крупнокристаллической. Соот-
ветствие последнему требованию устанавливается по степени шеро-
ховатости поверхности образцов, подвергнутых испытанию на рас-
тяжение.
Влияние технологических параметров на структуру и свойства
труб. Подавляющее большинство алюминиевых труб изготавли-
1 Авторы: Я. Г Гришковец, М. 3. Ерманок, В. Ф. Клейменов, В. П. Коз-
ловская.
вают из сплава АД1 и поставляют в отожженном состоянии
(АД1М). Поэтому ниже рассматривается влияние технологических
параметров на структуру и свойства труб из алюминия на при-
мере сплава АД1.
Величина зерна отожженных труб в значительной степени за-
висит от степени деформации предшествующей отжигу, а также
от режимов отжига. Особенно крупнозернистая структура полу-
чается при малой степени холодной деформации труб (менее
20%). Исследования показали, что для получения мелкого зерна
в отожженных трубах целесообразно проводить гомогенизацию
слитков при 570—600 °C.
Кроме того, необходимо
снижать температуру на-
грева слитков перед прес-
сованием до 280—300 °C и
повышать степень холод-
ной деформации перед
окончательным отжигом
минимум до 30 %.
Несмотря на то что
температура начала ре-
Рис. XV.1. Зависимость механических свойств
труб из сплава АД1 от степени холодной дефор-
мации
кристаллизации сплава
АД1 очень низка (280°С),
стабильный уровень пла-
стических свойств (б^
^20%) можно получить
только после отжига при 400—420°C,
что связано с особенностями текстуры и размером рекристаллизо-
ванного зерна. Время нагрева и выдержки при температуре от-
жига должно быть минимальным. С повышением температуры
отжига до 470—500 °C, несмотря на сокращение времени нагрева
и выдержки, наблюдается значительное укрупнение зерна.
Для обеспечения уровня свойств, соответствующих нагартован-
ному состоянию (АД1Н), после прессования или отжига необхо-
дима холодная деформация со степенью более 30 %
(рис. XV.1) [1].
Таблица XV.1. Механические свойства труб по ГОСТ 18475—73, не менее
Сплав и состояние поставки Толщина стенки, мм °в- МПа в. % Сплав и состояние поставки Толщина стенки, мм °В- МПа в. %
АДОМ ^5 59 20 АД1М <5 59—108 20
АД0Н <2,0 78 4 АД1Н <2,0 108 4
АД0Н 2,5—5,0 78 5 АД1Н 2,5—5,0 98 5
Некоторые технологические параметры,
рекомендуемые при изготовлении труб
Химический состав сплава. При изготовлении труб, поставляемых
в отожженном состоянии, не требуется ограничения содержания
примесей и создания определенного соотношения между ними.
Требуемые ГОСТом свойства обеспечиваются во всем диапазоне
содержания примесей по ГОСТ 4784—74. В трубах из сплавов
марки АД1, поставляемых в нагартованном состоянии, во избежа-
ние выпадов значений временного сопротивления целесообразно
ограничивать нижнее содержание железа и кремния 0,2 %
каждого.
Гомогенизация слитков Как указывалось выше, для получения
труб из сплава АД1М с мелкозернистой структурой желательно
проводить гомогенизацию слитков при 570—600 °C, 12 ч с охлаж-
дением на воздухе.
Схема технологического процесса изготовления труб Рассмат-
риваемые сплавы высокотехнологичны как при прессовании, так
и при холодной прокатке или волочении, поэтому выбор схемы
изготовления труб определяется только экономическими соображе-
ниями и степенью загрузки имеющегося оборудования. Наиболее
целесообразно использовать прессование через комбинированную
матрицу с приемкой заготовки на барабан и последующее бухто-
вое волочение на самоустанавливающейся (плавающей) оправке.
Такая технология обеспечивает наиболее высокие технико-экономи-
ческие показатели процесса и наименьшие трудовые затраты.
Однако эффективность ее в значительной мере зависит от серий-
ности производства.
Режимы нагрева слитков и инструмента перед прессованием.
Слитки перед прессованием нагревают в электрических печах со-
противления или в индукционных печах. При применяемых обычно
значительных степенях холодной деформации трубной заготовки
температура нагрева слитков перед прессованием заметного влия-
ния на конечные свойства труб не оказывает. Тем не менее, как
указано выше, при нагреве слитков до высоких температур (более
400 °C) структура труб часто получается крупнозернистой, поэтому
целесообразно было бы снизить ее до 280—300 °C. Однако прессо-
вание в этом интервале температур приводит к сильному налипа-
нию металла на иглу и, как следствие, к появлению задиров на
внутренней поверхности трубной заготовки. Поэтому слитки перед
прессованием обычно нагревают до высоких температур: до 400 -
450 С из сплава АД1 и до 440—520 °C из сплава АДО, а величину
зерна регулируют применением гомогенизации и степенью дефор-
мации при холодной обработке давлением.
При соответствующем подборе смазок, предупреждающих ин-
тенсивную адгезию прессуемого металла, к инструменту прессо-
вание следует вести при низких температурах, что экономически
выгодно. Поскольку трубные заготовки из рассматриваемых спла-
вов прессуют с высокими скоростями истечения (15—30 м/мин), то
температура нагрева контейнера практически влияния на конечные
свойства труб не оказывает.
Режимы холодной прокатки и волочения. При прокатке и воло-
чении рассматриваемых алюминиевых сплавов допустимы макси-
мальные степени деформации. При волочении степень деформации
за проход достигает 60 % (коэффициент вытяжки 2,5), а при
прокатке на станах ХПТ степень деформации достигает 90—92 %
(коэффициент вытяжки 10—12,5) Суммарная степень деформации
при холодной обработке составляет 95—97 % (коэффициент вы-
тяжки 20—35). В условиях серийного производства не всегда при-
меняют большие степени деформации; достаточно бывает с целью
сокращения трудоемкости изготовления ограничиться одним-двумя
переходами волочения или осадки, но и тогда во избежание полу-
чения крупнокристаллической структуры при последующей термо-
обработке суммарная степень деформации прессованной заготовки
должна быть не менее 30 % (коэффициент вытяжки 1,43).
Режимы термической обработки. При изготовлении труб из
рассматриваемых сплавов промежуточного отжига для повышения
пластических свойств не требуется. Окончательный отжиг для
труб, поставляемых в отожженном состоянии, проводят по ре-
жиму: 380—420 °C, 10 мин.
Режимы отделочных операций. Из отделочных операций на
структуру и свойства труб заметно может влиять их правка, по-
скольку при этом реализуется небольшая (1—2%) дополнитель-
ная деформация. Править трубы перед окончательным отжигом
следует в нагартованном состоянии, так как правка отожженных
труб приводит к неизбежному росту зерна при их последующей
термообработке. Поэтому необходимо избегать искривления и
овализации труб в процессе окончательного отжига и последую-
щих операций.
2. СПЛАВ АМц
Свойства и структура труб.
регламентированные техническими условиями
Так же как и для труб из алюминия, свойства и структура труб
из сплава АМц регламентируются техническими условиями. В от-
личие от алюминия требования к механическим свойствам труб
из сплава АМц не дифференцируются в зависимости от толщины
стенки. Временное сопротивление труб в отожженном состоянии
(АМц.М) должно находиться в пределах 88—137 МПа, а в нагар-
тованном состоянии (АМцН) быть не менее 137 МПа Каких-либо
требований к значениям относительного удлинения труб из сплава
АМцМ техническими условиями не предъявляется. Структура труб
не должна быть крупнокристаллической.
Влияние технологических параметров на структуру и свойства
труб. В трубах из негомогенизированных слитков сплава АМц
в процессе отжига образуется крупнозернистая структура, прояв-
ляющаяся в виде шероховатости после деформации (растяжка,
гибка, отбортовка и др.).
Временное сопротивление отожженных труб из сплава АМц,
практически не зависит от величины зерна, тогда как относитель-
ное удлинение труб, имеющих крупнозернистую структуру, при-
мерно в 2 раза ниже, чем мелкозернистых (13—15% против
25 30 %). Температура отжига не оказывает существенного влия-
ния на величину зерна труб.
Значительное влияние на величину зерна оказывает скорость
нагрева до температуры отжига. Быстрый нагрев путем погруже-
Рис. XV.2. Зависимость механических
свойств труб из сплава АМц от инте-
грального показателя накопленной де-
формации при волочении
ния в селитряную ванну при тем-
пературе отжига обеспечивает
мелкокристаллическую структу-
ру, тогда как при медленном на-
греве до той же температуры в
трубах, деформированных с об-
жатием даже 69%, зерно выра-
стает до значительных размеров.
Повышение скорости нагрева при
отжиге приводит к получению
мелкокристаллической структуры
вследствие того, что интервал
температур между началом ре-
кристаллизации и распростране-
нием ее на весь объем в этом
случае резко сокращается.
Эффективным методом борьбы
с крупнокристаллической струк-
турой может быть также высо-
котемпературная (620—640 °C)
гомогенизация слитков. Гомогенизация вызывает разупрочнение
сплава на всех стадиях обработки его давлением: временное
сопротивление слитков и отожженных труб снижается па 20—
30 МПа. На величину зерна труб сильно влияет содержание при-
месей. Введение в состав сплава АМц железа и титана способст-
вует измельчению зерна в отожженном состоянии. С увеличением
содержания этих элементов температура рекристаллизации пони-
жается.
Сплав АМц термической обработкой не упрочняется. Единствен-
ный метод упрочнения труб из этого сплава — нагартовка.
На рис. XV.2 приведена зависимость механических свойств труб
из сплава АМц от интегрального показателя степени деформа-
ции In р. Требуемые по ГОСТу значения временного сопротивления
(137 МПа) стабильно обеспечиваются при In р = 0,4 (что соответ-
ствует степени деформации ~35 %).
Некоторые технологические параметры,
рекомендуемые при изготовлении труб
Химический состав сплава. Для изготовления труб, поставляемых
в отожженном и нагартованном состояниях, целесообразно в целях
обеспечения мелкокристаллической структуры регламентировать
содержание примесей, % (по массе): 0,3—0,5 Fe; 0,2—0,4 Si;
0,03—0,1 Ti.
Гомогенизация слитков. Гомогенизация слитков при 620—
640 °C необходима, поскольку она является решающим фактором
получения мелкокристаллической структуры готовых труб.
Схема технологического процесса изготовления труб. Сплав
АМц высокопластичен как при прессовании, так и при холодной
деформации прокаткой или волочением. Однако допустимые сум-
марные деформации для этого сплава при холодной обработке на
10—20 % ниже, чем для алюминия.
При производстве труб из сплава АМц рекомендуется использо-
вать те же процессы, что и для технического алюминия. Трубы
с толщиной стенки 1,5 мм и менее предпочтительнее изготавливать
прокаткой с последующим безоправочным волочением (осадкой)
из-за склонности сплава к образованию сетчатых надрывов при
волочении с оправкой.
Режимы нагрева слитков и инструмента перед прессованием.
Слитки перед прессованием нагревают в печах сопротивления или
в индукционных печах. При значительных степенях холодной де-
формации трубной заготовки в процессе изготовления труб из
сплава АМц температура нагрева слитков перед прессованием
(обычно 250—480 'С) заметного влияния на конечные свойства
труб не оказывает. Определяющими факторами в данном случае
являются: силовые условия прессования и возможность налипания
металла на инструмент. Поэтому прессование трубной заготовки
ведут с нагревом слитков в диапазоне 350—450 С и подогревом
контейнера пресса в том же диапазоне температур.
Режимы холодной прокатки и волочения. Сплав АМц высоко-
технологичен в обработке, поэтому при прокатке и волочении до-
пустимы значительные степени деформации. Так, при волочении
степень деформации за переход в случае использования самоуста-
навливающейся (плавающей) оправки доходит до 50—60%. Про-
катку труб из сплава АМц па станах ХПТ ветут обычно по режи-
мам прокатки труб из алюминия. Суммарная степень деформации
при волочении без промежуточного отжига доходит до 70—80 %.
Дальнейшее повышение степени деформации без промежуточного
отжига возможно, но в отдельных случаях это приводит к появ-
лению надрывов на наружной поверхности труб.
Для получения волочением труб с толщиной стенки 2 мм и
менее необходим отжиг прессованных заготовок. При изготовле-
нии труб прокаткой с последующим безоправочным волочением
отжига прессованных заготовок и промежуточного отжига между
прокаткой и осадкой не проводят. При производстве труб из гомо-
генизированных слитков с малыми степенями деформации любым
методом во избежание роста зерна при последующей термообра-
ботке суммарная степень деформации должна быть не менее 20 %.
Термическая обработка. Во избежание роста зерна при окон-
чательном отжиге труб из сплава АМц целесообразно применять
электроконтактную установку с быстрым (в течение 25—40 с)
нагревом до 420—450 °C и выдержкой при этой температуре в те-
чение 1—1,5 мин. Отжиг труб, получаемых из гомогенизированных
слитков при 620—640 °C, можно вести с нагревом в воздушно-цир-
куляционных печах. Температура отжига 380—420°C, выдержка
10 мин.
3. СПЛАВЫ АМг2, АМгЗ, АМг5, АМгб
Свойства и структура труб,
регламентированные техническими условиями
Механические свойства (табл. XV.2) и структура труб из сплавов
типа магналиев регламентируются техническими условиями. Тре-
бования к механическим свойствам, так же как и для труб из
сплава АМц, не зависят от толщины стенки. В отличие от техни-
ческого алюминия и сплава АМц у труб из сплавов АМгЗ, АМг5
и АМгб, кроме временного сопротивления и относительного удли-
нения, регламентирован предел текучести, а для труб из сплава
АМг2 предусмотрено испытание на сплющивание.
Таблица XV.2. Механические свойства круглых труб всех размеров
из сплавов системы А1—Mg по ТУ, не менее
Сплав и состояние поставки ов, МПа а02. МПа Став и состояние поставки ов» МПа °о.2- МПа
АМг2М 157—221 - АМг5М* 265 127
АМг2Н 225 — АМг5Н 313 167
АМгЗМ* 186 68 АМгбМ* 313 147
АМгЗН 225 98 АМгбН 343 196
* 6=15 %
Структура труб не должна быть крупнокристаллической.
Влияние технологических параметров на структуру и свойства
труб. Механические свойства холоднодеформированных труб из
сплава АМг2М в значительной степени зависят от температуры
отжига, обусловливающей процесс рекристаллизации. Отжиг при
300—500 °C приводит к получению стабильных механических
свойств. Структура труб, отожженных при этих температурах,—
рекристаллизованная, мелкозернистая. При температурах выше
500°C начинается собирательная рекристаллизация, и после от-
Рис. Х\ .3. Зависимость величины
зерна холоднод сформированных
труб из сплава АМг2 от темпера-
туры отжига:
1— с марганцем; 2 — без марганца
[2]. Обе температурные
более низким температурам
сплаве.
жига при 550—600 °C вырастает очень групное зерно [2]. Проч-
ность труб при этом снижается на 30—40 МПа. Относительное
удлинение с укрупнением зерна изменяется мало — на 1—2 %.
Установлено, что температура порога рекристаллизации тем
выше, чем больше содержание в сплаве АМг2 примеси кремния:
при 0,05 % Si крупнозернистая
структура образуется при 450—
500 °C, а при 0,3 % Si сильный рост
зерна наблюдается после отжига
при 525—575 °C. Такое влияние
кремния на рост зерна в сплаве
АМ12, по-видимому, связано с нали-
чием дисперсных частиц Mg2Si, пре-
пятствующих до определенных тем-
ператур росту зерна. При достаточно
высоких температурах частицы
ATgsSi растворяются и происходит
бурный рост зерна. Более резкому
укрупнению зерна способствует на-
личие в сплаве 0,2—0,6 % Мп, од-
нако марганец повышает прочность
труб, отожженных при температу-
рах, обеспечивающих получение
мелкозернистой структуры. Дейст-
вие марганца связано с его нерав-
номерным распределением в микро-
объемах.
На рис. XV.3 схематически по-
казано и!менение размеров зерен
в сплаве АМг2 при различных тем-
пературах отжига. Кривые / и 2
совпадают на всех участках, кроме
области температур 500—600 °C, в
которой наличие марганца в спла-
ве обусловливает появление чрез-
мерно крупнозернистой структуры
границы этой области смещаются к
с понижением содержания кремния в
Диаграммы зависимости изменения механических свойств
сплавов группы магналиев от степени холодной деформации
(рис. XV.4) показывают, что для достижения уровня свойств,
регламентированных для нагартованного состояния, достаточна
деформация 20—30 %• Интенсивность упрочнения тем выше, чем
больше содержание в сплаве магния. /Малые степени деформации,
используемые при правке растяжением, не вызывая заметного
изменения временного сопротивления, существенно повышают зна-
чения предела текучести. Так, для сплава АМгб деформация со
степенью 4 % повышает предел текучести на 80—90 МПа, при этом
относительное удлинение снижается всего на 4—5%.
Вследствие того что допустимые напряжения в трубах в боль-
шинстве случаев лимитируются значениями предела текучести,
использование высоких степеней деформации при правке пред-
ставляет существенный резерв упрочнения труб.
Некоторые технологические пара метры,
рекомендуемые при изготовлении труб
Химический состав сплавов. Для сплавов АМгЗ, АМгб, АМгб огра-
ничений по содержанию легирующих компонентов и примесей не
требуется, поскольку предусмотренные техническими условиями
свойства при правильно принятой технологии изготовления обеспе-
чиваются во всем диапазоне содержания компонентов. Следует
только избегать верхнего предела содержания магния, чтобы не
снижать технологичности сплавов. В сплаве АМг2, используемом
для получения труб прокаткой с суммарной степенью деформации
более 80%, во избежание возможных отклонений значений вре-
менного сопротивления необхошмо ограничить содержание магния
до 2,4 % •
Гомогенизация слитков. Гомогенизация слитков из сп тавов ука-
занной группы повышает их пластичность при прессовании, про-
катке и волочении, обеспечивает равномерность и стабильность
механических свойств, улучшает качество поверхности труб. Это
влияние проявляется в нарастающем порядке — от незначитель-
ного для сплава АМг2 до преобладающего для сплава АМгб.
На практике обычно гомогенизируют слитки из сплавов АМгб
и АМгб.
Схемы технологического процесса изготовления труб. Деформи-
руемость сплавов рассматриваемой группы различная. Она сни-
жается от сп 1ава АМг2 к сплаву АМгб, одному из самых трудно-
деформпруемых сплавов.
Сплавы АМг2 и АМгЗ — высокотехнологичны. При их прессо-
вании возможны значительные скорости истечения (до 20—
30 м/мин) и коэффициенты вытяжки до 80—90. При прокатке на
станах ХПТ степень деформации (суммарно с безоправочным
волочением) без промежуточного отжига после прокатки может
возрастать до 95,5 % Для сплава АМг2 и до 94 % для сплава
АМгЗ. Однако отжиг прессованных заготовок из става АМгЗ
обязателен. При волочении с оправкой труб из рассматриваемых
сплавов требуются промежуточные отжиги, кроме того, сплавы
налипают на инструмент. Поэтому наиболее целесообразной схе-
мой изготовления труб является прокатка с последующим без-
оправочным волочением.
Сплавы АМгб и АМгб трудно деформируются иа всех опера-
циях технологического цикла. При их прессовании возможны
малые скорости истечения (до 6—8 м/мин для АМгб и до 2,5—
4 м/мин для АМгб). Наибольшие значения коэффициентов вытяжки
при прессовании обычно лимитируются прочностью инструмента
и при допустимом удельном давлении 1000 МПа не превышают
30—40. Степени деформации при прокатке и волочении этих
сплавов значительно ниже, чем других сплавов группы магналиев.
Ввиду более высокой пластичности сплавов АМгб и АМгб при
прокатке, чем при волочении, рациональна и приемлема схема
изготовления труб на станах ХПТ с последующим безоправочным
волочением. При выборе схемы изготовления труб следует учиты-
вать, что весь сортамент холотнокатаных труб невозможно изго-
товить прокаткой, поэтому применяют волочение на самоустанав-
ливающейся оправке, особенно для труб большого диаметра.
В процессе волочения на внутренней поверхности труб создаются
условия жидкостного трения и тем самым значительно снижается
напряжение волочения, число перехотев и промежуточных отжигов.
Режимы нагрева слитков и инструмента перед прессованием.
Температура нагрева слитков и инструмента перед прессованием
рассматриваемых сплавов встедствие промежуточных отжигов
существенного влияния на конечные свойства труб не оказывает,
поэтому ее можно устанав швать в широком диапазоне (от 250
до 450 °C). Экономически выгодно вести процесс прессования при
низких температурах, но это лимитируется силовыми условиями
процесса. На практике нагрев слитков и инструмента перед прес-
сованием осуществляют в диапазоне 350—450°C в зависимости от
напряженности контейнеров и коэффициента вытяжки причем чем
ниже напряженность контейнера и больше коэффициент вытяжки,
тем выше должна быть температура нагрева.
Режимы холодной прокатки и волочения. Сплавы ,АМг2 и
АМгЗ, как было отмечено, допускают степень холодной деформа-
ции до 95,5 и до 94 % соответственно. Если суммарная степень
деформации превышает указанные величины, то после прокатки
проводят промежуточный отжиг.
Сплавы АМгб и АМгб обладают минимальным запасом пла-
стических свойств. Вследствие этого прокатка их в холодном
состоянии на станах ХПТ почти невозможна или возможна, но
с малыми степенями деформации: до 55—60 % для АМгб и до 50 %
для АМгб.
Подогрев заготовки перед входом в очаг деформации до
120—160°С (теплая прокатка) резко повышает пластичность при
прокатке и делает возможным применение режимов, используемых
при прокатке сплава АМгЗ (данные Е. В. Молодчина, Ю.Ф. Ше-
вакина) Во всех случаях для сплавов АМгб и АМгб необходим
промежуточный отжиг после прокатки перед безоправочным воло-
чением.
Сплавы рассматриваемой группы при волочении с оправкой
ведут себя значительно хуже, чем при прокатке, так как очень
склонны к налипанию на инструмент, требуют значительных уси-
лий деформирования, очень чувствительны к механическим по-
вреждениям и образованию поверхностных надрывов и поэтому
допускают значительно меньшие степени деформации. Так, сум-
марная степень деформации при волочении без промежуточного
отжига для сплава АМг2 составляет не более 45%, для АМгЗ
и АМгб — не более 40 % и для АМгб — не более 35%. Во избе-
жание роста зерна степень деформации между промежуточными
отжигами должна быть не ниже 15—20 % (коэффициент вытяжки
1,18—1,25).
Оптимальным для рассматриваемых сплавов является волоче-
ние на самоустанавливающейся оправке за один переход между
промежуточными отжигами. Режимы отжига труб из сплавов си-
стемы А1—Mg приведены в табл. XV.3.
Низкие температуры окончательного отжига сплавов АМгб
и АМгб обусловлены стремлением к повышению стойкости этих
сплавов к коррозии под напряжением и к межкристаллитной
коррозии.
Таблица XV.3. Режимы отжига труб из сплавов системы Al— Mtf
Отжиг Режимы отжига для сплавов
АМг2 АМгЗ АМг5, АМгб
После прессования под прокатку 370 100 °C, 1,5 ч 370—400 °C, 1,5 ч 370—400 °C 1,5 ч
После прессования под волочение 390—420 °C. 3 ч 390—420 °C, 3 ч 390—420 °C, 3 ч
Промежуточный после прокатки перед осачкой — 370- 400 °C, 1,5 ч 310—335 °C, 1—2 ч
Промежуточный между переходами волочения 390- -420 °C, 3 ч 390—420' С, 3 ч 390—420 °C, 3 ч
Окончательный 380—420 °C, 380—420 °C, 310—335 °C,
10 мни 10 мин 0,5—3 ч
Режимы отделочных операций. Отделочные операции для труб
из рассматриваемых сплавов проводят на том же оборудовании
по тем же режимам, что и для других алюминиевых сплавов. При
правке труб растяжением степень остаточной деформации не
должна превышать 1.5—2.0 % во избежание возможных выпадов,
по удлинению.
4. СПЛАВЫ АВ, АД31
Свойства и структура труб,
регламентированные техническими условиями
Механические свойства и структура круглых и фасонных труб ив
сплава АВ регламентируются техническими условиями. Механи-
ческие свойства и структура труб из сплава АД31 не тестированы
и оговариваются в специальных технических условиях:
Состояние поставки ..............
ов, МПа..........................
Оо,2 МПа.........................
6, % ............................
М Н TH Т1Н
>155 >155 >265 >315
— — >245 >275
>12 — >4 >8
Макроструктура труб из сплавов АВ и АД31 не должна быть
крупнокристаллической.
Влияние технологических параметров на структуру и свойства
труб. На структуру и пластические свойства холоднодеформиро-
ванных труб из сплава АВ в отожженном и закаленном состояниях
большое влияние оказывает гомогенизация слитков. Для повыше-
ния пластичности металла в процессах деформации и получения
достаточно высоких значений относительного удлинения в отож-
женном, закаленном и естественно состаренном состояниях следует
применять гомогенизацию слитков при температуре не ниже 520 °C
и вести прессование при низкой температуре. Это способствует
рекристаллизации сплава с образованием равномерной мелко-
зернистой структуры. Ниже приведены механические свойства
труб из сплава АВ в различных состояниях в зависимости от ре-
жима гомогенизации:
Состояние поставки........... ГП * М Т
ств, МПа .................... 162/164 159/127 288/275
6, % ........................ 16.6/18,0 16,4/19,6 15,8/17,7
Примечание. В числителе — гомогенизация при 500°C в те-
чение 12 ч, в знаменателе — 520 °C. 21 ч.
* ГП — горячепрессованное.
Повышение температуры гомогенизации вызывает измельчение
зерна труб в рекристаллизованном состоянии. Для получения вы-
соких значений относительного удлинения труб, изготовленных из
негомогенизированных слитков, требуется их отжигать при 480 °C
с последующим охлаждением со скоростью не более ЗО’С/ч. Для
достижения такого же эффекта в трубах, изготовленных из гомо-
генизированных слитков, достаточно отжига при 340—360 СС
< охлаждением на воздухе.
На рис. XV.5 и XV.6 показано влияние температуры и времени
выдержки при гомогенизации на механические свойства труб из
сплава АВ, поставляемых в отожженном состоянии. Эти данные
наглядно подтверждают необходимость высокотемпературной гомо-
Рис. XV.5. Влияние температуры гомо-
генизации на механические свойства
отожженных труб из сплава АВ
Рис. XV.6. Влияние времени выдержки
(Т) при температуре гомогенизации
(520 СС> иа механические свойства труб
из сплава АВ
генизации. Гомогенизация слитков из сплавов АВ и АД31, прес-
суемых через язычковую матрицу, способствует также получению
более стабильного качества сварного шва.
Некоторые технологические параметры,
рекомендуемые при изготовлении труб
Химический состав. Для одновременного удовлетворения требова-
ний по механическим свойствам труб из сплава АВ в отожжен-
ном, закаленном и искусственно состаренном состояниях целе-
сообразно, чтобы содержание меди было в пределах 0,35—0,5%,
а магния в пределах 0,6—0,9 % при условии обязательной гомо-
генизации слитков. В том случае, если гомогенизировать слитки
невозможно, следует ограничивать содержание меди до 0,1—0,3 %.
В сплаве АД31 особых ограничений в содержании легирующих
компонентов нет.
Схемы технологического процесса изготовления труб. Выбор
схемы изготовления труб из сплавов АВ и АД31 диктуется эконо-
мическими соображениями и загрузкой имеющегося оборудова-
ния, поскольку при их обработке допустимы большие степени де-
формации как при прокатке на станах ХПТ, так и при волочении.
Однако при изготовлении труб волочением необходим отжиг прес-
сованной заготовки и промежуточный отжиг при степени дефор-
мации более 45—50 %.
Режимы нагрева слитков и инструмента перед прессованием.
При применяемых обычно степенях холодной деформации прес-
сованной заготовки и ее отжиге в процессе изготовления труб из
сплава АВ температура нагрева слитков и инструмента перед
прессованием существенного влияния на конечные свойства не
оказывает и поэтому ее выбирают, исходя из силовых условий
прессования и качества прессованных труб в диапазоне 250—500°C.
Температуру нагрева контейнера поддерживают в диапазоне
350—400 °C, а матрицы и иглы — в диапазоне 250—350 °C.
Режимы холодной прокатки и волочения. Сплавы АВ и АД31
в горячепрессованном состоянии имеют высокие пластические ха-
рактеристики и допускают значительные степени деформации при
прокатке на станах ХПТ, а в отожженном после прессования
состоянии — и при волочении. При прокатке степень деформации
доходит до 88—90%, а суммарная степень деформации с после-
дующим безоправочным волочением (осадкой) — до 95—96%;
при волочении степень деформации за проход достигает 40—45 %,
а суммарная степень деформации без промежуточного отжига
60—65%.
Во избежание роста зерна в процессе последующей термо-
обработки степень холодной деформации труб не должна быть
ниже 15—20 %.
Термическая обработка. Режимы термической обработки труб
из сплавов АВ и АД31 следующие: отжиг 420—450 °C, выдержка
1 ч; закалка 520 ±5 °C, выдержка для труб с толщиной стенки
до 2,0 мм составляет 30 мин, с толщиной стенки 2,1—5 мм —
40 мин и с толщиной стенки 5,1 —10 мм—60 мин. Искусственное
старение сплава АВ проводят при 157 ±3 °C, выдержка 12 ч,
а сплава АД31 при 160±5°С, выдержка 10 ч.
Отделочные операции проводят на оборудовании, используемом
для всех других сплавов. При правке растяжением фасонных труб
степень остаточной деформации не должна превышать 2,5 % во
избежание возможных выпадов по удлинению.
5. СПЛАВЫ Д1, Д1в
Chipmaker.ru
Свойства и структура труб,
регламентированные техническими условиями
Механические свойства и структура холоднодеформированных труб
из сплавов Д1 и Д16 регламентируются техническими условиями
(табл. XV.4). Макроструктура этих сплавов не должна быть
крупнокристаллической.
Влияние технологических параметров на структуру и свойства
труб. Технология производства труб из сплава Д16 оказывает
существенное влияние на их коррозионную стойкость. Все фак-
торы, уменьшающие скорость охлаждения при закачке (большая
масса закаливаемого изделия, значительное время переноса из
печи в закалочный бак, повышенная температура закалочной
среды и др.), способствуют возникновению склонности к межкри-
сталлитной коррозии труб. Основная причина появления чувст-
вительности к межкристаллитной коррозии — задержка садки иа
воздухе перед переносом в закалочную среду. Поэтому время
переноса ограничивается 30 с.
Таблица XV.4. Механические свойства холоднодеформированных труб
из сплавов Д1 и Д16 по ТУ
Сплав и состоя- ние поставки Форма Диаметр, мм Толщина стенки, мм °в. МПа °0,2, МПа 0, %, не менее
Д1М Круглые и фа- Все размеры Все размеры <245 — 10
сонные
Д1Т Круглые <22 <1,0 >372 196 13
1,5—50 14
22—50 <1,0 392 >225 12
1,5—50 13
>50 Все размеры ^392 >225 11
Фасонные Все размеры •1 »> >392 >225 12
Д16М Круглые и фа- »» >• <245 — 10
сонные
Д16Т Круглые <22 1,0; 1,5—5,0 ^412 >255 13
22—50 Все размеры >421 >284 14
>50 >421 >284 12
Фасонные Все размеры »> >> >421 >266 10
Уменьшению склонности к межкристаллитной коррозии способ-
ствует рассредоточенное расположение труб в садке. Поэтому
трубы ответственного назначения набирают в садку с зазором не
менее 40 мм и закаливают из вертикальных воздушноциркуля-
ционных печей со скоростью погружения не менее 0,9 м/с. Умень-
шение скорости погружения садки усиливает склонность к меж-
кристаллитной коррозии.
Чувствительность труб к межкристаллитной коррозии и корро-
зии под напряжением возрастает в случае замедленного охлажде-
ния слитков с температуры гомогенизации и при калибровке труб
после закалки. Трубы, полученные волочением, имеют меньшую
стойкость против общей коррозии, чем прокатанные на станах
ХПТ на чистовой размер. Это объясняется наличием на поверх-
ности волоченых труб тонкого слоя смазки, замедляющего ско-
рость охлаждения при закалке, а также несколько худшим каче-
ством поверхности волоченых труб (наличием мелких продольных
рисок).
Для уменьшения поверхностной коррозии труб в воду закалоч-
ного бака рекомендуется добавлять 0,2—0,4 % бихромата калия
или натрия, а с целью поддержания его равномерной концентра-
316
ции производить барботирование воды сжатым воздухом, вклю-
чаемым за 5—10 мин до опускания садки. Температуру воды
в баке желательно поддерживать в диапазоне 20—25°C.
Временное сопротивление и особенно предел текучести труб из
сплава Д16 интенсивно повышаются с увеличением степени дефор-
мации при калибровке после закалки, а относительное удлинение
резко снижается (рис. XV.7).
Chipmaker.ru
г Я
Рис. XV.7. Влияние степени де-
формации после закалки на ме-
ханические свойства труб из
сплава Д16
Рис. XV.8. Влияние химического состава и режи-
мов гомогенизации на механические свойства хо-
лоднодеформировапных труб из сплава Д16 соот-
ветственно:
н, с п в — нижние, средине и верхние пределы
содержания легирующих элементов; /, 11— гомо-
генизация при 500 и 520 СС соответственно; 1, 2 —
выдержка 6 ч и 12 ч соответственно
Влияние режима гомогенизации слитков на механические
свойства труб из сплава Д16 с содержанием меди, магния и мар-
ганца на нижнем и верхнем пределах по ГОСТу и среднего состава
показано на рнс. XV.8.
С повышением температуры гомогенизации возрастает относи-
тельное удлинение труб и улучшается пластичность в процессах
обработки, причем технологичность сплава Д16 улучшается
с уменьшением содержания легирующих элементов. Высокотемпе-
ратурная гомогенизация (510—520°C) полых слитков из сплава
Д16 позволяет повысить скорости истечения при прессовании па
60—80 % и увеличить допустимые деформации при холодной
прокатке и волочении на 25—30 %.
На механические свойства труб из сплава Д16 существенно
влияет деформация перед закалкой. По данным М. 3. Ерманка
и II. М. Томашевской, наименьшие значения прочностных харак-
теристик и наиболее высокие значения относительного удлинения
имеют трубы, закаленные из отожженного состояния (рис. XV.9).
С повышением степени предварительной деформации до 40 % вре-
менное сопротивление возрастает примерно на 15%, предел теку-
чести— на 20%, относительное удлинение при этом снижается
примерно на 10%. Дальнейшее повышение степени предваритель-
ной деформации не приводит к существенному изменению проч-
Рис. XV.9. Зависимость механиче-
ских свойств труб из сплава Д16 от
степени деформации перед закал-
кой
0,1 0,5 0,0 1,3 1,7 1л р
Рис. XV. 10. Зависимость механических
свойств труб из сплава Д16 от интеграл ь
ного показателя накопленной деформации
при волочении
ностных и пластических характеристик. Зависимость механических
свойств труб из сплава Д16 от степени холодной деформации
в отожженном состоянии приведена на рис. XV. 10.
Для труб, у которых лимитирующими характеристиками яв-
ляются прочностные, а требования по коррозионной стойкости
могут быть снижены, целесообразно после закалки использовать
холодную деформацию с небольшими обжатиями (до 6—8%),
например волочение. Такая технология может быть отнесена
к классу низкотемпературной термомеханической обработки
(НТМО) и позволяет повысить прочностные характеристики труб
из сплава Д16 на 60—100 МПа.
Некоторые технологические параметры,
рекомендуемые при изготовлении труб
Химический состав сплавов. Для труб из сплавов Д1 и Д16
требуемые свойства обеспечиваются во всем диапазоне содержа-
ния легирующих элементов и примесей по техническим условиям,
однако с целью повышения пластичности при прессовании и хо-
лодном деформировании полезно ограничить содержание магния
в сплаве Д16 до 1,6% и цинка в сплавах Д1 и Д16 — до 0,1 %,
поскольку при содержании магния и особенно цинка на верхнем
пределе резко возрастает склонность к образованию трещин в про-
цессе обработки.
Гомогенизация слитков. Гомогенизация слитков из рассматри-
ваемых сплавов необходима, так как она резко повышает плас-
тичность на всех операциях обработки давлением. Гомогенизацию
проводят по режимам, приведенным в работе [3].
Схема технологического процесса изготовления труб. При
выборе схемы изготовления труб целесообразен наиболее короткий
маршрут с наименьшим числом промежуточных отжигов (про-
катка с последующим безоправочным волочением в 1—2 пере-
хода или волочение с оправкой в 1—2 перехода без промежуточ-
ного отжига). Во всех случаях, однако, необходим отжиг прессо-
ванной заготовки.
Режимы нагрева слитков и инструмента перед прессованием.
Температура нагрева слитков и инструмента перед прессованием
труб из рассматриваемых сплавов существенного влияния на ко-
нечные их свойства не оказывает вследствие одного или несколь-
ких промежуточных отжигов. Поэтому ее выбирают в диапазоне
температур от 250 до 450 °C. Определяющий фактор в данном
случае — силовые условия процесса прессования. Однако при не-
больших степенях деформирования прессованной заготовки (до
30—35%) температуру нагрева слитков и инструмента следует
выдерживать в диапазоне 380—450°C во избежание возможных
отклонений значений предела текучести.
Режимы холодной прокатки и волочения. Сплавы Д1 и Д16
обладают удовлетворительным запасом пластичности в отожжен-
ном после прессования состоянии: при прокатке на станах ХПТ
с последующим безоправочным волочением суммарная деформа-
ция достигает 93—94 % для сплава Д1 и 90—92 % для сплава
Д16. Если суммарная деформация больше указанных величин, то
после прокатки проводят промежуточный отжиг. Во всех случаях
заковку после прокатки проводят с нагревом концов труб до тем-
пературы не выше 300—320°C. При более высоких температурах
нагрева и незначительной последующей деформации (не более
15—20%) на концах труб, примыкающих к захватке, обнаружи-
вается крупнокристаллическая структура [4].
Волочение с оправкой труб из указанных сплавов проводят
с меньшими степенями деформации ввиду большой склонности
к образованию поверхностных надрывов и рисок, а также высокой
чувствительности к механическим повреждениям. На практике при
волочении с оправкой без промежуточного отжига применяют
следующие суммарные степени деформации: до 44—47 % для
сплава Д1 и до 40—45 % для сплава Д16.
Иногда трубы калибруют на готовый размер после закалки
с целью устранения кривизны и овальности. Такая послецователь-
ность в операциях нежелательна, поскольку приводит к дополни-
тельным напряжениям и механическим повреждениям поверхности
труб; ее целесообразно применять только для тонкостенных труб
с малой жесткостью сечения (ориентировочно Z9//>35). При ка-
либровке труб до закалки во избежание отклонений значений
предела текучести степень предшествующей холодной деформации,
как следует из рис. XV.9, не должна быть ниже 35—40 % (коэф-
фициент вытяжки 1,5—1,65).
Режимы термической обработки. В зависимости от назначения
и состояния поставки труб из сплавов Д1 и Д16 применяют ре-
жимы термической обработки, указанные в табл. XV.5.
Таблица XV.5. Режимы термической обработки труб из сплавов Д1 и Д16
Вид ТО
Отжиг под прокатку и волочение
Отжиг под осадку после прокатки
Окончательный отжиг
Закалка *
Режим ТО для
Д1 Д16
420—450е С. 2ч 380—400° С, 1,5ч 400—430° С, 2ч 503 + 5е С 420—450° С, 2ч 380—400° С, 1,5ч 400—430° С, 2ч 500 + 5° С
* Время выдержки при закалке зависит от толщины стенки трубы; для
труб с толщиной стенки <1; 1,1—2; 2,1—5; 5,1—10 мм необходимы соответ-
ственно выдержки 20, 30, 60 и 75 мии.
Следует отметить, что необходимое время выдержки при тем-
пературе нагрева под закалку является функцией многих пара-
метров технологии изготовления труб, начиная от гомогенизации
слитков. Длительность полного растворения упрочняющих фаз
увеличивается с понижением температуры и времени гомогениза-
ции, снижением скорости охлаждения после гомогенизации, так
как при этом возрастает размер частиц упрочняющих фаз и сни-
жается скорость прохождения диффузионных процессов [5].
Помимо степени холодной деформации, предшествовавшей за-
калке, на скорость растворения упрочняющих фаз при нагреве под
закалку оказывают влияние масса садки, степень ее рассредото-
ченности и состояние печи. При малых садках и хорошем состоя-
нии печи время выдержки труб при заданной температуре перед
ее погружением в закалочный бак может быть уменьшено при-
мерно в 2 раза.
Режимы отделочных операций. Для отделки труб из рассмат-
риваемых сплавов используют то же оборудование и те же ре-
жимы, что и для труб из других сплавов. При правке растяжением
необходимо, чтобы степень остаточной деформации не превышала
1,5—2,0 % во избежание возможных выпадов по удлинению.
Однако следует учитывать, что растяжка труб со степенью дефор-
мации 1,5 % повышает предел текучести на 30—50 МПа и сни-
жает внутренние напряжения в 3—4 раза.
Глава XVI
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА СВАРНЫХ ТРУБ1
Сварные трубы — один из новых видов алюминиевых металлурги-
ческих полуфабрикатов, производство которых освоено отечествен-
ной промышленностью в последнее двадцатилетие.
Сложность получения сварных соединений на алюминиевых
сплавах долгое время сдерживала разработку промышленно-при-
емлемых технологических процессов производства труб из листа,
базирующихся на сварке. Освоение аргонно-дуговой сварки суще-
ственно упростило эту задачу. Однако в металлургии это направ-
ление до настоящего времени не получило широкого промышлен-
ного развития из-за низких скоростей сварки и узкого диапазона
сплавов, на которых гарантировано достижение надежных и ка-
чественных соединений. Крупносерийное промышленное производ-
ство сварных алюминиевых труб началось практически лишь
с освоением способа высокочастотной сварки металлов, который
является в настоящее время основным технологическим процессом
получения прямошовных труб из алюминиевых сплавов [1, 2].
Номенклатура сплавов, состояние поставки и сортамент труб
Сварные трубы, изготавливаемые методом высокочастотной
сварки, можно производить из всех алюминиевых деформируемых
сплавов, поставляемых в виде рулонов холоднокатаной ленты.
В то же время следует отметить, что в настоящее время при про-
изводстве сварных труб ряд сплавов не используют. Это связано
как с традиционно сложившейся структурой применения алюми-
ниевых сплавов в трубном производстве, так и с недостаточной
эффективностью использования трубосварочной технологии при
мелкосерийном выпуске. Применяемые для сварных труб сплавы
и состояния поставки труб по ГОСТ 23697—79 приведены ниже:
Марка . .
Состояние
Трубы, не
АМг2, АМгЗ,
АМгб
Без ТО, Н
Д1, Д16, ВД1
Без ТО, Т
подвергаемые термообработке,
АК6
Без ТО
изготавливают
из отожженной ленты, а в нагартованном состоянии — из ленты,
нагартованной на ’Д, 'Д, 3Л или полностью. Трубы из сплавов Д1,
Д16 и ВД1 могут поставляться с наружной и внутренней плаки-
ровкой.
Отклонения на диаметр и толщину
стенки сварных труб:
Наружный диа-
метр труб, мм. .До 16 16-25 32-55 105 ПО 125 130 150 220
Допускаемое от-
клонение, мм . . ±0,1 ±0,2 ±0,3 ±1,0 ±1,1 ±1,2 ±1,3 ±1,4 ±2,0
Толщина стенки,
мм .............. 0,5 1,0—1,2 1,5—2,0 2,5 3,0 4,0
Допускаемое от-
клонение, мм . . ±0,10 ±0,15 ±0,20 ±0,25 ±0,30 ±0,35
1 Авторы: М. 3. Локшии, В. В. Телешов.
Кроме круглых труб на трубосварочные агрегатах производят
трубы фасонного сечения, в частности прямоугольные. Получение
требуемой формы достигается методом непрерывной валковой
переформовки круглой трубы, осуществляемой в калибровочном
стане трубосварочного агрегата. Толщина стенки прямоугольных
труб 1,0—3.0 мм. соотношение размеров максимальной и мини-
матьной сторон не более 2:1.
Допускаемое отклонение наружных размеров квадратных и
прямоугольных труб ±(0,44-0,5) мм. Поперечный прогиб сторон
не должен превышать 0,5 мм. Скручивание сторон вокруг про-
дольной осп не более 2 мм на 1 метр.
Структура и свойства труб
Структура и свойства сварных труб в значительной мере опреде-
ляются соответствующими характеристиками исходной листовой
заготовки, маршрутами формовки и калибровки на трубосвароч-
ном стане, технологией сварки, а также последующими опера-
циями холодной деформации и термической обработки
Механические свойства сварных труб из сплавов АМг2, АМгЗ,
АМг5, Д1, Д16, АК6 и ВД1 регламентируются техническими
условиями в зависимости от размеров труб (табл. XVI.1). Каких-
либо количественных требований к макроструктуре труб не предъ-
являют. Микроструктура сварных труб, по хвергнутых закалке, не
должна иметь с хедов пережога, что контролируется исследованием
микроструктуры одной трубы от каждой садки после термической
обработки.
Таблица XVI.!. Механические свойства сварных труб
(Сплав Состояние Толщина стенки, мм Наружный диа- метр, мм °в, МПа ст0 2, МПа в. %
не менее
АМг2 Без ТО Все размеры Все размеры 166,6 — 7,0
Н • i >т 215,6 — 3,0
АМгЗ Без ТО 215,6 — 6,0
Н <75 264,6 215,6 —
1,5—4,0 >75 294,0 274,4 4,0
АМг5 Без ТО 0,5 10 294,0 —- 7,0
Д1 Без ТО Все размеры Все размеры 156,8 — 6,0
Т ft If 333,2 176,4 12,0
Д16 Без ТО 156,8 —. 6,0
Т <16 362,5 215,6 10,0
>16 392,0 235,2 10,0
АК6 Без ТО Все размеры 156,8 •—- 6,0
ВД1 »» »» »f п 156,8 — 6.0
Структура и качество сварного шва
Структура швов сварных труб из алюминиевых деформируемых
сплавов, изготовленных методом высокочастотной сварки, имеет
следующие общие черты: небольшую ширину шва (десятые доли
миллиметра); характерное расположение структурных составляю-
щих; зону термического влияния, примыкающую непосредственно
к сварному шву, как правило, не выделенную областью каких-
либо заметных структурных превращений
На термически упрочняемых сплавах системы Al—Cu—Mg
(Д1, Д16) сварные швы имеют структуру (рис. XVI.1, \\ 1.2), резко
отличающуюся от основного ме-
талла. Характерная форма шва,
которая в работе [3] названа
«елочкой», обусловлена деформа-
цией кромок в условиях скорост-
ного нагрева и охлаждения. От-
жиг при 360 °C в течение 3 ч не-
сколько выравнивает структуру
шва за счет распада твердого
раствора, делая его менее отлича-
ющимся от основного металла.
Выравнивание структуры на-
блюдается и после закалки. Од-
нако в зоне шва отмечается нали-
чие крупных рекристаллизован-
ных зерен, сохраняющих направ-
ленность деформации кромок при
сварке [3]. Микрорентгеноспект-
ральный анализ швов на сплавах
Д1 и Д16 выявляет в зоне стыка
участки, обедненные медью (на
0,2%). Характерная «елочная»
Рис. XVI 1. Микроструктура сварного шва
трубы диаметром 10 (толщина стенки
0.5 мм) из сплава Д1М. У70
структура шва определяется уча-
сткачи закристаллизовавшейся с большой скоростью легкоплав-
кой эвтектики состава a + CuAl2+S (для Д16) или а + СиА12+
Mg2Si (для Д1). Основные структурные особенности швов на тру-
бах из сплавов Д1 и Д16 характерны и для труб из сплава АК6.
При высокочастотной сварке термически неупрочняемы.х спла-
вов АМц, АМг2, АМгЗ, АМг5 швы не имеют такого резкого отли-
чия, какое наблюдается на термически упрочняемых сплавах. Шов
слабо выделяется на фоне общей структуры за счет более укруп-
ненных скоплений (темного цвета) в зоне, непосредственно при-
мыкающей к плоскости стыка (рис. XVI.3).
Непосредственно стык кромок (центральная зона шва) пред-
ставляет собой область, заполненную беспорядочно расположен-
ными дисперсными вы телениями. В центральной зоне шва отме-
чается обеднение по магнию: для сплава АМг2 на 0,7%, для
АМг5 на 2,4%. Таким образом, и на термически неупрочняемы.х
сплавах после сварки швы имеют химическую неоднородность [4].
Рис. XVI.2. Микроструктура сварного шва трубы 16X1 из сплава Д16М. Х500
а — центр шва; б — область металла вдали от шва
Рис. XV 1.3. Микроструктура сварных швов трубы из сплава АМгЗМ (а) и АМг2 (б) диа-
метром 16 (Х75) и 22 мм (ХЗОО) соответственно; толщина стенкн 1,5 мм
По механическим характеристикам соединения, полученные
высокочастотной сваркой, приближаются к соответствующим ха,-
рактеристикам основного металла (табл. XVL2). В то же время
для дуралюминов, особенно для сплава Д16, отмечено существен-
ное снижение пластических характеристик закаленного сварного
соединения по сравнению с основным металлом вследствие обра-
зования крупных рекристаллизованных зерен в зоне шва.
Таблица XVI.2. Результаты испытаний плоских микрообразцов
на растяжение в поперечном направлении
Сплав Размер трубы, мм °в. МПа °0,2» МПа С, % Сплав Размер трубы, мм °в. МПа °0,2, МПа в, %
Д1 22 X 1.5 176 159 18,7 Д16* 16Х 1,2 445 375 12,9
172 155 18,3 367 347 3,1
Д1* 22X1.5 420 17,5 АМг2 18Х 1.5 208 201 14,9
404 13,0 198 196 14,7
Д16 16Х 1.2 204 202 8,3 АМгб 16Х 1,2 353 321 14,1
210 194 7.4 348 311 12,3
Примечания; 1. В числителе — свойства образцов без шва, в знамена-
теле— со швом. 2. Испытывали микрообразцы с шириной рабочей части 4,0 мм.
3. Состояние исходной ленты — отожженное.
* Конечная термообработка—закалка
Технологические и коррозионные
свойства сварных труб
Chipmaker.ru
При контроле технологических свойств сварных труб наибольшее
применение получили два вида испытаний: на величину раздачи
и коэффициент сплющивания (С). Типовые значения технологиче-
ских свойств сварных труб приведены в табл. XVI.3.
Сварные трубы из алюминиевых деформируемых сплавов об-
ладают высокой коррозионной стойкостью [5], в особенности при
использовании сплава АМг2. На трубах из дуралюминов отмечено
существенное влияние плакировки на повышение коррозионной
стойкости. При этом, хотя в зоне шва плакировка, как правило,
отсутствует, тем не менее опа осуществляет протекторную защиту
и этой зоны. Закалка сварных труб из дуралюминов существенно
повышает коррозионную стойкость сварных соединений. Наруше-
ния технологических режимов процесса сварки и дефекты в шве
оказывают заметное влияние на коррозионную стойкость сварных
соединений, так как приводят к усилению коррозионных процес-
сов по механизму щелевой коррозии.
Таблица XVI.3 Технологические свойства сварных труб
Сплав, состоя- ние ленты Состояние трубы х* ~ D dd 100, %
Д1М Без ТО 12—20 0,2—0,3
Т 8—12 0,4—0,6
Д16М Без ТО 12—20 0,2—0,3
Т 8—10 0,5—0,65
АМг2М Без ТО 25—35 До соприкосновения
АМгЗМ Без ТО 25—30
М 35—40
АМгЗП Без ТО 8—10 0,5—0,65
М 25—35 0,2 — До соприкосновения
АМгбМ Без ТО 12—20 0,3—0,4
АМгбН л 6—10 0,6—0,7
АМцМ > >40 До соприкосновения
* Испытания на раздачу проводили по ГОСТ 8694—75 оправкой с углом
конусности 30°; D — наружный диаметр после раздачи; d — наружный диаметр
до испытания. ** Испытания на сплющивание проводили по ГОСТ 8695—75
до расстояния между сжимающими плитами Нк.
Влияние технологических режимов на механические
и геометрические характеристики сварных труб
Характерная особенность механических свойств сварных труб из
алюминиевых сплавов — существенное повышение прочностных
свойств по сравнению с исходными свойствами листовой заготовки.
Изменение механических свойств, в особенности предела текучести,
вызывается прежде всего холодной деформацией листовой заго-
товки, которую она претерпевает в процессе формовки и редуци-
рования в закрытых клетях, сварочном узле и калибровочном
Таблица XVI.4. Нагартовка сплавов АМгб, Д16, АМц, AMi2, Д1
при формовке и сварке труб
Сплав Стадия про- цесса °в. МПа °0-,2, МПа в. % Сплав Стадия про- цесса 0R. МПа °0,2, МПа а. %
АМгб 1 333,2 147,0 22 АМц 3 137,2 107,8 21
2 362,6 225,4 16 1 137,2 107,8 21
3 372,4 264,6 14 АМг2 1 186,2 88,2 20
4 388,2 274,4 12 2 205,8 156,8 11
Д16 1 176,4 78,4 24 3 215,6 176,4 9
2 186,2 127,4 19 4 225,4 186,2 8
3 196,0 147,0 13 Д1 1 166,6 78,4 24
4 196,0 156,8 11 2 186,2 156,8 14
АМц 1 127,4 68,6 32 3 186,2 166,6 9
2 137,2 98,0 26 4 196,0 176,4 8
Примечание. 1—исходная лента; 2— после формовочного стана; 3 —
после сварочного узла; 4 — готовая труба.
стане. Хотя эти деформации невелики — от 1 до 5 на каждой
из стадий, влияние их на уровень механических свойств весьма
существенно. Характерное изменение по хоту процесса механиче-
ских свойств в продольном направлении ряда алюминиевых
сплавов приведено в табл. XVI.4 *.
Необходимо отметить, что в процессе производства изменяются
не только механические свойства исходной заготовки, но и ее тол-
щина. Хотя величина утолщения невелика и составляет 0,05—
0,12 мм для труб с толщиной стенки 1,0—2,5 мм, пренебрежение
точным ее учетом может привести в условиях крупносерийного
производства к существенным потерям металла [6].
Глава XVII
ДЕФЕКТЫ ТРУБ* 1
Дефекты, образующиеся при производстве труб из алюминиевых сплавов, могут
быть подразделены па четыре группы: а) структурные нарушения; б) дефекты,
связанные с реологическими характеристиками деформируемого металла; в) от-
клонения геометрии; г) нарушения качества поверхности.
В данной книге рассмотрены только дефекты, отнесенные к первой и вто-
рой группам. Дефекты третьей и четвертой групп обычно не связаны со струк-
турой и свойствами. Некоторые материалы, относящиеся к причинам появления
этих дефектов и путям их устранения, рассмотрены в работе [1].
Структурные нарушения
Утяжины. При прессовании алюминиевых сплавов могут возникать утя-
жины двух видов [2]:
а) центральные воронкообразные, образующиеся вследствие опережения те-
чения периферийных слоев внутренними слоями слитка;
б) боковые, образующиеся из-за затекания в пресс-изделие металла «мерт-
вой зоны» или периферийных слоев слитка.
При прессовании труб вследстиве того, что осевая полость слитка занята
иглой, центральные утяжины не образуются. Иногда образование боковых утя-
жин вызывает отслоение, представляющее собой сплошную или прерывистую
линию загрязненного или окисленного металла, расположенную концентрично
наружному контуру трубы на расстоянии до 2—3 мм от него. Специфический
вид имеют утяжины при прессовании тр}б через комбинированные (язычковые)
матрицы (рис. XVII.1). Для предупреждения их появления используют: равно-
мерный нагрев инструмента до температуры, близкой к температуре нагрева
слитков; обточенные слитки, тщательно очищенные перед прессованием от грязи
и пыли; специализированные контейнеры, а также отделение пресс-остатка ме-
тодом отрыва. Кроме того, в ряде случаев ограничивают скорости прессования
с тем, чтобы избежать значительного локального нагрева участков деформаци-
онной зоны за счет теплового эффекта деформации.
Крупнокристаллический ободок. На толстостенных трубах (втулках), кото-
рые после прессования не подвергают холодному деформированию, а непосред-
* Локшин М. 3. Исследование, разработка и промышленное внедрение про-
цесса производства прямошовных труб из алюминиевых сплавов: Автореф. канд.
дис. М., 1973.
1 Авторы: Е. В. Молодчинин, /И. 3. Ерманок.
ственно термообрабатывают, зачастую обнаруживается крупнокристаллический
ободок (рис. XVII.2). При этом ширина ободка обычно повышается с увели-
чением толщины стенки трубы, что является следствием повышения градиента
неравномерности деформации по сечению трубы.
Образование неоднородной структуры приводит иногда к существенному
различию прочностных характеристик. Так, например, в работе [2] указывается,
что временное сопротивление по сечению может изменяться на 100—120 МПа.
Наиболее радикальным путем уменьшения ширины крупнокристаллического
ободка, а в отдельных случаях и полного исключения его является прессова-
ние с обратным истечение» металла. При невозможности применения (вследствие
конструктивных особенностей оборудования) этого способа прессования для
Рис. XVII.1. Утяжина в сечении тол
стостеииой втулки, отпрессованной че-
рез комбинированную матрицу [2]
Рис. XVII.2. Крупнокристаллический обо-
док в сечеипи прессованной втулки из
сплава Д16 [2]
уменьшения ширины крупнокристаллического ободка также могут быть исполь-
зованы способы, применяемые при прессовании профилей: для сплавов, обла-
дающих пресс-эффектом,— повышение содержания в сплаве элементов-аити-
рекристаллнзаторов, отмена гомогенизации и увеличение температуры прессо-
вания; для сплавов, не обладающих пресс-эффектом, снижение температуры
прессования.
Шлаковые включения — довольно распространенный дефект структуры труб.
Они могут явиться концентратором напряжений в процессах холодной обра-
ботки труб или при эксплуатации. Шлаковые включения имеют обычно круглые
очертания с поперечным размером, как правило, не более 3—5 мм. В процессе
прессования и при дальнейшей холодной обработке они вытягиваются в про-
дольном направлении. При выходе на поверхность трубы шлаковые включения
выкрашиваются. Их высокая твердость по сравнению с основным металлом мо-
жет привести к повреждению обрабатывающего инструмента.
Основные направления по ликвидации данного вида брака труб — повыше-
ние чистоты металла путем улучшения фильтрации при отливке слитков, а также
внедрение в производство операций травления и шабровки дефектных мест пе-
ред холодной обработкой. Трубы ответственного назначения проверяют на от-
сутствие шлаковых включений методом ультразвукового контроля.
Пережог Появление пережога при термической обработке (нагреве под за-
калку) труб из алюминиевых сплавов имеет некоторые особенности. Главная
из них заключается в том, что пережог может возникать без завышения темпе-
ратуры нагрева под закалку и быть локальным, т. е. поражать только отдель-
ные участки трубы.
Локальный пережог наблюдается только на трубах, подвергнутых перед
закалкой волочению. В этом случае значительные количества густой смазки,
328
скопившейся в захватке труб при нагреве под закалку, загораются и вызывают
местный пережог.
Наиболее радикальным средством предупреждения локального пережога
при закалке труб является обрезка захваток и промывка труб керосином перед
термообработкой. Однако это несколько снижает выход годного и повышает
трудоемкость производства. Поэтому может быть предложен другой способ, за-
ключающийся в том. что перед закрытием крышки печи и включением иагрева
п вентиляторов делают выдержку в течение нескольких минут. За это время
смазка разжижается и стекает из труб, оставаясь иа внутренней поверхности
трубы в виде тонкого слоя и его загорание практически не сказывается на тем-
пературе трубы при иагреве ее под закалку.
Дефекты, связанные с реологическими характеристиками
дефорчируечого материала
Основным видом дефектов этой группы являются трещины, образующиеся
либо из-за снижения пластических характеристик обрабатываемого металла
в процессе деформации либо вследствие использования режимов обжатий,
превышающих ресурс его пластичности.
Рис. XV II.3. Поперечные трещины, полученные
при прессовании трубы из сплава Д16
Поперечные трещины при прессовании. Причиной их образования прн прес-
совании труб обычно является нарушение оптимального температурно-скорост-
ного режима. При завышении температуры нагрева слитков перед прессованием
или скорости прессования вследствие значительного теплового эффекта дефор-
мации температура мета тла в пластической зоне может превысить диапазон
температур, отвечающий максимальной пластичности металла. В этих условиях
дополнительные растягивающие напряжения, возникающие при прессовании, мо-
г”т привести к образованию на трубе поперечных трещин (рис. XVII.3).
Указанное определяет два основных направления предупреждения образо-
вания поперечных трещин при прессовании: во-первых, снижение температуры
металла в пластической зоне и, во-вторых, уменьшение величины дополнитель-
ных растягивающих напряжений и повышение технологической пластичности де-
формируемого металла.
Первое направление может быть реализовано понижением температуры на-
грева слитков перед прессованием, а также уменьшением теплового эффекта де-
формации вс тедствие ограничения скорости прессования. Второе реализуется
при использовании прессования со смазкой, с обратным истечением или с ак-
тивным трением, что снижает дополнительные растягивающие напряжения; при
использовании матриц с коническим рабочим пояском, охлаждении металла
в конце пластической зоны, обеспечивающем создание противодавления и за
счет этого уменьшения коэффициента жесткости напряженного состояния, что
приводит к повышению технологической пластичности металла.
Обрывы и поперечные трещины при волочении труб. Появление указанных
дефектов является следствием того, что напряжение волочения может превы-
сить предет текучести материала трубы после деформации.
В том случае, если захватка менее прочна, чем труба, происходит обрыв
захватки, при обратном соотношении наблюдается обрыв трубы или образова-
ние на ней поперечных трещин.
Обычно образование трещин на трубе происходит при вочочеиии на оправ-
ке во втором или последующих переходах после отжига. Это объясняется тем,
что толщина стенки трубы при волочении утоняется, а толщина стенки в за-
хватке остается неизменной.
Для предупреждения появления поперечных трещин при волочении необхо-
димо снижать степень обжатия за переход, улучшать качество смазки и умень-
шать разностенность заготовки, так как поперечные трещины на трубе на-
блюдаются обычно со стороны более тонкой стенки.
Поперечные трещины и «гофр» при холодной прокатке труб. В процессе хо-
лодной прокатки труб металл, находящийся в выпусках ручья как при прямом,
Рис. XVI 1.4. Поперечные трещины (а) и «гофр» (б), полученные при холодной прокатке
труб из сплавов Д1 и АМг2 соответственно
так и обратном ходе клети, испытывает действие растягивающих напряжений.
Под действием этих напряжений на трубах из твердых алюминиевых сплавов
(Д16, АМгб) появляются поперечные трещины (рис. XVII.4, а), а на трубах
из мягких сплавов (АМг2, АД1. АМц)—«гофр» (рис. XVII.4, б), напоминающий
шейку на разрывных образцах. Образование «гофра» связано с тем, что мяг-
кие сплавы имеют больший ресурс пластичности, чем твердые. Однако при про-
катке с высокими обжатиями на калибрах с завышенной развалкой возможно
появление трещин и на трубах из мягких сплавов. При уменьшении подачи
в этом случае трещины устраняются, но на трубах остается «гофр». Таким об-
разом. можно считать, что его появление является начальной стадией образо-
вания поперечных трещин.
Вероятность появления трещин и «гофра» при определенном типоразмере
стана возрастает с увеличением диаметра трубы, так как в этом случае раз-
ность радиуса начальной окружности ведущей шестерни валка и радиуса ка-
либра становится более значительной, что приводит к повышению растягиваю-
щих напряжений.
Поэтому основным направлением предупреждения образования рассматри-
ваемых дефектов, наряду с повышением пластичности металла перед прокат-
кой и уменьшением развалки ручья калибра, яв 1яется выбор рационального
типоразмера стаиа для прокатки труб заданного сортамента.
П родольные трещины. В очаге деформации обжатию стенки трубы всегда
предшествует редуцирование до соприкосновения внутреннего диаметра рабо-
чего конуса с оправкой. При определенном смещении его величина тем больше,
чем выше конусность оправки. Редуцирование трубы сопровождается сплющи-
ванием ее сечения.
Сплющивание сечения трубы наблюдается также и при обратном ходе
клети, когта происходит раскатка выпусков. В этом случае сплющивание тем
больше, чем сильнее овализируется труба при прямом ходе клети. Овализация
трубы в основном зависит от величины развалки и уширения металла при про-
катке. Таким образом, каждое сечение трубы при прокатке испытывает много-
кратное сплющивание, представляющее собой изгиб по образующим рабочего
конуса. Это иногда приводит к появлению на трубах продольных трещин
(рис. XVII.5). свойственных только трубам из малопластичных сплавов. На
трубах из мягких сплавов они не встречаются.
Продольные трещины наблюдаются обычно на концах труб, в середине
длины трубы они весьма редки. Это объясняется тем, что прочность средних
участков увеличивается благодаря воздействию на них соседних участков трубы,
находящихся вне очага деформации. Для предупреждения появления продоль-
Рис. XVII.5. Продольная трещина, полученная при холодной прокатке трубы
из сплава АМгб
иых трещин необходимо повышать пластичность металла перед прокаткой,
а также уменьшать конусность оправки, величину развалки и уширение ме-
талла в очаге деформации.
Часть пятая
ПОКОВКИ И ШТАМПОВКИ
Глава XVIII
Chmmaker.ru
НОМЕНКЛАТУРА СПЛАВОВ
ДЛЯ ПРОИЗВОДСТВА ПОКОВОК И ШТАМПОВОК1
В действующих технических условиях предусмотрено изготовле-
ние методом горячей штамповки и свободной ковки поковок и
штамповок из алюминиевых сплавов (табл. XVIII.1). Типовые
Рис. XVIII.1. Поковки штампованные
типа дисков
Рис. XV1II.2. Поковка штампованная
типа стаканов и конических корпусов
изделия показаны на рис. XVIII.1—XVIII.9. Штамповки по гео-
метрической форме делятся на два вида. Первый объединяет
штамповки осесимметричные в плане. Этот вид характеризуется
формоизменением заготовок в направлении главной оси; формо-
изменение происходит за счет таких операций, как осадка, про-
шивка, выдавливание.
Второй вид объединяет штамповки сложной формы в плане.
Он характеризуется формоизменением в направлении двух осей,
которое происходит за счет таких операций, как протяжка, под-
катка, объемная штамповка.
Штамповки первого вида по конструктивному подобию раз-
биты на семь, а второго на восемь типов (табл XVIII.2, XVIII.3).
1 Авторы: Ф. В. Туляикнн, А. Г. Цхондия, М. Г. Мельникова.
Таблица XVIII.1. Номенклатура сплавов для производства поковок
и штамповок
Система Марка сплава Состояние
Термически неупрочняемые сплавы
Al—Mg АМг2 Без ТО
АМгЗ Без ТО
АМгб М
АМгб м
Термически упрочняемые сплавы
AI—Си—Mg Д1 т
Д16ч т
ВАД1 Т1
Al—Си—Mg—Мп ВД17 Т1
Al—Си—Mg—Si АК6 Т1, т
АК6—I Т1
Al—Си—Mg—Мп АК8 Т, Т1
Al—С и—Mg— S i—Ni—Fe АК4 Т1
АК4—1 Т1
АК4—!ч Т1
A1—Z n—Mg—С и В95оч ТЗ
В95пч Т1, ТЗ
В95 Т1
В93пч Tl, Т2, ТЗ
В96Цпч Т1
В96Ц Т1
В96Ц—3 ТЗ
Al—Си Д20 Т1
1201 Tl, Т1Н
Д21 Т1
Al—Mg—Si—Си АДЗЗ Т1
Al—Mg—Si АВ Т1
Al—Mg—Li 1420 Т1
Таблица XVIII.2. Типы штамповок первого вида
Тип Конструктивные признаки Наибольшие габарит- ные размеры, мм Номер рисунка
диаметр высота
Диски Тела вращения с ободом и ступицей; 10s=D/SnP^30 1100 350 XVIII.I
Валы Тела вращения с ножкой и фланцем, сплошные и полые; 3<zH/D<Z10 500 2000
Стаканы Цилиндрические корпуса с фланцами пли без них; \,5<zH/D<Z 15 2500 3700 XVII 1.2
Конические корпуса Конические корпуса с фланцами или без них; 1,5<Я/£><:8 2500 2500 XVII 1.2
Сферические корпуса Полусферы с отверстием или без него и шаровые пояса; 0,5<Р///<2 Тела вращения с ребордой и ступи- цей 1500 600 —
Барабаны ко- лес * 1500 600 —
Крыльчатки Тела вращения с радиальным оре- брением; 1,5<О/Я<5 1100 400 XVII 1.3
* Только из сплава АК6.
Рис. XVI11.3. Поковка штампованная типа
крыльчаток
Рис. XVIII.4. Поковки штампованные типа лопастей (а) н лопаток (б)
Рис. XVIII.5. Поковки штампованные ребристые с прямой (с) и изогнутой (б) осью
Рис. XVI11.6. Поковка штампованная реб-
ристая произвольной формы с отверстиями
Рис. XVIII.7. Поковка штампованная типа панелей
Рис. Will.S. Поковка штампованная тапа мас-
сивных корпусов произвольной формы
Поковки из каждого сплава разделяют на группы по массе
или геометрической форме (толщине). К каждой группе предъ-
являют особые требования по механическим свойствам.
4^ X * * ♦ ♦
Рис. XVIII.9 Поковки штампованные типа массивных корпусов с прошитыми полостями
Таблица XVIII.3. Типы штамповок второго вида
Тип Конструктивные признаки Наибольшие габаритные размеры, мм Номер рисунка
высота ширина длина
Лопатки *, лопасти Вытянутой формы с пла- вно изменяющимся по длине сечением 150 800 4800 XVIII. 4
Ребристые с прямой осью Вытянутой формы, оре- бренные; Z./BCp>3 . 00 800 8000 XVIII. 5
Ребристые с изогнутой осью Вытянутой формы с из- гибами в плане, оре- бренные, Тр/ВСр>3 300 800 8000 XVIII. 5
Ребристые про- извольной формы Произвольной формы, оребренные; £/ВСр^З 300 1600 2700 —
Ребристые про- извольной фор- мы с отвер- стиями Произвольной формы, оребренные с отверстия- ми диаметром ^200 мм; £/Вср^З 300 1600 2700 XVIII. 6
Панели Произвольной формы с вафельным или луче- образным оребреннем; Т/Бср<^ 5 65 1500 4700 XVIII. 7
ААассивные кор- пусные Произвольной формы с большими перепадами площадей сечений 350 Усло- вный 0 1000 XVIII. 8
Многополост- ные корпусные Произвольной формы с полостями, образован- ными вертикальными и горизонтальными плун- жерами 500 Усло- вный 0 650 XVIII. 9
* Только из сплава БД 17.
Глава XIX
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ПОКОВОК И ШТАМПОВОК1
I. СПЛАВЫ АМг2, АМгЗ, АМг5, АМгб
Сплавы АМг2, АМгЗ, АМг5, АМгб благодаря хорошей сваривае-
мости и высокой коррозионной стойкости широко применяют для
изготовления поковок массой до 2500 кг и штамповок массой до
200 кг. Поковки и штамповки из сплавов АМг2 и АМгЗ всех
толщин поставляют без термической обработки, а из АМг5 и
АМгб — в отожженном состоянии. Их гарантируемые и типичные
механические свойства представлены в табл. XIX. 1 и XIX.2. Объем
Таблица XIX. 1. Гарантируемые механические свойства поковок и штамповок
из сплавов АМг2, АМгЗ, АМг5, АМгб по ОСТ
Сплав Масса, кг а0, МПа а0,2, МПа в,. % НВ, МПа
д п | в Д П Д п В
Поковки
АМг2 <30 167 147 137 15 13 11 441
АМгЗ <30 186 167 157 69 — 15 12 10 441
АМг5 <30 275 — — 147 — 15 — 638
АМгб <30 314 304 304 157 128 15 14 14 638
30—60 294 294 294 128 128 14 14 14 638
60—2500 284 284 284 118 118 И 11 11 638
Штамповки
АМг2 <30 167 147 137 _ - - 15 13 11 441
АМгЗ <30 186 167 157 69 —— 15 12 10 441
АМг5 <30 275 —— —- 147 — 15 — — 638
АМгб <30 314 304 304 157 128 15 14 14 638
30—60 294 294 294 128 128 14 14 14 638
60—200 284 284 284 118 118 11 11 11 638
Примечания: 1. Образцы испытывали в состоянии М. 2 Поковки и
штамповки из сплавов АМг2, АМгЗ всех толщин поставляют без ТО, а из
АМг5, АМгб — в состоянии М.
испытаний механических свойств, схема вырезки образцов и места
замера твердости указываются в чертеже или оговариваются
в СТУ.
Механические свойства поковок и штамповок зависят от тех-
нологии изготовления. Так, пониженная температура деформации
Авторы: Ф. В. Тулянкин, Г. И. Медведева, Ю. Н. Понагайбо.
Таблица XIX.2. Типичные механические свойства штамповок из сплавов
АМг2, АМгб в отожженном состоянии
Сплав Массв, кг ов, МПа о0,2, МПа в,. % НВ. МПа
д п Д п Д п В
АМг2 <30 177 177 88 88 23 22 520
.30—200 177 — —. 88 — 23 —. —. 500
АМгб <30 333 333 324 167 167 21 22 17 824
30—60 333 333 320 167 167 21 20 17 824
60—300 333 333 324 167 167 20 19 18 804
(теплая нагартовка) при свободной ковке и штамповке увеличи-
вает прочностные характеристики полуфабрикатов из сплава
АМгб (ов^313 МПа; о0,2^206 МПа; 6^5 %—для поперечного
по толщине направления и 6^7 % для долевого направления).
Однако нагартовка может понижать коррозионную стойкость за-
готовок вслетствие локального выделения 0-фазы по границам
зерен и плоскостям скольжения.
По данным работы [1], оптимальное сочетание механических
и коррозионных свойств получается в том случае, когда нагар-
товку производят за две пли несколько технологических операций.
Предварительно изготовленную заготовку нагревают до 185—
210 °C и нагартовывают при 180—220 °C со степенью деформации
20—30 %. Затем нагартованную заготовку отжигают при 240—
270 СС, охлаждают на воздухе и проводят окончательное формо-
образование с нагартовкой при 180—220 °C со степенью деформа-
ции 25—50 %. Разделение нагартовки на два этапа создает усло-
вия для равномерного распределения 0-фазы после промежуточ-
ного отжига.
2. СПЛАВ АВ
Сплав АВ благодаря высокой пластичности широко применяют тя
изготовления поковок массой до 1500 кг и штамповок массой до
200 кг сложной конфигурации. Сплав АВ применяют в состоянии Т1.
Поковки массой до 1500 кг имеют следующие гарантируемые
механические свойства: ов = 274 МПа и 6 = 10% в долевом на-
правлении, а штамповки массой до 200 кг ов = 294 МПа, о0,2 =
= 215 МПа и 6 = 12 % —в долевом направлении и ов = 265 МПа
и 6 = 4 % —в поперечном по ширине. Их твердость по Бринеллю
равна 834 МПа. Поставляются поковки и штамповки в состоя-
нии Т1. Типичные механические свойства штамповок приведены
в табл. XIX.3. При изготовлении поковок и штамповок из прес-
сованных прутков существенное влияние на структуру и свойства
оказывает температура прессования прутков. Прутки, отпрессован-
*
Таблица XIX.3. Типичные механические свойства штамповок из сплава ABTI
Масса, кг Ов, МПа сг0,2. МПа в.. % НВ, МПа
д п в д п д п в
<30 313 313 313 245 255 13,5 15,0 14,0 1090
30—200 302 — — 255 — 10 — — 834
Таблица XIX.4. Механические свойства поковок из сплава ЛВТ1,
изготовленных из прутков, отпрессованных при различных температурах
Направление вы- резки образцов ав. МПа, при о0,2» МПа, при в. %, при
430'С 360 с 430 СС 360 °C 430 °C 360 °C
Тангенциальное 33.5—312 320-322 259—265 235—237 12,8—14,0 12,4—12,8
Осевое 304—330 288—289 240—260 216—220 16,0—16,4 16,8—19,8
Радиальное 321—325 302—311 250—252 215—228 12,0—12,8 12,0—12,8
ные при низких температурах, не обладают пресс-эффектом,
вследствие чего в поковках и штамповках нельзя получить мелко-
зернистую структуру и высокие прочностные свойства
(табл. XIX.4).
3. СПЛАВЫ Д1, ВАД1, Д16, Д16ч, ВД17,
АК6, АК6—1, АК8, АК4, АК4— 1, АК4—1ч
Из данной группы сплавов в качестве ковочных широкое примене-
ние в различных отраслях машиностроения и в особенности в са-
молетостроении нашли сплавы Д1, АК6, АК6—1, АК8, АК4,
АК4—1, АК4—1 ч. Сплавы ВАД1 и ВД17 применяют ограниченно.
Наиболее широко в последнее время в самолетостроении исполь-
зуют поковки и штамповки из сплава Д16ч.
Из сплавов Д1, АК.6, АК6—1, АК8, АК4, АК4—1, АК4—1ч из-
готавливают поковки массой до 2000 кг и штамповки массой
до 350 кг, а из ВД17 и ВАД1 — поковки до 200 кг и штамповки
до 100 кг.
Гарантируемые и типичные механические свойства поковок и
штамповок представлены в табл. XIX.5 и XIX.6. Объем испытаний
механических свойств (группа контроля), схема вырезки образцов
и места замера твердости указываются в согласованном чертеже
пли оговариваются в СТУ.
Для ответственных поковок и штамповок из сплава АК6Т1 га-
рантируются значения Ктс, которые на образцах ДП, ПД и ВД
должны быть не ниже 36, 29 и 23,5 МПа-м’7* соответственно.
Таблица XIX.5. Гарантируемые механические свойства поковок
и штамповок из сплавов Д1, ВАД1, ВД17, АК6, АК6—1, АК8, АК4, АК4—I,
АК4—1ч по ОСТ
Сплав Состояние Масса, кг св, МПа о,.,. МПа с» % НВ, МПа
Д п в Д п д п в
Поковки
Д1 ВД17 Т Т1 <700 <200 353 392 333 314 255 — 10 10 5 4 932
АК6 т <200 324 — — 157 — 16 — — 932
АК6, АК6-1, АКбч Т1 <1500 373 363 353 — — 8 6 4 932
АК8* т <750 383 363 324 245 — 10 8 4 1079
750—2000 373 353 324 235 — 8 7 4 1079
Т1 <30 412 392 373 334 — 8 4 3 1177
30-2000 392 373 353 314 — 6 4 2 1079
АК4 т <700 363 353 343 265 255 4 3 3 981
АК4— 1, АК4—1ч Т1 <700 373 373 363 265 255 5 4 4 1069
IL 'тамповки
Д1 т <200 373 353 324 196 177 12 6 5 932
ВАД1 Т1 <100 402 392 — 284 275 7 6 — 1079
ВД17 Т1 <30 373 — — 255 — 10 — — —
АК6 Т1 <350 383 373 353 275 245 10 7 5 981
АК6-1, АКбч Т1 Штамповки барабанов колес •• 402 402 — — — 12 12 — —
АК8* т <200 383 363 343 245 235 11 8 6 1079
Т1 <30 432 412 383 353 — 10 6 4 1177
Т1 30—200 123 402 383 343 — 8 6 3 1079
АК4 Т1 <100 373 363 353 275 265 5 4 3 981
АК4- 1 Т1 <100 392 373 373 275 265 6 4 4 1069
АК4—1ч Т1 100—200 .73 373 363 265 255 5 4 4 1069
Примечание Механические свойства поковок и штамповок, поста-
вляемых без ТО и имеющих максимальную толщину в данном месте по трем
взаимно перпендикулярным направлениям бо iee 150 мм, определяют на пред-
приятии-потребителе после черновой механической обработки и термической
обработки; они должны соответствовать требованиям табл. XIX.5 и \1X.6.
* Для поковок и штамповок из сплава АК8 до 30 кг допускается приве-
денный показатель твердости НВ^1079 МПа при условии, если механические
свойства соответствуют таблицам XIX.5 и XIX.6. ** Штамповки барабанов
колес с регламентированной макроструктурой.
Таблица XIX.6. Типичные механические свойства штамповок* из сплавов
Д1, Д16ч, АК6, АК8, ВАД1. АК4, АК4—1
Сплав Состо- яние Мвсса, кг ов. МПа 00,2. МПа 6„ МПа НВ, МПа
Д п В Д п Д п в
Д1 т <30 402 392 245 235 15 13 1079
Д16ч т <30 432 412 402 284 275 12 10 7 1177
Т1 30—200 451 432 422 353 343 10 7 5 —
АК6 Т1 <350 102 383 363 294 275 12 8 6 1030
АК8 Т1 30-200 471 432 373 392 373 10 8 5 1275
В АД 1 Т1 <100 450 — — 310 — 14 — — 1128
АК4 Т1 <100 412 — — 284 — 6 — — —
АК4—1 Т1 <100 412 392 383 314 294 8 6 5 1128
* Штамповки с регламентированной (мелкозернистой, однородной по всему
объему) макроструктурой.
Влияние технологических параметров
на структуру и свойства поковок и штамповок
Температурные режимы деформирования. Изменение температуры
начала деформирования с 400 до 450 °C не оказывает существен-
ного влияния на механические свойства поковок из сплавов АК6
и АК8. Дальнейшее ее повышение до 470 °C приводит к пониже-
нию прочностных характеристик сплава АК8 на 23,5 МПа.
Понижение температуры конца деформирования с 400 до 350—
300 °C приводит для поковок из сплавов АК6 и АК8 к снижению
прочностных характеристик на 23—29 МПа вследствие образова-
ния крупнозернистой структуры. При изготовлении штамповок
с тонкими ребрами и полотном, а также лопастей с тонким пером
особенно важное значение имеет температура штампа.
Исследования, проведенные в связи с обнаружением крупно-
зернистой структуры в пере лопастей, показали, что основным тех-
нологическим фактором, определяющим характер макроструктуры
штамповок лопастей из сплава Д1, является температура металла,
замеренная сразу после окончания деформирования в самой тон-
кой части лопасти до выемки ее из штампа. Чем эта величина
выше, тем меньше вероятность образования крупнокристалличе-
ской структуры и выше значения прочностных характеристик
(рис. XLX.1).
Если температура металла непосредственно после штамповки
выше 400 °C, то в лопастях по всей длине наблюдается только
мелкозернистая структура (рис. XIX.2), обеспечивающая наиболее
высокие прочностные характеристики готовых лопастей и повышен-
ную усталостную выносливость. При температуре выше 300 °C, но
ниже 400 °C в конце самой тонкой части пера лопасти образуется
крупнозернистая структура. При температуре ниже 330 °C наблю-
дается крупнозернистая структура на значительной длине лопасти.
Для получения лопастей с мелкозернистой структурой и макси-
мальными значениями прочностных свойств температуру конца
штамповки, а также штампа необходимо поддерживать в интер-
вале 400—460 °C, ближе к верхнему пределу.
Зависимости влияния температурных режимов деформирования
на структуру и свойства поковок и штамповок из сплавов АК6 и
вс, МПа
Рис. XIX.I. Влияние температуры на-
грева заготовок на временное сопро-
тивление штамповок лопастей из сплава
Д1 после закалки и естественного ста-
рения:
1 - 390-420 °C; 2 — 420-460 СС
АК8 аналогичны полученным на
штамповках из сплава Д1.
Степень деформации. Большое
влияние на структуру и свойства
оказывает степень деформации при
последней
если ее
операции штамповки,
проводят за несколько
1
ней величиной зерна более
6 = 30,6%.
переходов. Если полуфабрикат при
последнем деформировании имел
степень деформации, близкую к
критической, то при закалке про-
исходит рост крупных зерен и
с\ щественное снижение прочност-
ных характеристик. Так, штам-
повки из сплава АК8Т1 в слу-
чае мелкозернистой структуры име-
ют вдоль направления волокна
следующие механические свойства:
ов = 4514-481 МПа; Оо,2 = 383-т-
402 МПа; 6=114-12 %; в случае
крупнозернистой структуры сосред-
см2 — ов = 350 МПа; оо.г = 277 МПа;
Как правило, крупнозернистая структура образуется, если
степень деформации при последней штамповке составляла 5—
Рис. XIX.2. Макроструктура термообработанных лопастей из сплава Д1. изготовленных при
450 (а) и 350 °C (б)
15 %. Влияние степени деформации особенно заметно в тех слу-
чаях, когда при деформировании ковкой или штамповкой имеют
место значительные перемещения одних слоев металла относи-
тельно других слоев или стенок инструмента.
На рис. XIX.3 показана макроструктура штамповки из сплава
Д16ч с крупнозернистыми участками, образовавшимися между за-
торможенными гравюрой штампа (так называемой «застойной»
зоной) и интенсивно истекающими в облой слоями металла. Иск-
лючение значительных перемещений одних слоев металла относи-
тельно других достигается выбором оптимальной формы и вели-
чины исходной заготовки, оптимального количества заготовитель-
ных и предварительных переходов, оптимальных температурных
устовий деформирования и др.
Существенное влияние оказывает степень деформации на меха-
нические свойства и в особенности на пластичность в поперечном
по толщине направтении Эта характеристика зависит от наличия
в поковках и штамповках макро- и микронесплошностей
Рис. XIX.3. Макроструктура штамповки из сплава Д1Ьч
с участками крупного зерна
(табл. XIX.7). Пораженность поковок и штамповок расслоениями
возрастает с увеличением степени деформации (рис. XIX.4).
На рис. XIX 5 представлены данные по влиянию содержания
марганца при одной и той же степени деформации на поражен-
ность штамповок из сплава АК8 расслоениями (микронесплошно-
стями), а на рис. XIX.6 показано влияние суммарной площади
расслоений на их механические свойства.
Схема ковки и размеры поковки. Увеличение толщины поковок
из сплавов ЛК6 и АК8 от 100 до 200 мм (при одинаковых исход-
ных заготовках и схемах ковки, обеспечивающих одну и ту же
общую деформацию слитка), приводит к понижению предела те-
Таблица XIX.7. Влияние расслоений на механические свойства поковок
(320X710 мм) из сплава АК6Т1 в поперечном по толщине направлении
ив, МПа о0,-, МПа в. % Характер излома образцов
404 365 6,0 Излом без расслоений
418 336 8,8 То же
418 354 8,0
422 353 8,8
394 360 4,8 Расслоения площадью 0,24 мм2
380 345 4,4 Расслоения площадью 0,25 мм2
370 345 2,8 Расслоения площадью 0,82 мм2
кучести на 20—59 МПа. Временное сопротивление при этом оста-
ется практически без изменения.
поражен-
АК6 рас-
Рис. XIX.4 Влияние степени де-
содержанпя
количество
суммарную
площадь (пунктирная линия) рас-
слоений в изломе штамповок из
сплава АК8; /?изл“94 см2 (п — ко-
личество расслоений)
Рис. XIX.5. Влияние
марганца на среднее
(сплошная линия) и
формации при осадке на
ность поковок из сплава
Рис. XIX.6. Влияние сум-
марной площади расслоений
Sp) на механические
свойства штамповок из
сплава АК8 в поперечном
по толщине направлении
Форма
влияет на
изготавливаемой поковки также
их свойства, как и у поковок из
сплавов системы А1—Zn—Mg—Cu.
При изготовлении штамповок из пред-
варительно прокованных заготовок повы-
шение степени деформации слитка при ков-
ке (укова) с 4,7 до 12,5 сопровождается
для сплава АК6 повышением ов штампо-
вок на 29 МПа.
Анализ структуры и механических
свойств пиковок из сплавов АК6 и АК8, из-
готовленных из слитка диаметром 317—
800 мм, показал, что повышение общей де-
формации слитка с 6 до 14 (ковка по II и
IV схемам) обеспечивает однородную струк-
туру и уменьшает разброс механических
свойств. Средние значения механических
свойств в этом случае изменяются следую-
щим образом: прочностные характеристики сплава АК6 законо-
мерно повышаются на 25—34 МПа, а из АК8 — практически не
изменяются, но у сплава АК8 повышается удлинение в продоль-
ном направлении на 4—6 % и в направлении по ширине и тол-
щине на 2—3 %.
Влияние термической обработки. Для предотвращения короб-
ления тонкостенных штамповок сложной конфигурации при за-
калке применяют в качестве охлаждающей среды воду с темпе-
ратурой 80—100 °C. Так, штамповки из сплава АК4—1 с толщи-
ной стенки до 80 мм охлаждаются с температуры нагрева под
закалку в кипящей воде, из АК6 с толщиной стенки до 30 мм —
в воде с температурой 90 °C, а из сплава АК8 с толщиной стенки
до 30 мм — в воде с температурой 80 °C.
У штамповок из сплава АК4—1, охлажденных с температуры
нагрева под закалку в кипящей воде, значения временного сопро-
тивления, ударной вязкости и твердости практически не изменя-
ются по сравнению со свойствами после обычной закалки в хо-
лодную воду. Предел текучести более чувствителен к изменению
скорости охлаждения при закалке. Закалка в кипящую воду сни-
жает предел текучести на 32 МПа и повышает относительное
удлинение на 1 % по сравнению с закалкой в холодную воду. Для
получения при закалке в кипящую воду такого же уровня значе-
ний предела текучести и относительного удлинения, как при
обычной закалке в холодную воду, необходимо повышение темпе-
ратуры искусственного старения у сплава АК4—1 на 5—10 °C по
сравнению с обычной температурой старения (190°C). Повышение
температуры закалочной воды до 100 °C практически не влияет на
длительную прочность штамповок из сплава АК4—1 при повышен-
ных температг рах.
Для штамповок из сплава АК6 повышение температуры воды
в закалочном баке до 80 °C снижает временное сопротивление и
предел текучести на 15—20 МПа по сравнению с закалкой в воду
при 20 °C. Закалка штамповок из сплава АК6 в воду с темпера-
турой 90—100 °C снижает прочностные характеристики на 29—
49 МПа, а относительное удинение на 1—3 % по сравнению с за-
калкой в воду при 20°C (при одинаковых режимах старения).
Ударная вязкость при этом практически не изменяется.
4. СПЛАВЫ Д20, Д21, 1201
Сплавы Д20, Д21 облагают сравните 1ьно высокой прочностью при
250—300 °C и хорошо свариваются. Из них изготавливают поковки
и штамповки массой до 100 кг. Сплав 1201 предназначен для ис-
пользования в сварных конструкциях, работающих в интервале
-2534-150 °C. Из него производят поковки толщиной до 350 мм и
штамповки толщиной до 100 мм.
Сплавы данной группы применяют в закаленном и искус-
ственно состаренном состоянии (Т1), а также в нагартованном
после закалки со средней величиной деформации 1—5 % и искус-
ственно состаренном (Т1Н).
Гарантируемые и типичные механические свойства поковок и
штамповок представлены в табл. XIX.8 и XIX.9. Объем испытаний
механических свойств (группа контроля), схема вырезки образцов
и места замера твердости указываются в согласованном чертеже
пли оговариваются в СТУ.
Поковки и штамповки из сплавов Д20 и Д21 в термически
обработанном состоянии имеют частично или полностью рекри-
Таблица XIX.8. Гарантируемые механические свойства поковок и штамповок
из сплавов Д20. Д21, 1201 по ОСТ
Сплав Состо- яние* Масса, кг Толщина, мм oQ. МПа О011. МПа 6. % НВ. МПа
д п в Д п д п
Поковки
Д20 Т1 <100 373 363 353 255 10 4 4 981
Д21 Т1 <100 — 102 392 392 294 284 6 3 3 981
1201** Т1 — <100 192 373 363 275 255 6 4 2 981
Т1Н —. <100 422 422 412 343 334 6 4 2 1079
100—125 112 412 402 334 321 6 4 2 1079
125—200 392 392 373 294 294 6 4 2 1079
ию—зои 353 353 343 265 255 6 4 2 1079
3 )0 -350 343 343 324 255 245 6 4 2 981
й 'тамп01 зки
Д20 Т1 <100 373 363 353 255 10 4 4 981
Д21 Т1 <100 — 402 392 392 294 284 7 4 4 981
1201 Т1 — <100 392 383 — 255 245 8 1 — 981
* Поковки и штамповки из сплавов Д20 и Д21, имеющие максимальную
толщину в данном месте по трем взаимно перпендикулярным направлениям
<150 мм, а из сплава 12Q1—<100 мм, поставляют в термически обработан-
ном состоянии. ** Поковки из сплава 1201 толщиной свыше 100 мм поставляют
с фактическими свойствами до накопления статистических данных.
Таблица Х1Х.9. Типичные механические свойства поковок и штамповок
из сплавов Д20. 1201
Сплав Состо- яние Масса, кг ав. МПа МПа в.. % НВ. МПа
д п В д П Д п В
Д20 Т1 <100 383 383 — 275 255 18,0 17 — 1167
100—400 402 — 363 275 — 13,0 — 13,0 1187
1201* Т1 <30 412 397 — 314 309 10,0 9 — —
30-100 407 392 378 294 275 9,0 7 5,5 1079
Т1Н 30—100 441 432 427 353 333 8,5 7 4,5 1079
* Данные А. М. Дрица и др.
сталлизованную структуру, а из сплава 1201—полностью рекри-
сталлизованную структуру; при этом величину рекристаллизован-
ного зерна можно изменять в широких пределах в зависимости от
химического состава и технологии изготовления. Размер зерна
в полуфабрикатах оказывает существенное влияние на характе-
ристики свариваемости и свойства сварного соединения С измель-
чением зерна снижается коэффициент трещпнообразования при
сварке и повышается прочность сварного соединения’.
Рис. XIX.7. Макроструктура штамповки из сплава
120] после деформации прн 300—550 'С
Для получения в поковках и штамповках мелкозернистой
структуры содержание переходных металлов — марганца и цирко-
ния— в сплаве 1201 целесообразно поддерживать ближе к верх-
нему пределу по ОСТ. Получению в поковках и штамповках мел-
козернистой структуры после окончательной термической обра-
ботки способствует снижение температуры деформации до 300—
350 °C (рис. XIX 7).
5. СПЛАВЫ В95, В95пч, В95оч, В93пч.
В96Ц, В96Цпч, В96Ц—3
Высокопрочные алюминиевые сплавы В95, В95пч, В93пч широко
применяются для изготовления массивных кованых и штампован-
ных полуфабрикатов, предназначенных для силовых деталей
авиационной техники. Сплавы В96Ц, В96Цпч, В96Ц—3 в качестве
ковочных сплавов применяются ограниченно.
Из высокопрочных алюминиевых сплавов изготав твают по-
ковки и штамповки соответственно массой:
1) из В95оч, В95пч, В95 — 30—1000 и 30—200 кг;
2) из В93пч — 30—3500 и 30—1000 кг;
3) из В96Цпч, В96Ц—30—50 и ^30 кг;
4) из В96Ц—3— >30 кг.
Поковки и штамповки из сплавов В93пч, В96Цпч, В96Ц, имею-
щие максимальную толщину в данном месте по трем взаимно
перпендикулярным направлениям 150 мм, дтя В95оч, В95пч,
В95 100 мм и для В96Ц—3 ^80 мм поставляют в состоянии Т1
(В95, В95пч, В95оч, В93пч, В96, В96Цпч); Т2 (В95пч,
В95оч, В93пч) и ТЗ (В95пч, В95оч, В93пч, В96Ц—3).
Гарантируемые и типичные механические свойства поковок и
штамповок из сплавов В95, В95оч, В95пч, В93пч, В96Ц, В96Цпч,
В96Ц—3 представлены в табл. Х1Х.10 и XIX.11, а характеристики
конструкционной прочности — в табл. XIX.12 и XIX.13.
Высокопрочные алюминиевые сплавы системы А1—Zn—Mg—
Си имеют самый высокий уровень прочностных свойств и в этом
отношении существенно превосходят сплавы других систем. Вместе
с тем сплавы, состаренные на максимальную прочность (по ре-
жиму Т1), имеют пониженные значения пластичности и характе-
ристики конструкционной прочности.
Главная задача при производстве и применении поковок и
штамповок из высокопрочных алюминиевых сплавов — существен-
ное повышение надежности и долговечности конструкций и, в ча-
стности, повышение характеристик конструкционной прочности при
незначительном снижении статической прочности. Решается она
в двух направлениях:
1) путем ограничения содержания примесей железа и кремния
(создание новых сплавов повышенной и особой чистоты В95пч,
В95оч, В93пч), что обеспечивает вследствие уменьшения количе-
ства железо- и кремнийсодержащих нерастворимых частиц повы-
шение пластичности, ударной вязкости, работы разрушения без
снижения статической прочности;
2) разработкой режимов «смягчающего старения» (Т2, ТЗ), по-
зволяющих вследствие более равномерного распределения продук-
тов распада пересыщенного твердого раствора по объему зерен
получить высокое сопротивление коррозионному растрескиванию
под напряжением и дополнительно повысить пластичность, удар-
ную вязкость, работу разрушения образца с трещиной, вязкость
разрушения. Режимы «смягчающего старения» вызывают некото-
рое разупрочнение по сравнению со старением по режиму Т1, при-
чем при режиме ТЗ прочностные свойства сплава снижаются силь-
нее, чем при Т2.
В табл. XIX.14, XIX.15 представлены механические свойства и
характеристики конструкционной прочности поковок и штамповок
из высокопрочных алюминиевых сплавов в зависимости от режи-
мов старения.
Существенное влияние на свойства и структур} поковок и
штамповок из высокопрочных адюминиевых сплавов оказывают
технологические факторы: вид исходной заготовки, режимы дефор-
мирования (температура нагрева заготовок перед ковкой и штам-
повкой, степень деформации, схема ковки и др.).
Таблица XlX.10 Гарантируемые механические Свойства поковок и штамповок ш сплавов В95, ВЧЯпч, В9Г>оч, ВОЧпч.
В96Ц. ВЭбЦпч, В96Ц-3 по ОСТ
НВ, МПа
в. % С
С ч
a0,i. МПа са Е
ч
BLIW ,во m
Е
ч
350
chipmaker.ru
Продолжение табл. XIX. 10
Сплав Состо- яние Масса, кг Толщина, 0В, МПа 0П)5. МПа в. % НВ, МПа
д п В Д п В Д п В
В96Цпч Т1 <50 — 588 539 539 4 2 1667
В96Ц Т1 <50 — 588 539 — 539 —- — 4 2 1667
В96Ц—3 ТЗ — <75 490—578 481—569 441—529 422—520 412—510 392—490 7 5 1,5
— 75—100 181—569 470—559 441—529 412-510 402—500 382—481 7 4 1,5 —
Штамповки
В95пч — 510 451 412 432 — — 6 4 3 1226
Т1 <30 — 510 451 412 432 — — 6 4 2 1226
В95пч, 30—200 <75 481—549 470—539 451—519 422- 490 412—481 402—470 6(7) 4(5) 2(3) 1177
Т2 — 75—100 470—539 461—529 441—510 412-481 402—470 392—461 6(7) 3(4) 2(2) 1177
В95оч ТЗ — <75 151—520 441—510 422—490 382 -451 372—441 363—432 7(7) 5(5) 3(3) 1079
— 75—100 441—510 432—500 412-181 372—441 362—432 353—422 7(7) 6 3(4) 2(2) —
В95 — — 510 451 412 432 — — 4 3 1226
Т1 <30 — 510 451 412 432 — — 6 4 2 1226
30-200 <75 451—520 441—510 422-490 382—451 372—441 363—432 7 5 3 1079
В93пч ТЗ — — 181 481 470 432 432 — 6 4 3 1226
Т1 <30 — 470 470 470 432 432 — 6 4 2 1226
30—200 — 470 470 470 432 432 —— 6 4 2 1226
200—1000 — 451—520 451—520 451—520 412—490 412- 490 — 9 6 3 3 1079
Т2 <30 — 441—510 441—510 441—510 402—481 402 -481 — 8 5 1079
30—200 — 432—500 432—500 432—500 392—470 392—470 7 5 3 981
ТЗ 200—1000 — 422—490 422—490 422—490 333—412 333—412 — 8 6 5 1079
<30 —- *12—481 412—481 412—481 333—412 333—412 — 9 6 4 981
30—200 — 412—481 412—481 412—481 333—412 333—412 — 8 6 4 981
200—1000 — 618 549 —— 569 490 5 3 1667
В96Цпч, Т1 <30
В96Ц
В96Ц—3 ТЗ — <75 490—579 481—569 451—539 422- -520 412—510 402—500 7 5 2
75—100 481—569 470—559 441—529 412—510 402—500 392—490 7 4 2 —
Примечания: 1. Объем испытаний механических свойств (группа контроля), схема вырезки образцов и места замера
твердости указываются в сегласовапцрм neuie-Ke или оговчрнваюкя в СТУ 2. Для сплава В95оч значения б приведены в скобках.
। аблипа XIX.II. Типичные механические свойства поковок и штамповок из сплавов В95, В95пч, В«3пч, ВОбЦ, ВООЦ—Й
Сплав Состояние Масса, кг Толщина, мм Ов, Л\11а ао 2, МПа в. % НВ, МПа
Д п В Д п Д п, В
Штамповки
ВЭЗпч T1 <30 — 520 510 510 490 480 8,0 6,0 4,0 1370
30—200 — 510 500 490 470 460 8,0 6,0 4,0 —
200—400 — 490 490 490 470 460 8,5 6,0 4,0 —
Т2 30-200 —‘ 470 470 460 420 420 9,0 6,0 4,0 —
200-1000 460 460 450 410 410 8,0 6,0 4,0 —
ТЗ 30—200 — 450 450 440 390 390 10,0 7,0 5,0 —-
200—1000 — 440 440 430 370 370 9,0 6,0 4,0 —
В95пч, В95оч Т1 30—1000 — 550 550 460 500 500 10,0 8,0 2,8 1660
В96Ц Т1 <30 — 650 640 640 — — 6,0 6,0 4,0 —
Поковки
В93пч ТЗ . 1000—3000 — 440 430 420 360 350 8,0 6,0 4,0 1116
В95пч, В95оч Т1 Т2 — 200 200 540 518 520 503 510 480 480 443 470 426 9,0 10,2 6,5 9,1 2,7 (5,0) 3,2 (5,0) __
ТЗ — 200 474 460 430 377 355 10,5 10,0 7,3 (8,0) —
В96Ц-3 ТЗ — 75 530 530 — 460 450 10,0 8,0 — —
СО 2 Примечание. Для сплава В95оч значения д приведены в скобках.
Таблица XIX.12. Гарантируемые значения вязкости разрушения
и сопротивления коррозионному растрескиванию под напряжением поковок
и штамповок из сплавов В95, В95пч, В95оч, В93пч, В96Ц—3 по ОСТ
Сплав Состояние МПа.м'/а V» МСм/м окр. МПа
дп ПД вд
ВЭЗпч Т1 28,1 21,8 17.1
Т2 30,0 25,0 20,3 24,5 172
ТЗ 30,5 28,1 25,0 25,5 245
В95 Т1 28,1 20,3 17,1 — —
В95пч Т1 31,2 21,8 18,7 — —
Т2 32,8 23,4 18,7 21,0 172
В95оч Т2 30,5 26,5 21,8 21,0 172
В95пч ТЗ 34,4 25,0 20,3 25,5 245
В95оч ТЗ 37,5 28,1 23,4 22,5 245
В96Ц—3 ТЗ 28,1 25,0 20,3 — —
Примечание. Поковки и штамповки из сплавов ВЭЗпч, В95пч, В95оч
проверяют на коррозионное растрескивание под напряжением методом элек-
тропроводности. Значение электропроводности (у) должно быть не менее зна-
чений, приведенных в табл. XIX. 12. При меньших значениях проводят испыта-
ние на коррозионное растрескивание на кольцевых образцах, вырезанных в вы-
сотном направлении, при напряжении 172 МПа для режима Т2 и 245 МПа для
режима ТЗ; продолжительность испытания 30 сут.
Таблица XIX.13. Типичные значения вязкости разрушения (Kic) поковок
И штамповок из сплавов В95пч, В95оч, ВЭЗпч, В96Ц—3
Сплав Состояние К!С, МПа - м’/з Сплав Состояние К/с, МПа-м'/»
дп ПД ВД ДП пд ВД
В95оч Т2 37,5 31,2 26,5 В93пч Т1 30,0 28,1 23,4
ТЗ 40,6 37,5 30,0 Т2 32,8 30,0 25,0
В95пч Т1 31,2 30,0 25,0 ТЗ 35,9 32,8 30,0
ТЗ 37,5 34,4 — В96Ц—3 ТЗ 31,2 28,1 21,8
Таблица Х1Х.14. Механические свойства
и сопротивление коррозионному растрескиванию
под напряжением в поперечном по толвщне
направлении поковок из сплава В95пч, состаренных
по различным режимам [2]
Состояние ов, МПа а0 2. МПа в. % КР, сут
Т1 510 470 2,7 10
Т2 480 140 3,2 63
ТЗ 430 350 7,3 86
Вид исходной заготовки. Поковки и штамповки изготавливают
в основном из слитков или прутков. Для изготовления плоскостных
штамповок применяют плиты.
При изготовлении поковок и штамповок из слитка в них на-
следуется структура слитка. У штамповок, имеющих мелкозерни-
стую структуру, прочностные свойства на 20—30 МПа выше, чем
у штамповок с крупнозернистой структурой. В слитках из высоко-
прочных алюминиевых сплавов чаше, чем в слитках из других
сплавов, наблюдается веерная структура Поковки и штамповки
в значительной мере сохраняют веерную структуру слитка
(рис. XIX.8), что приводит в ряде случаев к понижению мехапи-
Рис. XIX.8. Макроструктура поковки
из высокопрочного алюминиевого
сплава, изготовленного из слитка
с веерной структурой
ческих свойств поковок и штамповок. У поковок и штамповок из
сплава В93 прочностные свойства снижаются на 10—40 МПа,
а относительное удлинение — на 1,5—2,5 %.
При увеличении диаметра слитка снижается уровень механиче-
ских свойств поковок (табл. XIX. 16). У штамповок сплава В93,
Таблица XIX.15. Влияние смягчающих режимов старения Т2 и ТЗ
иа механические свойства и характеристики конструкционной прочности
поковок из сплава В95оч [3]
Состояние Толщина, мм Направление вырезки образцов Ов, МПа °0,2- МПа «. % лгг/, МДж / м2 кст, МДж / м*
Т2 100 д 493 407 12,7 0,19 0,16
п 485 395 11,0 0,13 0,09
В 180 394 6,3 0,06 0,43
ТЗ 100 д 482 391 12,7 0,2.3 0,18
п 485 396 11,0 0,12 0,95
в 460 365 7,3 0,06 0,05
Т2 200 д 518 443 10,2 0,15 0,13
п 503 426 9,1 0,10 0,08
в 506 436 6,8 0,07 0,05
ТЗ 200 д 471 382 11,7 0,21 0,18
п 458 361 п,о 0,14 0,11
в 467 380 8,1 0,09 0,75
Таблица XIX16. Механические свойства поковок из сплава В93Т1,
изготовленных из слитков различного диаметра
d, ав, МПа о0 2, МПа в, %
мм Д п В Д п в д п В
317 510—520 500—510 500—510 500—510 190—500 490—500 11—12 8—9 4—5
440 500—510 490—500 500—510 490—500 180 -490 490—500 8—9 5-6 5—6
570 490—500 480—490 480—490 470—480 460—470 470—480 8—9 4—5 4—5
изготовленных из прессованной заготовки, структура, как правило,
более крупнозернистая, чем у штамповок, изготовленных из слитка.
Режимы деформирования. У поковок из сплава В93 установ-
лена зависимость структуры и свойств от времени нагрева под
вторую ковку (табл. XIX. 17). Увеличение выдержки под вторую
ковку до 10 ч приводит к росту зерна и снижению о и оо,2-
Таблица XIX. 17. Зависимость механических свойств поковок из сплава
В93Т1 от режимов нагрева под вторую ковку
Режим нагрева под ковку ов, МПа о0 2, МПа б. %
Д п В д п Д п В
Нагрев 505 496 503 489 484 15,6 12,5 7,3
Нагрев+выдержка 4 ч 502 496 487 490 468 11,0 5,5 6,6
То же, 10 ч 481 492 480 474 470 9,7 5,9 3,5
В поковках из высокопрочных сплавов В95оч, В95пч, В96Ц,
В96Ц—3, содержащих переходные металлы (марганец, хром, цир-
коний), эта зависимость выражена в меньшей степени
Переходные металлы (Л1п, Сг, Zr) оказывают большое влия-
ние на структуру и свойства поковок и штамповок. Они способст-
вуют повышению температуры рекристаллизации, тормозят про-
цессы рекристаллизации как при горячей деформации, так и при
последующих нагревах под закатку. Наиботее эффективным явля-
ется цирконий Переходные металлы обеспечивают создание в по-
ковках и штамповках после закалки мелкозернистой перекристал-
лизованной структуры (рис. XIX.9).
Если при изготовлении поковки ши штамповки степень дефор-
мации бтизка к критической, то при последующей закалке фор-
мируется крупнозернистая структура, что приводит к снижению
прочностных характеристик. Особенно это характерно дтя сплава
В93. Легко образуется крупнозернистая структура в зоне так на-
зываемого «ковочного креста» (рис. \IX.10). Ее наличие в поков-
ках из сплава В93 вызывает снижение временного сопротивления
на 70 МПа прн повышении относительного удлинения на 2—4 %.
Наиболее вероятно образование крупнозернистой структуры
в штамповках, у которых при последней операции штамповки сте-
пень деформации составляла 5—
15% (рис. XIX.11).
От режимов деформирования
зависит наличие в поковках и
штамповках дефектов типа рас-
слоений (макро- и микронеспло-
шностей), являющихся причиной
резкого снижения механических
свойств, и в особенности, относи-
тельного j длинения. Даже микро-
расслоения обусловливают сни-
жение относительного удлинения
в высотном направлении в 2—
3 раза и резкое падение сопро-
тивления коррозионному растре-
скиванию.
Количество дефектов зависит
от многих факторов, в том числе
от температуры и степени дефор-
мации, а также от содержания
Рис XIX.9= Макроструктура штамповки из
сплава В95 (с) и В96Ц—3 (6)
Рис. XIX. 10. Крупнозернистая структура в зоне «ковочного креста» у поковки
из сплава В93
переходных металлов. Чем выше температура и степень деформа
цпп, а также содержание переходных металлов, тем больше этих
дефектов [4, 5]. На рис. XIX.12 и XIX.13 приведены данные по
влиянию степени деформации и содержания марганца на механи-
ческие свойства в поперечном по толщине направлении у поковок
и штамповок из высокопрочного алюминиевого сплава.
Рис, XIX.11. Макроструктура штам
повки из сплава В93пч
С увеличением толщины поковок прочностные характеристики
снижаются особенно у образцов, вырезанных по ширине и толщине
поковок (табл. XIX.18). При этом для поковок из сплава В95
имеет место значительная разница в значениях временного сопро-
тивления при испытании образцов, вырезанных непосредственно
из термообработанных поковок, и оттельно закаленных образцов,
вырезанных из нетермообработанных
поковок; для поковок из сплава В93
эта разница значительно меньше. Свя-
зано это с тем, что прокаливаемость
сплава В93 значительно выше, чем
сплава В95.
Форма изготавливаемой поковки
оказывает существенное влияние на
механические свойства и их распре-
деление по направлениям. Так, если
прямоугольная поковка имеет сече-
ние, близкое к квадрату (отношение
ширины к толщине не более 1,3), то
практически не удается обеспечить ме-
Рис. XIX. 12. Зависимость механических
свойств в поперечном по толщине направ-
лении у поковок из сплава B93TI от сте-
пени деформации и наличия расслоений
(без расслоений — сплошные линии, с рас-
слоениями — пунктирные)
Рис. XIX.13. Зависимость механических
свойств в поперечном по толщине направ-
лении у штамповок из высокопрочного
алюминиевого сплава от содержания мар-
ганца и наличия расслоений (без расслое-
ний — сплошные линии, а с расслоениями —
пунктирные)
ханические свойства в соответствии с техническими условиями для
поперечного направления по ширине. В этом случае для попереч-
ных направлений и по ширине, и по толщине можно гарантиро-
вать значения механических свойств, предусмотренных техниче-
скими условиями для направления по толщине. Эта закономер-
ность особенно характерна для таких сплавов, как В95, В93.
Таблица XIX. 18. Механические свойства образцов, вырезанных
из термообработанных и нетермообработанных поковок различной толщины
Толщина, мн Ов, МПа 6. %
д п В Д п В
Сплав В95
400 488/530 410/543 419/547 7,2/6,8 8.9/7,2 5,7/5,5
300 504/559 426/555 435/538 9,9/9,8 10,1/10,9 5,7/3,4
130 530/555 488/560 462/555 10,9/7,3 9,6/9,3 5,2/3,2
Сплав В93
400 531/525 502/527 497/515 4,6/8,3 4,4/9,1 3,5/3,7
200 534/525 533/525 512/535 5,2/7,1 4,0/8,4 2,8/3,5
130 534 531 536/546 534/531 5,0/8,6 3,4/8,6 3,2.5,0
Примечание,
ботанных поковок, в
работанных поковок.
В числителе — для образцов, вырезанных из термообра-
знаменателе — для образцов, вырезанных из нетермооб-
Наиболее низкий уровень механических свойств во всех трех
направлениях наблюдается в поковках призматической и близкой
к кубической формах, когда при деформировании не смыкаются
конусы деформации и средняя часть поковки находится под воз-
действием растягивающих напряжений.
В поковках прямоугольного сечения с достаточно большой раз-
ницей между толщиной и шириной существенную роль в обеспе-
чении механических свойств по длине и ширине поковки играет
последняя операция ковки на размер. Если последней операцией
является вытяжка в длину, то поковка имеет максимум прочности
и относительного удлинения в продольном направлении при отно-
сительно низких их значениях в поперечном направлении. Если
же последней операцией является разгонка на ширину, то за счет
некоторого понижения прочности и относительного удлинения
в продольном направлении можно повысить прочность и относи-
тельное удлинение в поперечном направлении, что иногда требу-
ется из конструктивных соображений.
Глава XX
ДЕФЕКТЫ ПОКОВОК И ШТАМПОВОК1
1. ДЕФЕКТЫ ЛИТЕЙНОГО ПРОИСХОЖДЕНИЯ
Шлаковые включения
Bib--г
Chiomaker.ru
Шлаковые включения, попавшие в плоскость макрошлифа или излома слитка,
имеют вид инородных вкраплений темного цвета. Размеры этих включений
в слитках в направлении максимальной протяженности могут достигать не-
скольких миллиметров, однако более 5 мм встречаются редко.
Рис. XX. 1. Шлаковые включения в из-
ломе разрывного образца штамповки
из сплава АКБ. Х10
Рис. ХХ.2. Микроструктура штамповки
из сплава В96ц с включениями интерме-
таллидов. Х250
Включения в процессе деформирования при течении металла могут вытя-
гиваться.
Внешний вид шлаковых включений в изломе разрывного образца штам-
повки из сплава АК6 показан на рис. ХХ.1. В данном случае включения не
претерпели существенных изменений в процессе деформирования и выглядят
так же, как и в изломе слитка.
Эффективным методом предупреждения попадания шлаковых включений
в слиток является рафинирование расплава при транспортировке его из мик-
сера в кристаллизатор [1].
Интерметаллические включения
Включения интерметаллидов представляют собой скопления первичных соедине-
ний алюминия с железом, никелем, хромом, титаном, марганцем, цирконием и
другими металлами.
Обладая высокой твердостью, скопления интерметаллических включений ие
претерпевают существенных изменений при деформировании ковкой или штам-
повкой. В сильно деформированных участках включения могут вытянуться
в цепочку (рис. ХХ.2). На макрошлифах или окончательно обработанных де-
талях они выглядят в виде локальных или вытянутых в цепочку скоплений
темных точечных включений, а в изломе иногда может сохраниться их перво-
начальное кристаллическое строение.
Крупные скопления включений интерметаллидов, вышедшие на поверхность
штамповки, в местах с большой вытяжкой при деформировании могут при-
вести к вспучиванию металла и его отслоению (рис. ХХ.З). Включения интер-
металлидов значительно снижают механические свойства поковок и штамповок.
1 Авторы: Г. И. Медведева, Ф. В. Тулянкин.
Меры по предупреждению образования включений интерметаллидов —
ограничение содержания основных легирующих компонентов и примесей, а также
подогрев литейного инструмента [2].
Рис. XX.3. Отслоение металла в зоне крупного скопления включений интерметаллидов на
поверхности штамповки из сплава B96LI—3.
а — внешний вид отслоения; б — микроструктура отслоения. Х100; в — микроструктура скоп-
ления включений интерметаллидов. Х500
Поверхностные трещины на поковках
В процессе изготовления поковок на их поверхности могут образоваться тре-
щины. При большой глубине распространения трещин поковки, как правило,
бракуют, а при незначительной —
удаляют путем зачистки.
Причинами образования поверх-
ностных трещин являются:
а) низкая пластичность слитка,
обусловленная повышенной газона-
сыщенностью сплава, наличием при-
меси натрия, в особенности в спла-
вах с высоким содержанием магния
(АМгб, АМгб) и разнозернистостью,
в частности наличием веерной струк-
туры (последняя наиболее часто
наблюдается в слитках сплавов
АМгб, В93, В95);
Рис. XX.4. Макроструктура поковки из
сплава типа АК6 с поверхностной трещи-
ной, образовавшейся по месту расположе-
ния песлнтнны в слитке
б) плохое состояние поверхности слитка — наличие на поверхности несли-
тин (рис. ХХ.4), ликватов, продольных мелких трещин, что особенно харак-
терно для слитков сплава ВД17, неровностей от реза пилы.
Меры по предупреждению образования поверхностных трещин: снижение
газонасыщенности, устранение веерной структуры, например, путем перемеши-
вания жидкого металла в кристаллизаторе с помощью электромагнитного поля,
снижение содержания натрия в сплавах АМг5, АМгб обработкой расплава кар-
иалитовым флюсом, обточка слитков с расчетом, чтобы все дефекты были уда-
лены с поверхности слитка.
2. ДЕФЕКТЫ ДЕФОРМАЦИОННОГО ПРОИСХОЖДЕНИЯ
Смещения
Этот вид дефекта представляет собой искажение формы и размеров штам-
повки за счет смещения по плоскости разъема штампа одной части штам
повки, формирующейся в верхней половине штампа, относительно другой части
штамповки формирующейся в нижией половине штампа. Возникают смещения
при отсутствии достаточно точной фиксации одной половины штампа относи-
тельно другой Неполное совпадение половин штампа происходит в связи с из-
носом замков или других фиксирующих устройств штампов.
Прострелы
Прострелы образуются в результате интенсивного течения металла в облой
(или другую полость) у основания конструктивных элементов: ребер, бобышек,
выступов, полок и обнаруживаются иа макрошлифах (рис. ХХ.5).
Рис. ХХ.5. Макроструктура штамповки из сплава Д16ч с прострелом
Рис. XX.6. Нарушение сплошности металла в зоне расположения прострела у штамповки
нз сплава АК6
В зоне расположения прострела наблюдается четкая структурная граница
между слоями металла, интенсивно истекающими в облой и представляющими
собой, как правило, грубо рекристаллизованную зону, и слоями, заторможен-
ными гравюрой штампа, т. е. так называемой «застойной зоной». Последняя
имеет в основном однородную мелкозернистую структуру. Как правило, в зоне
расположения прострела наблюдается нарушение сплошности металла
(рис. ХХ.6).
Прострелы образуются, если имеется большой избыток металла при оформ-
лении штамповки и его неправильное распределение в объеме штампов иа пред-
варительных переходах, а также при обильной смазке.
Основные меры по предупреждению образования прострелов:
а) правильное проектирование переходных штампов, обеспечивающее необ-
ходимое распределение металла по сечению штамповки и удаление избытка ме-
талла;
б) качественное нанесение смазки, желательно механизированное;
в) правильный выбор радиусов сопряжений ребер (бобышек, выступов, по-
лок) с полотном, расстояний между ребрами.
Зажимы
Зажимы обнаруживаются на поверхности поковок и штамповок и представляют
собой местные иесплошности металла, образующиеся в момент деформации,
когда отдельные выступающие участки
металла не растекаются пот давлением
инструмента, а приминаются к поверх-
ности детали (рис. ХХ.7).
Зажимы на поковках появляются
при наличии на поверхности острых вы-
ступов. глубоких впадин (забоин вмя
тин. следов от керна, зачистки или за-
хвата манипулятора), поверхностных
Трещин, а также при малых радиусах
закругления ковочных бойков, на штам-
повках при нарушении геометрических
соотношений между отдельными элемен-
тами ручья в заготовительных, предва-
рительных и окончательных штампах,
а также при наличии на поверхности
острых выступов, глубоких впадин, по-
верхностных трещин.
Для предупреждения образования
зажимов необходима тщательная за-
Рис. ХХ.7. Поверхностные (с) и внутрен-
ние (б) зажимы иа поковке
чистка углублений на торцах слитков,
образовавшихся при обточке слитков,
глубоких забоин, вмятин и трещин, а также соблюдение необходимых геомет-
рических соотношений между отдельными элементами ручья в заготовительных,
предварительных и окончательных штампах.
Рис. ХХ.8. Внутренняя трещина в по-
ковке нз сплава АК8
Внутренние трещины
При определенных условиях деформирования в поковках могут образоваться
внутренние (глубокие) трещины, которые располагаются внутри и ие выходят
на их поверхность (рис. ХХ.8). Эти тре-
щины можно обнаружить на макрошлифах,
а также с помощью ультразвукового и
рентгеновского методов контроля.
Причины образования внутренних
трещин:
1 Неравномерность деформации, имею-
щая место в особенности при изготовле-
нии квадратных поковок на плоских бойках
с применением кантовок на 90° после
каждого обжатия [3]; трещины распола-
гаются по «ковочному кресту», где неравно-
мерность деформации достигает наиболь-
шего значения.
2. Чрезмерно быстрый нагрев заго-
товки под ковку, когда наружный слой
заготовки успевает нагреться до температуры печи, а середина остается еще
холодной; в таком случае наружные слои металла расширяются больше, чем
внутренние, в результате чего в середине заготовки создаются большие внут-
ренние напряжения и заготовка разрушается
3. Неполный прогрев заготовки на всю толщину, в результате чего в сере-
дине металл менее пластичен, чем снаружи.
Для предупреждения образования внутренних трещин необходимо приме
нять правильные приемы ковки, обеспечивающие более равномерную деформа-
цию (применение степеней деформации не выше допустимых для данного спла-
ва. обкатка со степенью деформации не выше 30 % и др.), а также правильный
нагрев заготовок перед ковкой.
3. ДЕФЕКТЫ ЛИТЕЙНО-ДЕФОРМАЦИОННОГО ПРОИСХОЖДЕНИЯ
Расслоения
Расслоения в поковках и штамповках из алюминиевых деформируемых сплавов
являются распространенным видом брака и представляют собой местные не-
сплошности металла типа трещин. Эти дефекты резко снижают механические
свойства (как правило, относительное
удлинение), а также характеристики
конструкционной прочности (пороговые
значения сопротивления коррозионному
растрескиванию, мало-, многоцикловую
усталость и др.) поперек направления
волокна по толщине.
Рис. XX.10. Микроструктура штамповки из
алюминиевого сплава с макронесплошно-
стямн. Х200
Рис. ХХ.9. Макроструктура штамповки
из алюминиевого сплава с макроне-
сплопш остями
Расслоения появляются в строго определенной зоне, соответствующей мак-
симальному течению металла при деформации, и возникают в местах сочетания
высоких растягивающих напряжений и пониженной пластичности металла. Ис-
точниками снижения пластичности металла могут быть любые дефекты слитка
или его структурные особенности.
Рассмотрим типичные виды расслоений, способы их обнаружения, источ-
ники возникновения и методы устранения [4].
Макронесплошности обнаруживаются на макрошлифах в виде отдельных
штрихов в зоне, имеющей сильно вытянутую волокнистую структуру; распола-
гаются они точно по направлению течения металла (рис. ХХ.9. XX. 10). В из-
ломах изделий в плоскости, параллельной плоскости бойков и разъема штам-
пов, макронесплошности выявляются в виде плоских притертых площадок са
мой разнообразной формы —от узких полосок до кругов площадью от не-
скольких долей квадратного миллиметра до нескольких десятков квадратных
миллиметров (рис. ХХ.11). Площадки имеют различные цвета. В основном они
блестящие и резко выделяются на сером фоне излома. Сравнительно редко
встречаются дефекты темно-серого цвета с желтоватым или коричневым оттен-
ком (рис. XX.12). Макронесплошности имеют раскрытие более 5 мкм и хорошо
обнаруживаются при ультразвуковом контроле [5].
Имеются два источника возникновения макронесплошностей — окисные плеиы,
гидратированные или связанные с водородом, и поры в слитке, возникшие на
частицах окислов илн путем заполнения усадочных пор водородом. Макроне-
сплошности почти всегда связаны с наличием водорода в металле.
Рис. XX.11. Характерный вид излома штамповки нз алюминиевого сплава с макронесплош-
ностями блестящего цвета
Снижение содержания водорода и уменьшение загрязненности сплава окис-
ными включениями являются главными средствами уменьшения пораженности
поковок и штамповок макроиесплошностями. Повышению чистоты металла по
неметаллическим и газовым примесям способствуют: вакуумирование расплава,
непрерывное рафинирование расплава в струе при переливе из миксера в крис-
таллизатор, увеличение интенсивности охлаждения и направленности охлажде-
Рпс. XX. 12. Излом разрывного образца
поковки сплава АМгб с макроиесплошно-
стямн темно-серого цвета с желтоватым
оттенком. Х10
Рис. XX.13. Микроструктура штамповки нз
алюминиевого сплава с микронесплошно-
стямн. Х200
ния при кристаллизации слитка, продувка расплава нейтральными газами,
фильтрация через кусковые фильтры из корунда и ряд других мер.
При обработке давлением необходимо стремиться к более равномерной де-
формации и уменьшению локальных растягивающих напряжений в металле.
Этому способствуют: применение прессов вместо молотов, осадка заготовок
в закрытых штампах, снижение температуры и скорости деформации, умень-
шение контактного трения подпрессовка заготовок в закрытом контейнере
и пр.
Макронесплошности. Наряду с макроиесплошностями, легдо обнаруживае-
мыми ультразвуком и имеющими большое раскрытие и блестящую поверхность,
в поковках и штамповках имеется большое количество более мелких (пло-
щадью 0,1—1 мм2), менее изученных дефектов, представляющих собой преры-
вистые волосообразные (в сечении) иесплошности. Эти дефекты являются более
тонкими расслоениями, которые состоят из отдельных участков, разъединенных
неповрежденным металлом, расположенных цепочкой в направлении деформа-
ции (рис. XX.I3). Такие расслоения имеют очень малое раскрытие (менее
Рис. XX.14. Характерный вид излома поковок из алюминиевых сплавов с микронесплошно-
стями серого цвета
5 мкм) и практически не обнаруживаются на макрошлифах и при ультразву-
ковом контроле. Они выявляются в изломах в виде плоских площадок серого
цвета, мало отличающегося от цвета остальной поверхности излома (рис. XX.14,
ХХ.15). В ряде случаев в отдельных участках на матовой серой поверхности
расслоений появляются блестящие площадки (рис. XX.16). Возникновению каж-
дой такой площадки предшествует образование расслоения серого цвета. Б тес-
Рис ХХ.15. Излом разрывных образцов поковок нз сплава АК6 с ми-
кронесилошностями серого цвета
1
тящие площадки появляются после сильной пластической деформации в местах
наибольшего трения металла и наблюдаются в основном в штамповках, полу-
ченных за несколько технологических переходов, а также в поковках, изготов-
ленных по сложным схемам ковки.
Образование микронесплошностей связано с концентрационной (структур-
ной) неоднородностью, возникающей в алюминиевых сплавах при добавке в них
переходных металлов (Мп, Cr, Zr, V и др.) [6]. Неравномерно выделившиеся из
пересыщенного твердого раствора дисперсные иитерметаллидные фазы переход-
ных металлов усиливают склонность сплава к образованию микроиесплошнос-
тей при ковке и штамповке.
Для предупреждения образования микронесплошностей необходимо стре-
миться к снижению концентрационной (структурной) неоднородности, т. е. к бо-
лее равномерному распределению дисперсных интерметаллидных фаз переходных
металлов по объему матрицы. Для этого необходимо:
а) поддерживать содержание переходных металлов ближе к нижнему пре-
делу по ГОСТ, ОСТ;
б) легировать сплавы двумя переходными металлами, имеющими разный ха-
рактер ликвации, например марганцем, дисперсные иитерметаллидные фазы ко-
торого выделяются в периферийных объемах дендритов, и металлом, интерме-
таллидные фазы которого выделяются в центральных объемах (Сг, Zr. V, Ti)
[7];
в) использовать при изготовлении поковок и штамповок слитки большего
диаметра (например, 550 мм вместо 240—390 мм), в которых степень разви-
тия концентрационной неоднородности меньше вследствие уменьшения скорости
кристаллизации;
Ряс. XX 16. Блестящие площадки на мато-
вой серой поверхности мпкронесплошно-
стей в изломах:
а — поковки нз сплава АК6, изготовленной
по четвертой схеме ковки; б — штамповки
из сплава АК6. Х1,5; в — разрывного об-
разца нз штамповки из сплава АК6. Х10
г) применять межоперационную термомеханическую обработку при изго-
товлении поковок и штамповок 1 [8].
4. ДЕФЕКТЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Пережог
Пережог кованых и штампованных изделий возникает при термической обра-
ботке и связан с тем, что температура нагрева под закалку близка к темпера-
туре плавления эвтектики. Незначительный перегрев металла может привести
к пережогу.
I (а начальной стадии пережог обычно внешне не проявляется. Иногда можно
наблюдать снижение относительного удлинения сплавов. В этом случае пере-
жог может быть определен только путем исследования микроструктуры. На бо-
лее поздних стадиях он может проявляться внешне в виде потемнения поверх-
ности, образования пузырей или трешин.
1 Пат. 3847681 (США), 1974.
Пережог поковок и штамповок из алюминиевых сплавов является недопус-
тимым дефектом, так как может вызвать снижение механических и конструкци-
онных свойств сплава. Этот дефект неисправим, поэтому все поковки и штам-
повки. у которых обнаружен пережог, бракуют.
Как правило, пережог получается при проведении окончательной термиче-
ской обработки, когда по каким-либо причинам завышают температуру нагрева
под закалку. Однако бывают случаи перегрева и возникновения связанного
с этим пережога при нагревах под обработку давлением. Если при этом после-
дующее деформирование проводят с -алыми степенями деформации, то воз
никший пережог может сохраниться. При больших степенях деформации про-
слойки оплавившейся эвтектики, залегающие по границам зерен, разрушаются,
и дефект устраняется. В практике металлургического производства этим, од-
нако. никогда не пользуются и при обнаружении пережога на любой стадии
изготовления все заготовки илн готовые поковки и штамповки, как правило,
бракуют.
Закалочные трещины
Закалочные трещины появляются вследствие очень резкого охлаждения изде-
лия в холодной воде (нз-за возникающих значительных внутренних напряже-
ний) либо при сильном перегреве металла. Как правило, закалочные трещины
возникают в массивных частях штамповок сложной конфигурации и не выхо-
дят на их поверхность. Последнее обстоятельство связано с тем, что очагза-
Рис. XX.17. Закалочная трещина в штамповке из сплава АК8
рождения трещины находится в центральной зоне штамповки, где температура
металла относительно высокая, а временное сопротивление металла сравни-
тельно низкое. В первый момент образования трещины происходит резкое сни-
жение растягивающих напряжений, которые становятся неспособными разру-
шить металл в поверхностной зоне штамповки, где он к тому же имеет бо-
iee низкую температур}’, а следовательно, и более высокие значения временного
сопротивления. Вид внутренних закалочных трещин на поперечном шлифе
штамповки из сплава АК8 показан на рис XX.17.
Внутренние закалочные трещины в штамповках, являясь скрытым дефек-
том, могут быть обнаружены прн контроле ультразвуковым методом.
Так как меры борьбы с возникновением внутренних напряжений при за-
калке ограничены и не всегда эффективны, при проектировании штамповок не-
обходимо избегать мест с резкими изменениями объемов металла.
Растравливание поверхности
Растравливание поверхности по границам зерен (рис. XX.18), встречающееся
чаще всего иа штамповках из сплавов АК8 и АК6, является результатом взаи-
модействия водяных паров из атмосферы печи с металлом при нагреве под
закалку. Вследствие этого металл насыщается водородом, который в процессе
Рис. XX. 18. Растравливание границ зерен штамповки из сплава /\К8:
а — «растрав» на поверхности; б — микроструктура на участке «рас-
тра ва*. Х250
рекристаллизации оттесняется на границы растущих зерен и образует микро-
скопическую пористость вдоль границ. При обычном травлении штамповок
в растворе щелочи границы зерен также растравливаются. Этот вид дефекта
является окончательным браком, так как свидетельствует о большой газонасы-
щенности сплава.
Часть шестая
ПРОВОЛОКА
Глава XXI
НОМЕНКЛАТУРА АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
ДЛЯ ПРОВОЛОКИ И ЕЕ СОРТАМЕНТ1
Из алюминия и его сплавов изготавливают три вида проволоки:
заклепочную, сварочную и общего назначения.
Заклепочную проволоку из алюминия марки АД1 и алюминие-
вых сплавов марок АМц, АМг2, АМг5П, Д1П, Д16П, Д18 и В65,
предназначенную для изделий, изготовляемых холодной высадкой,
выпускают согласно ГОСТ 14838—78, а из сплавов Д19П, В94,
В95П — по ОСТ 1—90195—75. Химический состав всех указанных
сплавов приведен в приложении 1.
Заклепочную проволоку изготавливают норма тьной и повы-
шенной точности (табл XXI.1).
Таблица XXI.1. Диаметр проволоки и допускаемые отклонения по нему, мм
Номинальный диаметр, мм Допускаемые откло- нения при точности изготовления Номинальный диаметр, мм Допускаемые откло- нения прн точности изготовления
нормаль- ной повышен- ной нормаль- ной повышен- ной
1,4; 1,5; 1,6 —0,04 —0,03 6,5; 6,8; 7,0; 7,5; —0,12 —0,06
2,0; 2,3; 2,5; 2,6; —0,05 —0,04 7,8
2,8; 3,0; 3,5; 3,8 8,0; 8,5; 8,8; 9,0; —0,12 —0,06
4,0; 4,5; 4,8; 5,0; —0,08 —0,05 9,5; 9,8; 10,0
5,5; 5,8; 6,0 12,0 —0,2 —
В зависимости от марки алюминия и его сплавов диаметр про-
волоки может быть различным: 1.4—10,0 для АД1, АМц, АМг2,
АМг5П, ДШ, Д18 и В65 и 1,5—7,8 для Д16П.
Для определения кондиционности проволоки ее подвергают ис-
пытаниям на осадку и срез. Проволоку из алюминия АД1 и из
алюминиевых сплавов АМц, АМг2, АМг5П подвергают испыта-
ниям на осадку в состоянии поставки, а из сплавов ДШ, Д16П,
Д18, В65 — как в состоянии поставки, так и в термообработанном
состоянии Проволоку из сплава В95П испытывают на разрыв
в закаленном и состаренном состояниях.
В качестве присадочного материала при сварке плавлением
применяют тянутую и прессованную проволоку из алюминия и
1 Авторы: В. А. Шеенков, В. М. Ловцов.
алюминиевых сплавов марок СвА97, СвА85Т, СвА5, СвАМц,
СвАМгЗ, СвАМг5, Св1557, СвАМгб, СвАМгбЗ, СвАМгб!, СвАК5,
Св 1201. Химический состав указанных сплавов приведен
в ГОСТ 7871—75.
Тянутую проволоку выпускают следующих диаметров, мм: 1,40;
1,60; 1,80; 2,00; 2,24; 2,50; 2,80; 3,15; 3,55; 4,00; 4,50; 5,00; 5,60;
6,30; 7,10; 8,00; 9,00; 10,00; 11,20; 12,50, а прессованную свароч-
ную проволоку — диаметром 4,50; 5,00; 5,60; 6,30; 7,10; 8,00; 9,00;
10,00 мм. Поставляют ее в нагартованном состоянии
Проволоку общего назначения из алюминия и алюминиевых
сплавов изготавливают горячекатаной и тянутой.
Горячекатаную проволоку общего назначения изготавливают
из алюминия марок А995, А99, СвА97, А95, СвА85Т, АВ, А5, СвА5,
АД1 и алюминиевых сплавов марок АМц, СвАМц, АМг2, СвАМгЗ,
АМг5П, СвАМгб, СвАМгб, СвАМгб!, АВч, АВП, Д18, СвАК5,
В65; диаметр проволоки 8,00; 9,00; 10,00; 12,00 и 14,00 мм.
Тянутую проволоку изготавливают из алюминия марок А995,
А99, А95, СвА85Т, СвА5, А5, АДО, АД, АД1 и алюминиевых
сплавов марок АМц, АМг2, АМг5П, АВч, АВП ДШ, Д16П, Д18,
В65 и СвАМц.
В зависимости от марки алюминия и алюминиевого сплава
тянутую проволоку общего назначения изготавливают в пределах
диаметров, указанных в таб i. XXI.2.
Таблица XXI.2. Диаметр тянутой ьроволоки в зависимости от марки
алюминия
Марка Диаметр, мм Марка Диаметр, мм Марка Диаметр, мм
А 99 1,4—6,0 АДО 1,4—12,0 АВч 1,5—10,0
А95 1,4—12,0 АД1 1,4—12,0 АВП 2,0—6,0
А995 2,2 АД 1,4—12,0 Д1П 1,6—10,0
А85Т 1,6—7,5 АМц 1,6—10,0 Д16П 1,6—7,0
А5 1,4—12,0 АМг2 1,6—10,0 Д18 1,4—10,0
А5С’ 1,4—12,0 АМг5П 1,6—10,0 В65 1,6-10,0
Горячекатаную проволоку общего назначения поставляют в не-
термообработанном состоянии, а тянутую проволоку в нагарто-
ванном и отожженном состояниях (алюминий марок СвА97, А95,
А5, АДО, АД1, АД; сплавы СвАМц, АМг2, Д1П, АМг5П, АВч,
Д18, В65, СвАК5), а также в закаленном и естественно состарен-
ном состоянии (ДШ, Д16)._
Chipmaker.ru
Глава XXII
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ПРОВОЛОКИ
ДЛЯ КРЕПЕЖНЫХ ДЕТАЛЕЙ •
Основным видом соединений узлов и агрегатов различных конст-
рукций из алюминиевых сплавов являются заклепочные и болто-
вые соединения.
Для повышения надежности, ресурса и герметичности соедине-
ний потребовалось создание и применение таких новых видов кре-
пежа, как стержневые заклепки, заклепки с компенсатором, за-
клепки с сердечником, болт-заклепки и др. Возникшие новые тре-
бования к свойствам и качеству проволоки для крепежных деталей
удовлетворены путем соответствующего подбора марки сплава,
корректировки технологического процесса производства проволоки
и термической обработки крепежных деталей.
Наибольший объем из применяемого алюминиевого крепежа
приходится на долю различных видов заклепок. В планере само-
лета соединения с заклепками из алюминиевых сплавов дости-
гают ~70—80 % от общего количества крепежных точек. Напри-
мер, в самолете ИЛ-86 58,8 % составляют соединения с обычными
заклепками, 30,8 %—с заклепками с компенсатором, 8,4 % —
с болт-заклепками, 1,5 %—с заклепками одностороннего подхода
и 0,5 %—со стержневыми заклепками [1].
Основными факторами, определяющими технологию клепки,
являются свойства материала заклепок, от которых, в конечном
счете, зависит способ постановки заклепок в конструкцию и кон-
структивная прочность заклепочных соединений. Известно, что
при постановке заклепок в конструкцию они подвергаются боль-
шим степеням холодной деформации (до ~70%). Это обстоя-
тельство необходимо учитывать при выборе сплава.
Сплавы для заклепок должны обладать высокой пластично-
стью в состоянии постановки их в конструкцию. Это обусловли-
вается пониженным содержанием легирующих элементов и при-
месей, высокой чистотой металла по неметаллическим и газовым
включениям, мягкими режимами старения (Т, ТЗ).
1. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
Учитывая условия работы заклепок в шве, считают, что основной
определяющей характеристикой для проволоки и заклепок явля-
ется сопротивление срезу. Гарантируемые значения сопротивления
срезу проволоки и заклепок, а также рекомендуемые состояния
постановки заклепок в конструкцию приведены в табл. XXII.1.
Наибольшее количество сплавов для крепежных деталей отно-
сится к системе А1—Си—Mg. В зависимости от химического со-
става сплавов этой системы изменяются прочностные и пластиче-
1 Авторы: Н. И. Колобнев, Е. И. Шилова.
Таблица XXII 1. Сопротивление срезу проволоки и заклепок
из алюминиевых сплавов по ТУ
Марка и состояние Диаметр, мм Сопротивление срезу, МПа, ие менее Состояние постановки заклепок в конструкцию
АД! АМц АМг2 АМг5П Д18Т Д1ПТ В65Т 1,4—10,0 1,4—10,0 1,4—10,0 1,4—10,0 1,4—10,0 60 70 120 155 185 н н м м 11 (^4 сут после закатки)
1,4—10,0 1,4—7,8 7,8—10,0 235 245 240 Т (^2 ч после закалки) Т
Д16ПТ 1,5—7,8 265 Т (^20 мин после закалки)
Д19ПТ 1,6—6,0 275 Т (^6 ч после закалки, если
6,0—8,0 265 диаметр 1,6—4 мм; 4 ч, если 4.1—6 мм, и 2 ч, если 6,1—
8 мм)
В95ПТЗ В94Т1 2,0—10,0 1,6—9,0 275 285 ТЗ Т1
ские свойства заклепок, а это в свою очередь определяет состоя-
ние постановки их в конструкцию. Так, сплав Д18, содержащий
пониженные количества легирующих элементов (2,5 % Си и
0,35 % Mg), обладает пониженными значениями сопротивления
срезу (190 МПа) и высокой пластичностью. Заклепки из этого
сплава ставят в конструкцию в закаленном и естественно соста-
ренном состоянии без ограничения времени с момента закалки.
Сплав В65 содержит значительно большее количество меди
(4,3 %) и меньшие количества примесей железа и кремния и по-
этому сочетает высокие показатели сопротивления срезу с хоро-
шей пластичностью в состоянии полной термической обработки.
Заклепки из него также ставят в конструкцию после закалки и
старения без ограничения времени.
Сочетание высокой прочности с хорошей пластичностью в со-
стоянии полной термической обработки способствует широкому
применению заклепок из этого сплава В настоящее время сплав
В65 является основным заклепочным алюминиевым сплавом как
в самолетостроении, так и в других отраслях промышленности, где
применяются конструкции из алюминиевых сплавов.
В сплавах Д1П и Д16П для повышения пластичности сужены
пределы содержания легирующих элементов и понижены допусти-
мые количества примесей по сравнению со сплавами Д1 и Д16.
Постановку заклепок из этих сплавов в конструкцию производят
только в свежезакаленном состоянии.
В закаленном и состаренном состоянии заклепки из этих спла-
вов обладают высокими прочностными свойствами и пониженной
пластичностью при осадке и не допускают больших деформаций,
имеющих место при расклепывании заклепок. С учетом длитель-
пости инкубационного периода при старении заклепки из сплава
Д1П можно клепать в течение 2 ч после закалки, а из сплава
Д16П — в течение 20—30 мин.
Сплав Д19П применяют сравнительно недавно и только в изде-
лиях, работающих при повышенных температурах. Благодаря по-
вышенному содержанию магния и более низкому содержанию меди
по сравнению со сплавом Д16П инкубационный период у сплава
Д.19П длится значительно больше, чем у Д16П. Поэтому заклепки
Тнс. XXII. 1. Сопротивление срезу
проволоки из алюминиевых сплавов
при повышенных температурах:
/— Д18Т; 2 — АМг5П; 3 — В65Т;
4 — Д19ПТ; 5 — B94TI, 6 — В95ПТЗ
из него могут расклепываться в тече-
ние 2—6 ч после закалки (в зависи-
мости от диаметра).
Из алюминиевых сплавов для кре-
пежных деталей сплав В94 обладает
самыми высокими значениями сопро-
тивления срезу в состоянии Т1, кото-
рое ранее рекомендовали для заклепок
[2]. Однако этот сплав не нашел ши-
рокого применения в промышленности
ввиду повышенной чувствительности
к ударным нагрузкам.
В последнее время для крепежных
деталей стали использовать высоко-
прочный сплав В95П. Однако в состоя-
нии Т1 этот сплав из-за пониженной
пластичности и повышенной чувстви-
тельности к ударным нагрузкам не
применяют в качестве заклепок. Для
крепежных деталей, обладающих вы-
сокой технологической пластичностью
в закаленном и состаренном состоянии, а также высокой коррози-
онной стойкостью, сплав В95П рекомендуется только в состоя-
нии ТЗ.
Типичные значения механических свойств проволоки из алю-
миниевых сплавов приведены в табл. XXI 1.2.
Сопротивление срезу проволоки, изготовленной из всех алюми-
ниевых сплавов, с повышением температуры значительно понижа-
ется (рчс XXII.1). Наибольшую скорость разупрочнения с повы-
шением температуры имеет сплав В94Т1 Характер изменения
прочности сплавов Д18Т и В65Т приблизительно одинаков. Кри-
вая изменения сопротивления срезу сплава Д19ПТ и АМг5П более
пологая при температурах до 200 °C, что указывает на большую
стабильность их прочностных свойств при этих температурах.
Сплав В95ПТЗ сохраняет достаточно высокую прочность до
200 °C
Важной характеристикой проволоки дчя крепежных деталей
является технологическая пластичность при осадке (расклепывае-
мость). При испытании на расклепываемость образны, имеющие
определенную величину выступающей части, осаживают на прессе
до высоты, равной 0,5 диаметра проволоки.
Марка и состояние р, г/см3 МПа G-1&-’, МПа И МПа °о,2’ МПа в. % Ф. % ТСр- МПа НВ, МПа
АД1Е 2,71 70 27,0 0,31 15 10 6 60 70 320
АМцН 2,73 71 27,0 0,31 22 18 5 50 НО 550
АМг2М 2,68 70 26,5 0,32 19 9 23 50 130 450
АМгбПМ 2,65 70 26,5 0,30 270 150 23 — 190 700
Д18Т 2,76 71 27,0 0,31 300 170 24 50 210 700
Д1ПТ 2,80 71 26,5 0,31 410 250 20 40 260 1100
В65Т 2,80 71 26,5 0,31 400 250 20 50 260 900
Д16ПТ 2,78 71 27,0 0,31 450 290 18 35 290 1200
дипт 2,76 70 26,5 0,31 460 280 20 40 290 1200
В94Т1 2,85 71 26,5 0,31 520 440 15 40 320 1500
В95ПТ1 2,85 72 27,5 0,31 580 510 8 — 340 1500
В95ПТЗ 2,85 72 27,5 0,31 500 360 10 45 310 —
Для каждого сплава установлена контрольная величина вы-
ступающей части проволоки (выраженная через диаметры прово-
локи), при которой в процессе осадки не должны появляться тре-
щины на образцах (табл. ХХП.З).
Таблица ХХП.З. Величина высоты (//) выступающей части проволоки
(в диаметрах проволоки) при испытании иа расклепываемость
я н
Сплав Диаметр проволоки, мм £ £ S = Н m я с в термообра- ботаниом X £ £ 3 Сплав Диаметр проволоки, мм В состоянии поставки в термообра- ботаииом состоянии
АД, АМц, АМг2, АМг5П Д18 Д1П В65 1,4—10,0 1,4—4,5 4,5—10,0 1.4—4,5 4,5—10,0 1.4—4,5 4,5—8,0 8,0—9,8 9,8—10,0 1.5 1.5 1,5 1,5 1,5 1,5 1,5 1,5 1,3 1,5 1.4 1,5 1,4 1,5 1,4 1.3 1,2 Д16П Д19П В95П В94 1,5 -4,5 4.5—7,8 1,6—5,5 5,5—6,0 6,0—8,0 2,0—10,0 1,6—5,5 5,5—6,0 6,0—8,0 1,5 1,5 1,5 1,4 1,4 1.3 1,5 1,4 1,4 1,4 1,3 1,3 1.3 1.2 1.2 1,3 1,3 1,2
Проволока поставляется в нагартованном состоянии, пригод-
ном для высадки головки крепежных деталей.
2. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
Заклепки из сплавов, упрочняемых термической обработкой (Д18,
В65, Д1П, Д16П, В94, В95П), перед постановкой в конструкцию
подвергают закалке и старению пли только закалке, а из неуп-
рочняемых (АМг2, АМг5П)—отжигу; заклепки из сплавов ЛД1
и АМц вообще не подвергают термообработке Отжиг для спла-
вов, упрочняемых термической обработкой, применяют в качестве
промежуточной операции при изготовлении проволоки или неко-
торых типов крепежных деталей. Рекомендуемые режимы терми-
ческой обработки приведены в табл. XXII.4 и XXII.5.
Таблица XXII.4. Режимы полного отжига проволоки (крепежных деталей)
из алюминиевых сплавов
Марка Допустимый интервал темпе- ратуры, °C Выдержка, мин Условия охлаждения
АМг2 350—420 40 На воздухе или в воде
АМг5П 310—335 40 На воздухе
Д18*. ДШ, 380—420 10—60 Охлаждение со скоростью не
В65, Д16П, более 30°С/ч до 260 СС, затем
Д19П на воздухе
В94, В95П 380—430 10—60 Охлаждение со скоростью не
более 30°С/ч до 150 °C, затем
на воздухе
* Для сплавов этой системы применим также неполный отжиг по режиму:
350—370 °C, 1—2 ч, охлаждение на воздухе или в воде.
Таблица XXII.5. Режимы упрочняющей термической обработки проволоки
и крепежных деталей из алюминиевых сплавов
Сплав Диаметр проволоки, мм Режим закалки Режим старения
допустимый интервал температур, °C время выдержки, мни
Д18 1,4—5,0 5,0—10,0 495—505 20—30 30—60 20 °C, >96 ч
Д1П 1,4—5,0 5,0—10,0 495—505 20—30 30—60 20 °C, >96 ч
В65 1,4—5,0 5,0—10,0 520—530 25—45 45—100 70—80 °C, 24 ч или 20 °C, >240 ч
Д16П 1,5—5,0 5,0—7,8 490—500 20—30 30—60 20 СС, >96 ч
Д19П 1,6—5,0 5,0—8,0 502—508 30—40 40—50 20 °C, >240 ч
В94 1,6—5,0 5,0—9,0 465—475 30—40 40—50 95—105 °C, 3 ч+163— 173°С, 3 ч (Т1) или 115—125 °C, 3 4+165— 175 СС, 15 ч (ТЗ)
В95П 2,0—5,0 5,0—10,0 465—475 20-40 45—60 135—145 °C, 15—17 ч (Т1) или 115—125 °C, 3 4 4-157—163 СС, 3 ч (Т1) или 115—125 °C, 3 4+175—185 °C, 15 ч (ТЗ)
Температура нагрева под закалку, а также режимы старения
обуслов тиваются химическим составом сплавов. Время выдержки
при нагреве под закалку колеблется в небольших пределах для
заклепок разных диаметров, что определяется высокой степенью
холодной деформации, которой подвергается заклепочная прово-
лока в процессе ее изготовления. Некоторая разница в продолжи-
тельности нагрева заклепок нз различных сплавов обусловлива--
ется разной скоростью растворения упрочняющих фаз. Закалку
следует проводить в воде при 10—30 °C. Время переноса садки
в закалочный бак из термического агрегата не должно превы-
шать 15 с.
Сплавы типа дуралюмин значительно упрочняются непосредст-
венно после закалки. Последующее вылеживание при комнатной
температуре (естественное старение) также сопровождается повы-
шением прочности, особенно интенсивным в первые сутки. Затем
скорость упрочнения уменьшается.
По скорости упрочнения при естественном старении заклепоч-
ные сплавы можно расположить в порядке убывания: Д16П, ДШ,
Д18, Д19П. В65. У сплавов Д16П, Д1П и Д18 процесс старения
практически заканчивается в течение 4 сут, а у сплавов Д19П и
В65 — через 10 сут.
Упрочнение заклепок из сплава В65 можно ускорить старением
при повышенных температурах (75 °C, 24 ч или 90 °C, 8 ч), однако
пластичность их в этих случаях будет несколько ниже, чем после
старения при комнатной температуре.
Упрочнение заклепок из сплаьов Д16П, ДШ и Д19П может
быть замедлено хранением их после закалки при температурах
ниже 4 °C. Заклепки из сплава В95П имеют достаточно высокую
пластичность в закаленном и искусственно состаренном состоя-
нии ТЗ.
Ранее разработанный режим старения (Т1) для заклепок из
сплава В94 давал устойчивые данные по сопротивлению среза, но
не всегда обеспечивал требуемую технологическую пластичность,
особенно при клепке пневмолотком.
Таблица XXI 1.6. Результаты испытаний на расклепываемость заклепок
из сплавов В94 и В95П [3]
Марка Режим старения тС|), МПа Дефекты клепкн трещины, %
В94 100 °C, 3 ч+170°С, 3 ч (Т1) 326 15,7/10,0
100 °C, 3 ч+170 °C, 15 ч 268 5,2/10,0
120 °C, 3 44-170 °C, 3 4 318 —/20,0
120°C, 3 44-170°C, 15 ч (ТЗ) 278 —
В95П 120°C, 3 44-180°C, 15 4 (ТЗ) 307 —
Примечание. В числителе — если клепка прессовая, в знаменателе —
ударная.
Исследования влияния режима старения на механические
свойства, коррозионную стойкость и расклепываемость заклепок
из сплава В94 [3] показали, что путем повышения температуры
на первой ступени и увеличения продолжительности второй сту-
пени старения возможно обеспечить высокую пластичность закле-
Chipmaker.ru
170 180 190 1Б0 170 180 130
Г.°C
Рис. XXI 1.2. Влияние температуры
и длительности старения иа второй
ступени на сопротивление срезу
проволоки из сплавов В94 (а) и
В95П (б). Режим старения на пер-
вой ступени: 120 °C, 3 ч [3]:
1 — 5 ч; 2 — 10 ч; 3—15 ч; 4 — 20 ч
пок (табл. XXII 6). Однако при этом сплав В94ТЗ заметно усту-
пает сплаву В95ПТЗ по сопротивлению срезу (рис. XXII.2).
3. ВЛИЯНИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ФАКТОРОВ
НА СВОЙСТВА ПРОВОЛОКИ
В настоящее время проволоку для холодной высадки из алюми-
ниевых сплавов изготовляют по следующей схеме: отливка слит-
ков методом непрерывного литья, гомогенизация, горячее прессо-
вание или прокатка, холодная прокатка с последующим волоче-
нием на проволоку заданных размеров.
Прочностные характеристики проволоки, как показано в рабо-
тах Е. И. Шиловой, Т. К. Черниченко и др., определяются
главным образом химическим составом сплава и режимами терми-
ческой обработки и мало зависят от технологии получения прово-
локи. В то же время пластические свойства проволоки обуслов-
ливаются в одинаковой мере как химическим составом сплава,
так и технологией изготовления.
Большое влияние на улучшение пластичности при испытании
на осадку оказывает гомогенизация слитков и суммарная вели-
чина холодной деформации. Относительное удлинение и сужение
поперечного сечения при растяжении не являются достаточным
критерием для оценки пластичности заклепочной проволоки. При
одинаковых значениях этих показателей пластичность при осадке
изменяется в широких пределах.
Степень деформации и температура отжига
Подробное исследование влияния температуры последнего отжига
и степени холодной деформации между отжигом и закалкой про-
ведено на сплавах В65 и Д19П. В обоих случаях получены оди-
наковые закономерности. Ниже приведены результаты исследова-
ния, проведенного Е. И. Шиловой, на проволоке из сплава В65.
Слитки диаметром 70 мм и длиной 250 мм из сплава В65 (4,2 %
Си; 0,21 % Mg; 0,48 % Мп, 0,2 % Fe; 0,19 % Si) после обточки
и обрезки гомогенизировали при 490 °C в течение 24 ч и прессо-
вали в двухочковую матрицу на прутки диаметром 14 мм. После
отжига при 390 °C в течение 3 ч с охлаждением на воздухе
прутки протягивали на проволоку следующих диаметров: 9,55;
9,67; 9,92; 10,18; 10,54; 11,26 и 12,3 мм. Полученную проволоку
отжигали при 350, 380, 400, 430, 450, 480 и 500 °C в течение 3 ч
и охлаждали со скоростью 30 °С/ч до 280 °C и затем на воздухе.
После отжига проволоку разных размеров протягивали до диа-
метра 9,42 мм. При этом степень деформации составляла 3, 5, 10,
15, 20, 30 и 40 %.
Проволоку испытывали в нагартованном состоянии, а также
после закалки и естественного старения. При испытаниях опре-
деляли временное сопротивление, относительное удлинение, сопро-
тивление срезу (на двойной срез) и технологическую пластичность
при осадке. При испытании на осадку в нагартованном состоянии
высота осаживаемой части образца составляла 1,5 диаметра про-
волоки, в закаленном и состаренном состоянии 1,4 диаметра.
Осадку во всех случаях проводили под прессом до высоты, рав-
ной 0,5 диаметра проволоки.
У проволоки, нагартованной после отжига при 350 и 380 °C,
значения временного сопротивления и сопротивления срезу изме-
нялись незначительно, несколько увеличиваясь при повышении
степени деформации (<тБ с 230 до 250—-270 МПа; тср со 140 до
155 МПа). С повышением температуры отжига до 400 °C и выше
изменение механических характеристик происходило в более ши-
роких пределах (ств с 200 до 270—290 МПа, тср со 130 до 160 МПа,
но 6 с 17 до 4,5 %).
В закаленном и состаренном состоянии температура предше-
ствующего отжига незначительно влияла на временное сопротив-
ление и сопротивление срезу (табл. XXII 7) При всех темпера-
турах отжига и одинаковых степенях деформации ств изменялось
в интервале 400—420 МПа, а тср — от 250 до 270 МПа. Проволока
с малыми степенями деформации перед закалкой (3—5 %) обла-
дала пониженными значениями временного сопротивления
( — 390 МПа).
При увеличении степени деформации с 10 до 40 % мало изме-
нялась величина сопротивления срезу и незначительно возрастало
временное сопротивление. Относительное удлинение имело очень
большой разброс значений, поэтому проследить закономерность
его изменения в зависимости от температуры отжига и степени де-
формации было затруднительно.
С достаточной уверенностью можно сказать, что при понижен-
ных температурах отжига (350—380 °C) относительное удлинение,
так же как и временное сопротивление, практически не зависит от
степени деформации перед закалкой.
Таблица XXII.7. Влияние температуры отжига и степени холодной
деформации после отжига на свойства проволоки из сплава В65
в закаленном и состаренном состоянии
Л °C е. % ов, МПа в, % тСр, МПа Пластичность при осадке
число испытанных образцов число образцов с трещинами
350 3 410 24 260 6
5 120 24 260 6 —
10 410 24 260 6 1
15 410 25 260 6 1
20 410 25 270 6 — —
30 420 23 270 6 1
40 420 24 270 6 —
380 3 420 24 270 7 —
5 420 25 270 6 —
10 410 23 270 6 —
15 400 24 270 5 —
20 410 25 270 4 —
30 410 23 270 6 —
40 420 23 270 6 —
400 3 390 23 260 6 6
5 400 24 260 6 6
10 410 24 260 6 6
15 410 25 260 7 7
20 410 24 260 5 1
30 410 23 270 7 —
40 410 20 270 5 —
430 3 390 25 250 7 6
5 390 22 250 5 5
10 400 23 260 6 6
15 400 23 260 4 —
20 410 24 260 5 1
30 410 21 260 6 1
40 400 22 260 5 —
450 3 390 21 250 7 6
5 400 21 250 7 7
10 410 22 250 7 7
15 410 22 260 7 7
20 410 23 260 6 6
30 410 24 260 7 —
40 420 23 270 5
Максимальное влияние изменения температуры отжига и сте-
пени деформации на пластичность проявляется при испытании на
осадку проволоки в закаленном и состаренном состоянии (см.
табл. XXII.7). Оптимальная температура отжига составляет 380 °C.
Образцы проволоки, отожженные при этой температуре, обладали
хорошей пластичностью при осадке при всех степенях деформа-
Рис. ХХП.З. Влияние температуры отжига (/) и степени деформации (Е) при
последующем волочении на величину зерна (d) проволоки нз сплава В65
в закаленном состоянии
ции. У проволоки, отожженной при 400—500 °C и подвергнутой
небольшим степеням деформации перед закалкой (3—20%), при
испытаниях на осадку образовалось большое количество трещин.
Проволока же, отожженная при 350 и 380 °C, имела сравнительно
мелкое зерно при всех степенях деформации. При отжиге в ин-
тервале 400—500 °C размер зерна зависел от величины деформа-
ции перед закалкой. Особенно крупное зерно наблюдалось у про->
волоки, деформированной на 5 %; у проволоки, отожженной при
430, 450 и 480 °C, крупное зерно наблюдалось также при степенях
деформации 10, 15 и 20 %.
Зависимость размера зерна от температуры отжига и степени
деформации показана на рис. ХХП.З. Высокая температура от-
жига (более 400 °C) и малые степени деформации создают усло-
гчя для быстрого роста зерна. Деформация в пределах 3—20 %
для данного сплава является критической.
Если сопоставить величину зерна в проволоке с результатами
испытания на осадку, то станет очевидно, что образование в об-
разцах трещин обусловливается наличием крупнокристаллической
структуры. Таким образом, для получения проволоки с высокой
пластичностью при осадке необходима мелкозернистая структура
(~15—30 мкм). Образование же мелкозернистой структуры в за-
каленной проволоке в свою очередь определяется высокой степенью
деформации (35—40 %) после последнего отжига.
Деформация после закалки
При работе с заклепочными сплавами типа дуралюмин было заме-
чено, что деформация в свежезакаленном состоянии оказывает не-
одинаковое влияние на сплавы с различным содержанием леги-
рующих элементов. В работах Е. И. Шиловой освещается влияние
деформации в свежезакаленном состоянии на процесс старения
модельных сплавов системы А1—Си—Mg, а также промышленных
заклепочных сплавов Д18, Д1П, Д16П и В65. Образцы из всех
сплавов после закалки с оптимальной температуры растягивали
I а 2, 4 и 10 % в течение первых 15 мин (для предупреждения
старения перед деформацией образцы держали в снегу). Дефор-
мированные и недеформированные образцы испытывали на рас-
тяжение немедленно после закалки и через 0,5; 1; 3; 9; 24 ч; 3 и
10 сут вылеживания при комнатной температуре..
Величина снижения прочности при деформации в свежезака-
ленном состоянии зависит от состава сплава. Наиболее отрица-
тельное влияние деформация оказывает на сплавы с малым со-
держанием магния (4,8 % Си и 0,2 % Mg; 4,5 % Си и
0,5 % Mg). С увеличением содержания магния влияние деформа-
ции уменьшается. У сплава, содержащего 2,5 % Си и 2,5 % Mg,
деформация в свежезакаленном состоянии ускоряет процесс ста-
рения и повышает его прочность после старения.
Результаты исследований промышленных сплавов приведены
на рис. XXII.4. Наибольшее снижение прочности при деформации
в свежезакаленном состоянии (50 МПа) наблюдается у сплавов
Д18 и В65, т. е. у менее легированных сплавов с ненасыщенным
твердым раствором. Это уменьшение усиливается с увеличением
степени деформации. У сплава ДШ понижение прочности почти
не зависит от степени деформации и составляет около 20 МПа,
тогда как у сплава Д16П, содержащего значительно больше маг-
гья, незначительное понижение прочности (5 МПа) имеют об-
разцы, деформированные на 2 %. Более высокие степени деформа-
ции повышают прочность сплава.
Таким образом, не следует подвергать деформации в свеже-
закаленном состоянии проволоку и заклепки из сплавов Д18 и
В65.
При постановке в конструкцию заклепок из сплавов Д18, В65
и В95П в состаренном состоянии имеет место некоторое увеличение
прочности.
Рис. XX 11.4. Влияние степени деформации в свежезакалениом состоянии на
процесс старения сплавов Д18 (а), В65 (б), Д1П (в) и Д16П (г):
/ — 0%; 2 — 2%; 3-4%; 4—10%
4. ВЛИЯНИЕ НАГРЕВОВ
НА СВОЙСТВА ПРОВОЛОКИ И ЗАКЛЕПОК
Крепежные детали в процессе изготовления и эксплуатации могут
подвергаться различным нагревам, которые оказывают влияние на
их свойства (рис. XXII.5).
Нагрев при 75 и 100 °C приводит к понижению временного со-
противления сплава Д18 на 20 МПа. Эффект влияния такого на-
грева на сплав В65 зависит от температуры предварительного ста-
рения.
Временное сопротивление образцов, состаренных при 20°C, по-
нижается на 20—25 МПа, после нагрева в интервале 75—100 °C;
у образцов, состаренных при 50 °C, 3 сут, его значения снижаются
на 15—20 МПа только в случае нагрева при 90—100 °C, а у об-
разцов, состаренных при 75 °C в течение 24 ч, прочность не изме-
няется при нагреве в интервале 75—100°C.
Также не изменяется прочность образцов из сплава Д16П от
нагрева при 75—100 °C.
Следует отмстить, что указанное понижение временного со-
противления при кратковременном нагреве наблюдается только
у образцов, испытанных непосредственно после нагрева и охлаж-
дения в холодной воде. После 10-сут вылеживания при комнат-
ной температуре прочность этих образцов достигает исходных
значений.
Таким образом, можно считать, что кратковременный нагрев
естественно состаренных сплавов Д18 и В65 при 75—100 °C вы-
зывает явление частичного возврата. Об этом убедительно свиде-
тельствует и тот факт, что повышение температуры старения за-
клепок из сплава В65 до 75 °C устраняет влияние указанных выше
нагревов.
Рис. XXII 5. Влияние кратковременного нагрева при 75 (/) и 100 X (2) на
временное сопротивление проволоки нз сплавов ВЬэ (а, и, в), Д18 (г) и Д16П
(д). Режим старения:
а — 20 °C. 10 сут; б — 50 °C, 3 сут; в — 75 °C, 24 ч; г. <9 —20 °C. 4 сут
Влияние длительных нагревов на свойства проволоки из спла-
вов В65Т, Д19ПТ, В95ПТЗ показано в табл. XXII.8.
Заметное снижение сопротивления срезу при комнатной темпе-
ратуре наблюдается у проволоки из сплавов В65Т и В95ПТЗ после
нагрева при 150 °C, 1000 ч и 175 °C, 100 ч, а у сплава Д19ПТ при
150 °C, 2500 ч и 175 °C, 1000 ч. Разупрочнение при повышенных
температурах наступает за более короткое время нагрева.
Обращает внимание достаточно высокий уровень сопротивления
срезу проволоки из сплава В95ПТЗ при комнатной и повышенных
температурах после длительных нагревов. Даже в результате на-
грева при 175 °C, 1000 ч свойства этого сплава находятся на уровне
свойств В65Т.
Сопротивление срезу заклепок из сплавов Д18Т, В65Т п
Д19ПТ представлено на рис. XXII.6. При 125 °C заклепки из
сплава В65Т вплоть до 2500 ч претерпевают упрочнение, более
длительный нагрев приводит к некоторому понижению проч-
ности, однако даже после нагрева в течение 20 000 ч значения
сопротивления срезу при комнатной температуре не ниже исход-
ных, а при 125 °C даже на 30 МПа выше, чем после нагрева вте-
Таблица XXII.8. Влияние продолжительности нагрева (т) на сопротивление
срезу проволоки при комнатной и повышенных температурах *
t, «с т. ч тСр, МПа, при комнатной температуре тСр, МПа, при температуре нагрева
В65Т Д19ПТ В95ПТЗ В65Т Д19ПТ В95ПТЗ
20 — 270 290 310 270 290 310
100 0,5 250 300 300 250 275 300
100 — — 345 —- 275 310
200 — — — — 275 —.
1000 —. — 335 —. — 305
2500 — — 330 — — 315
125 0,5 250 300 310 240 270 300
100 260 290 335 240 275 300
200 —. — — — 275 —
1000 270 310 335 260 270 300
2500 270 280 330 250 260 300
150 0,5 250 310 315 230 270 290
100 270 290 325 240 280 280
200 —. — >— — 270 —
1000 230 290 285 210 260 240
2500 230 250 260 210 210 230
175 0,5 250 295 310 200 260 280
100 240 — 265 210 250 205
200 —. —. — 200 230 —
1000 230 260 220 190 — 170
200 0,5 190 255 305 190 250 255
100 150 210 — 170 150
* Исследования по сплаву В95ПТЗ проведены совместно с Т. Ф.
Г убаревой.
чение 30 млн. Характер изменения сопротивления срезу у сплава
Д18 аналогичен.
У сплава Д19П характер кривых несколько отличен, чем
у сплава Д18. Выдержка в течение 500 ч при 125 °C не изменяет
прочности проволоки, более длительный нагрев способствует пони-
жению прочностных свойств.
Таким образом, в менее легированных сплавах Д18 и В65
в процессе длительного нагрева при 125 °C происходит упрочнение
за счет искусственного старения с последующим перестариванием;
у более легированного сплава Д19П после длительного нагрева
наступает разупрочнение.
Кривые изменения сопротивления срезу при 150 °C имеют не-
сколько другой характер. У сплава Д18, испытанного при комнат-
ной температуре, понижение сопротивления срезу происходит
после первых часов (до 100 ч) нагрева при указанной темпера-
туре; более длительный нагрев не изменяет этих величин. В слу-
чае испытаний при 150 °C сопротивление срезу понижается с 200
до 165 МПа в первые полчаса и остается без изменения в течение
1000 ч. Более длительный нагрев приводит к дальнейшему пони-
жению сопротивления срезу до 132 МПа.
У сплава В65 наибольшее понижение прочности происходит
после нагрева при 150 °C в течение 500 ч. Сопротивление срезу при
комнатной температуре снижается с 270 до 240 МПа, дальнейший
нагрев в течение 20000 ч
не изменяет этой величины.
При 150 °C наибольшее раз-
упрочнение— с 240 до 210
МПа — наступает также по-
сле 500 ч, нагрев продолжи-
тельностью до 10 000 ч не
изменяет этих значений, но
после 20000 ч понижает
сопротивление срезу до
185 МПа.
У сплава Д19П значе-
ния сопротивления срезу со-
храняются на высоком уров-
не (290 и 270 МПа при 20
Рис. XXII.6. Влияние длительных на-
гревов при 125 (/, 2) и 150 СС (3» 4\
на сопротивление срезу заклепок нз
сплавов Д19ПТ (а), В65Т (б), Д18Т (в);
температура испытания:
/, 3 — 20 °C; 2— 125 °C; 4— 150 вС
и 150°C соответственно) до 500-ч выдержки. Понижение прочности
наступает при более длительном нагреве. У этого сплава с увеличе-
нием выдержки происходит непрерывное понижение прочностных
свойств и после нагрева в течение 20 000 ч сопротивление срезу со-
ставляет 215 и 180 МПа при 20 и 150°C соответственно.
Таким образом, более легированный и прочный сплав Д19П
в исходном состоянии после длительных нагревов сильнее разуп-
рочняется, чем менее легированный сплав В65. Это обстоятельство
согласуется с известными положениями о влиянии степени насы-
щения твердого раствора на скорость его распада, скорость и
степень распада тем больше, чем больше пересыщение твердого
раствора легирующими элементами.
При исследовании влияния длительных нагревов на коррозион-
ную стойкость сплавов Д18, В65, Д19П и Д16П, проведенном
С М. Амбарцумян, определялась склонность к межкристаллитной
коррозии заклепок в закаленном и состаренном состоянии и после
указанных режимов нагрева. Коррозионной средой служил рас-
твор 3 % NaCl + 0,1 % Н2О2. Длительность испытания составлята
24 ч.
Заклепки из сплава Д18 после нагревов при 125 и 150 °C в те-
чение 100—10 000 ч обладают повышенной склонностью к межкри-
сталлитной коррозии. Наибольшая склонность к коррозии наблю-
дается после нагрева при 125 °C в течение 1000 ч и 150 °C в тече-
ние 500 ч. Заклепки из сплава В65 также обладают пониженной
коррозионной стойкостью после нагревов при указанных темпера-
турах. Самая высокая склонность к межкристаллитной коррозии
у этого сплава возникает после нагрева в течение 500 ч при 125
и 150 °C.
Заклепки из сплава Д19П имеют самую высокую коррозион-
ную стойкость и совершенно не склонны к межкристаллитной кор-
розии после нагревов в течение 1000 ч и более. При более корот-
ких выдержках заклепки склонны к межкристаллитной коррозии,
особенно после нагревов при 125 °C в течение 500 ч и 150 ЭС
в течение 100 ч.
Из изложенного следует, что все естественно состаренные
сплавы типа дуралюмин, будучи нагреты при температурах более
100 °C в течение десятков, сотен и тысяч часов, приобретают
склонность к межкристаллитной коррозии.
Время нагрева, способствующее ухудшению коррозионной стой-
кости сплава, зависит от его легированности, степени пересыщения
твердого раствора и от температуры нагрева. Чем меньше степень
пересыщения и ниже температура, тем больше время нагрева, при
котором сплавы приобретают наибольшую склонность к межкри-
сталлитной коррозии. Кроме того, в малолегированных сплавах
(Д18 и частично В65) даже при самых длительных нагревах
(10 000 ч) не удается полностью избежать склонности к межкри-
сталлитной коррозии. В более легированных сплавах (Д19П)
после нагревов в течение 1000 ч и более распад твердого рас-
твора происходит равномерно по всему сечению, и склонность
к межкристаллитной коррозии исчезает.
В естественно состаренном сплаве Д16П склонность к меж-
кристаллитной коррозии возникает даже после нагрева при 70 °C,
если продолжительность нагрева составляет 30 000 ч и более.
Сплав В95ПТЗ в исходном состоянии и после длительных на-
гревов имеет высокое сопротивление межкристаллитной коррозии,
а потери массы и снижение сопротивления срезу после испытаний
на общую коррозию не превышают 5 %.
5. СВОЙСТВА ЗАКЛЕПОЧНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
Сопротивление срезу заклепок из сплава В65 в закаленном и со-
старенном состоянии изменяется в пределах 255—270 МПа, а за-
клепок из сплава Д16П — в пределах 280—310 МПа. В конструк-
тивных образцах (заклепочных соединениях) они имеют прибли-
зительно одинаковые значения сопротивления срезу, которые
выше значений, полученных при испытании отдельных заклепок.
25 Заказ № 150
385
Ниже приведены значения сопротивления срезу заклепок из
алюминиевых сплавов в соединениях.
Сплав ............
Тср> Л1Па . • .
В65Т
290—330
Д16ПТ
300—330
Д19ПТ
300—330
В95ПТЗ
330—350
Значительное увеличение сопротивления срезу заклепок из
сплава В65Т в заклепочном соединении (на 50—70 МПа) объ-
ясняется тем, что деформация в закаленном и состаренном со-
стоянии сильно упрочняет как стержень, гак и в еще большей
степени головку заклепок. В то же время деформация заклепок
Рис. XXII.7. Кривые усталостной прочности заклепочных соединений, испы-
танных на срез (а) и на отрыв (6):
а —данные В. П. Григорьева, П. Б. Голдовского; б —данные С. Л. Жукова,
Е. И. Шиловой; /, 2— заклепки из сплава В65 и Д16П соответственно
из сплава Д16ПТ в свежезакаленном состоянии нарушает процесс
старения, что приводит к некоторому понижению прочностных
свойств. Наличие сил трения в заклепочном соединении, а также
некоторое увеличение диаметра стержня несколько компенсируют
потерю прочности, в результате чего сопротивление срезу закле-
почных соединений из сплава Д16ПТ на 10—20 МПа выше, чем
у непоставленных в соединение заклепок.
При переменных нагрузках заклепочные соединения испыты-
вали на срез и отрыв, т. е. в условиях работы их в шве. На срез
испытывали конструктивные образцы по асимметричному циклу
при частоте 2000 циклов в минуту на базе 106 циклов.
Испытания проводили при 6—10 уровнях напряжения, при каж-
дом уровне испытывали от 3 до 5 образцов. Листовые образны
толщиной 4 мм из сплава Д16ПТ склепывали тремя заклепками.
При работе на срез при переменных нагрузках заклепки из
сплавов В65Т и Д16ПТ имели приблизительно одинаковую уста-
лостную прочность при всех режимах испытания с небольшим
преимуществом сплава В65Т (рис. XXII.7, а). При испытаниях на
отрыв (рис. XXII.7, б) наблюдалась аналогичная картина. Уста-
новлено, что заклепки из сплава В65Т разрушаются преимущест-
венно по стержню, а заклепки из сплава Д16ПТ — под головками.
Усталостные испытания двухсрезных соединений, выполненных
заклепками диаметром 5 мм из сплавов В65Т и В95ПТЗ, прово-
дили при асимметричном растяжении с частотой 530 циклов в ми-
нуту. Средняя долговечность образцов с заклепками из сплава
В95ПТЗ почти в 4 раза выше, чем у образцов из сплава В65Т
(табл. XXII.9).
Для проведения испытания на статическую выносливость были
изготовлены специальные образцы с одной двухсрезной заклепкой
из сплавов В65Т и Д19ПТ (пла-
стины из листа из сплава Д16Т).
Образцы были изготовлены с та-
ким расчетом, чтобы прочность пла-
стин была намного выше прочно-
сти заклепок. В этом случае при
испытаниях на повторный срез раз-
рушались заклепки.
Перед испытаниями на повтор-
ный срез от каждой партии испы-
тывали по 3 образца на статиче-
ский срез при 20 и 175 °C. При
20 °C заклепочные соединения из
сплавов В65 и Д19П имеют при-
мерно одинаковую прочность (тСр =
= 32,6 и 31,8 МПа соответственно), а
при 175 °C сопротивление срезу у за-
клепок из сплава Д19П (33,8 МПа)
N-10 3, циклы
Рис. XXII.8. Статическая выносливость
при срезе заклепочных соединений из
сплавов Д19П (1. 3) и В65 (2, 4) при
20 (/, 2) и 175 °C (3, 4) (данные
Б. Ф. Богданова)
приблизительно на 30 % выше, чем у заклепок из сплава В65
(25,9 МПа). Некоторое повышение прочности при 175°C у закле-
пок из сплава Д19П обусловлено, по-видимому, процессом искус-
ственного старения при температуре испытания.
Испытания на повторный срез проводили при пульсирующем
растяжении при напряжениях, составляющих 0,85 и 0,75 от соот-
ветствующего напряжения среза, при 20 и 175 °C. Частота смены
Таблица XXII.9. Выносливость соединений листов из сплава Д16АТ
с заклепками из сплавов В65Т и В95ПТЗ (данные А. Я. Черняка,
Н. И. Колобнева)
Режим нагружения Материал и тип заклепок Число циклов до разрушения
максимальное минимальное среднее
Р 'max - = 5000 Н; В65, ЗУ*1 12800 7 500 10200
Рmin ~ = 2500 Н; В95, ЗУ 69500 17000 39 300
<7тах = = 200 МПа В95, ЗУК*2 87 000 15 500 38 640
В95, ЗУК 219 000 117 800 154 400
** Заклепка утопленная. *2 Заклепка утопленная с компенсатором.
нагрузки составляла 8—10 циклов в минуту. При испытаниях за-
клепки разрушились во всех случаях. Результаты испытаний при-
ведены на рис. XXI 1.8.
При 20 °C и напряжении ниже 260 МПа статическая выносли-
вость при повторном срезе заклепок из сплава Д19П выше на
60 % статической выносливости заклепок из сплава В65. При
175 °C в интервале напряжений от 220 до 240 МПа статическая
выносливость заклепок из сплава Д19ПТ при повторном срезе
в 7—12 раз выше, чем статическая выносливость заклепок из
сплава В65Т.
6. ПРИМЕНЕНИЕ
Крепежные детали из сплавов АД1, АМц и АМг2 применяют
в конструкциях из аналогичных сплавов и ставят в нагартованном
(АД1 и АМц) или отожженном (АМг2) состояниях Эти детали
имеют низкую прочность и высокую коррозионную стойкость.
Применение их в конструкциях не представляет каких-либо труд-
ностей.
Крепежные детали из сплава АМг5П в отожженном состоянии
применяют главным образом в конструкциях из магниевых
сплавов.
В конструкциях из термически упрочняемых сплавов средней
и высокой прочности, работающих при комнатной и низких темпе-
ратурах, применяют заклепки из сплавов Д18Т, В65Т.
В конструкциях, работающих при повышенных температурах,
применяют заклепки из сплавов Д19ПТ и В65Т. Основным недо-
статком крепежных деталей из сплавов типа дуралюмин является
их пониженная коррозионная стойкость. Для ее повышения за-
клепки подвергают анодированию.
Заклепки из сплавов Д1П, Д16П и Д19П ставят в конструкцию
в свежезакалениом состоянии, что создает некоторые трудности,
так как для удлинения инкубационного периода старения за-
клепки нужно хранить в холодильнике при температурах около
0 °C.
Для крепежных деталей с высокой прочностью представляет
интерес сплав В95ПТЗ, обладающий достаточно высокой техноло-
гической пластичностью и коррозионной стойкостью. Болты из
этого сплава могут иметь тСр~ЗЗО МПа, ав~700 МПа [3].
Глава XXIII
ДЕФЕКТЫ ПРОВОЛОКИ1
Встречающиеся в производстве дефекты готовой проволоки из алюминиевых
сплавов подразделяют иа скрытые или внутренние, расположенные во внутрен-
них зонах проволоки и ие выходящие иа поверхность, наружные дефекты, ви-
димые невооруженным глазом, и дефекты, связанные с несоответствием геомет-
рии (разные размеры сечения проволоки по длине бунта).
В свою очередь наружные и скрытые дефекты проволоки по своему про-
исхождению делятся иа литейные, обусловленные какими-либо дефектами слит-
ков, дефекты прокатного происхождения, т е такие, причинами возникновения
которых являются нарушения в технологическом процессе горячей или холод
ной прокатки заготовки, дефекты прессового происхождения и дефекты волоче-
ния и термической обработки.
Дефекты литейного происхождения
Одним из наиболее распространенных литейных дефектов являются неметалли-
ческие включения. Это в основном шлаковые включения, частицы огнеупорных
масс, оторвавшиеся от футеровки печей, сифонов, ковшей и т. д. Неметалли-
Рис. XXIII.1. Трещины литейного происхождения при прокатке иа мелкосортном
стане
ческие включения, особенно включения, расположенные в центральных зонах
слитка или заготовки, остаются в металле и после прокатки катанки или прес-
сования проволочной заготовки. В процессе же волочения они резко снижают
пластичность проволоки, препятствуют равномерности течения металла через
очко матрицы, создают неравномерные напряжения в металле, вызывают об-
рывы и расслоения.
К литейным дефектам относят также плены, поперечные и продольные тре-
щины на поверхности слитка или заготовки, завороты, неслитины различные
свишн в теле металла, поры, газовые пузыри, большое количество вредных при-
месей, несоответствие металла по химическому составу, химическую неоднород-
ность слитка, вызванную зональной ликвацией, и т. д. Все перечисленные де-
фекты образуются в результате нарушения технологического процесса отливки
слитков (качества исходного сырья, скорости разлинки и охлаждения металла,
состояния оборудования для отливки, качества рафинирования, термообра
ботки и т. д.).
Большое количество литейных дефектов обнаруживается при горячей про-
катке проволочной заготовки иа мелкосортном стаие Эти дефекты выявляются
в виде поперечных трещин по всему периметру слитка (неслитины) или в виде
мелких трещин по ребрам прокатываемого слитка (рис. XXIII.1). В резуль-
тате на поверхности заготовки образуются закаты металлических и неметалли-
ческих включений, надрывы, плены, трещины и т. д. (рис. XXIII.2).
Все перечисленные дефекты резко снижают пластические свойства метал-
лов, создают массовые обрывы в процессе волочения. При испытании на осадку
(расклепываемость) эти дефекты в большинстве случаев приводят к раскры-
тиям на высаженной части заклепки (рис. XXIII.3).
Рис. XXIII.2. Шлаковые включения на поверхности прокатанной заготовки
Рис. XXIII.3. Дефекты, выявляемые при испытании на осади).
1.2 — трещины, 3—6 — раскрытия
Дефекты прокатного происхождения
Дефекты прокатного происхождения могут быть вызваны неправильным нагре-
вом слитков при горячей прокатке, некачественной настройкой стана, низким
качеством привалковой и проводящей арматуры и неправильной ее установкой,
плохой калибровкой, износом калибров, несоответствием скоростей прокатки
на станах непрерывной группы.
Нагрев слитков перед горячей прокаткой должен обеспечить высокую плас-
тичность металла и наименьшее сопротивление деформации. Поэтому чем выше
температура нагрева, тем меньше расход электроэнергии при прокатке, тем
больше возможностей для увеличения обжатий и выше технико-экономические
показатели процесса прокатки. Однако чрезмерно высокая температура и не-
правильный режим нагрева металла перед прокаткой приводят к его пере-
греву и пережогу, ухудшающим свойства металла или приводящим его к браку.
В процессе горячей и хогодной прокатки металла довольно часты случаи
появления следующих дефектов, связанных с получением в процессе раскатки
металла по калибрам неправи гьного профиля прокатываемой полосы
1. Косых и разносторонних квадратов, получающихся в результате непра-
вильной нарезки калибров валков, из-за смещения ручьев калибра при непра-
вильной задаче металла в валки (например, на ребро).
2. Свертывания полосы с образованием «лампасов» (заусенцев)
(рис. XXIII.4). Такие дефекты возможны при перекосе валков, подаче полосы
на бурт, из-за неравномерного нагрева слитка, нарушения схем обжатия и ско-
ростей прокатки, неправильной установки арматуры. «Лампасы» не устраняются
при дальнейшей обработке и являются окончательным браком.
3. Закатов, образующихся в том случае, когда полоса с заусенцем прока-
тывается в последующем калибре или протягивается через фильеру на воло-
чильном стане. Внешне они похожи на тонкую продольную трещину, представ-
ляющую собой вдавленный и закатанный заусенец. Этот вид брака можно при
небольшой его глубине устранить лишь механической обточкой заготовки, что
на алюминиевых сплавах не практикуется. Закаты трудно обнаружить, так
как они мало заметны и могут быть выявлены методами технологического
контроля — осадкой обоазцов на прессе или знакопеременной раскруткой.В про-
цессе волочения закат выяв зяется в виде расслоений.
4. Различных рисок, царапин от проводок, отпечатков, являющихся резу зь-
татом выработки калибров, закатов крошек металла. Заклепочная проволока осо-
бенно чувствительна к любым поверхностным щфектам, поэтому при настройке
стана необходимо особое внимание уделять качеству проводковой арматуры.
Рис. ХХ111.4. Заусенец («лампас») иа катаной заготовке
Для уменьшения количества подобных дефектов необходимо применять роли-
ковую арматуру и по возможности при ее изготовлении использовать детали
из магниевых сп швов.
5. Наконец, при прокатке в результате неправильной настройки стана мо-
жет быть получена заготовка с повышенной овальностью. В результате при
волочении проволоки па ее поверхности образуются риски, шероховатость и
другие дефекты.
Дефекты прессового происхождения
В процессе прессования образуются дефекты в виде трещин, плен, рисок, на-
диров и т. д. Трещины могут возникать на заготовке в случае превышения до-
пустимых температурно-скоростных параметров прессования, которые опреде-
ляются и назначаются в зависимости от природы сплава. Дальнейшая обра-
ботка такой заготовки путем холодной прокатки или волочения приводит
к раскрытию поверхностных трещин, распространению их на весь объем и пол-
ному разрушению металла.
Другими видами дефектов прессового происхождения являются риски, ко-
торые образуются в результате налипания металла на рабочем пояске мат-
рицы или износа прессового инструмента. При многоочковом прессовании про-
волочной заготовки во время сматывания проволоки в бунт могут образовы-
ваться дефекты в виде надиров, забоин и т. д.
Дефекты волочения и термической обработки
Особенностью процесса всочеиия является интенсивное трение изделия о по-
верхность волоки в условиях высоких давлений, развивающихся в очаге де-
формации. Для проволоки из чистого алюминия давление в очаге деформации
достигает 70 МПа. Это приводит к выжиманию смазки, налипанию или нава-
риванию металла на поверхность волоки, что способствует появлению иа по-
верхности проволоки продольных рисок и иадиров.
Риски и надиры — наиболее массовый брак, образующийся прн волочении
проволоки. Причинами этого дефекта яв 1яются: неправильно подобранный про-
филь волоки, плохая полировка ее рабочей поверхности, засореииость техноло-
гической смазки, трещины волоки, выступающие части волоки или фильеродер-
жателей. недостаточный отвод тепла от волоки (отсутствие или недостаточное
количество охлаждающей жидкости, высокая скорость волочения, высокая сте-
пеиь деформации за проход).
Другим дефектом, часто встречающимся иа поверхности заклепочной про-
волоки из алюминиевых сплавов в процессе волочения, является насечка. Этот
дефект имеет вид прерывистых штрихов длиной 4—6 мм. Причиной их появ-
ления является чаще всего нарушение геометрии тягового барабана, его выра-
ботка или плохая шлифовка. Иногда иасечки образуются в результате нару-
шения режимов отжига, приводящего к неравномерности пластических свойств
протягиваемой проволоки.
Еще одним видом дефектов во точильного производства являются забоины,
уколы, раковины, которые могут появляться в результате ударов проволоки
о выступающие части оборудования волочильных станов. Раковины могут по-
являться вследствие выпадения мелких закатов инородного металла, металли-
ческой и неметаллической крошки.
Алюминиевые сплавы очень чувствительны к такому дефекту, как потер-
тость, возникающему при небрежной увязке бунта проволоки, транспортировке,
упаковке.
При нарушении режимов термообработки возможен неравномерный отжиг;
недостаточный отжиг, перегрев металла и, наконец, пережог. Во всех случаях
резко понижается пластичность проволоки, приводящая к ее обрывам при во-
лочении, а при пережоге металл при дальнейшей обработке может быть совсем
разрушен.
Глава XXIV
СВАРОЧНАЯ ПРОВОЛОКА1
Свойства соединений, выполненных аргонно-дуговой сваркой, во
многом зависят от свойств металла шва. Качество металла шва
(механические свойства, технологическая пластичность, коррозион-
ная стойкость и т. д.), его дефекты (пористость, трещины, плены и
др.) в свою очередь зависят от применяемого при сварке того или
иного присадочного материала.
Правильно выбранный состав проволоки позволяет получать
металл шва плотным, мелкозернистым, с высокими механическими
свойствами и высокой сопротивляемостью к образованию кристал-
лизационных трещин при сварке и коррозионному разрушению.
Как правило,состав присадочной проволоки (табл. XXIV. 1) не-
сколько отличается от состава основного мета зла. Это связано
с требованиями, предъявляемыми к такому материалу. Он должен
обладать хорошей жи хкотекучестью, иметь более медленный по
сравнению с основным металлом темп кристаллизации, более
низкую, чем основной металл, температуру плавления, повышен-
ную сопротивляемость образованию кристаллизационных трещин.
Большое влияние на плотность металла шва оказывает состоя
ние поверхности проволоки. Поверхность присадочного материала
должна быть ровной, гладкой и чистой. Перед применением про-
волоки для сварки ее необхотимо протравить, промыть и тща-
тельно высушить.
Основной причиной газовой пористости в металле шва явля-
1 Автор: Н. Б. Кондратьева.
Таблица XXIV.1. Химический состав Сварочной проволоки из алюминия и его сплавов, % (по массе)
Примечания. 1. Для проволоки всех марок, кроме СвАМгЗ, СвАКб и СвАКЮ, соотношение содержания железа и
кремния должно быть больше единицы, 2. Для проволоки марок СвАМгЗ, СвАКЮ допускается содержание остаточного
титана до 0,15%. 3. В проволоке марки СвАМгб содержание водорода не более 0,4 см3 на 100 г металла, а в Св1201—не бо
лее 0,2 см3 на 100 г металла. 4. По требованию потребителя в проволоке маркиСвЛКб содержание железа не более 0,3%.
Такую проволоку маркируют буквой У (СвАК5У).
ется влага, адсорбированная на поверхности присадочной прово-
локи.
Адсорбированная поверхностью окисной пленки влага разлагается
с выделением водорода и образованием окиси алюминия (2А1+
+ ЗН2О-> А12Оз + ЗН2); возрастает толщина окисной плены, вы-
деляется водород. У самой поверхности металла реакция идет зна-
чительно интенсивнее, так как алюминий является ее катализато-
ром. Интенсивное выделение водорода — насыщение им поверх-
ности проволоки приводит к тому, что этот газ при сварке (если
его прежде не удалить) попадает в жидкий металл сварочной
ванны.
Из всех алюминиевых сплавов более всего склонны к влагона-
сыщению сплавы системы А1—Mg. У них очень пористая окисная
пленка и насыщение ее влагой атмосферы протекает очень интен-
сивно.
При медленном нагреве металла и медленной кристаллизации
водород практически полностью выделяется в окружающую атмо-
сферу. При быстрых нагревах и особенно больших скоростях
кристаллизации при сварке он не успевает продиффундировать че-
рез толщу расплава и остается в металле шва. Поэтому большое
значение имеет применение присадочной проволоки с гладкой,
ровной, блестящей поверхностью.
Однако недостаточно получить проволоку с хорошей поверх-
ностью; необходимо сохранить ее высокое качество до момента
сварки.
Большое внимание следует уделять хранению присадочной про-
волоки в сухом и отапливаемом помещении, по возможности хра-
нить ее в надежной и герметичной упаковке. С этой целью свароч-
ную проволоку необходимо наматывать на жесткую, желательно
пластмассовую бобину. Упаковывают бобины в жесткую и герме-
тичную тару в целях предотвращения попадания влаги, нанесения
забоин, царапин и загрязнения во время ее транспортировки и хра-
нения.
Я
CD
S
X
CD
396 397
1 2 3 4 5 6 7 1 8 9 1 10
Д19П 3,2—3,7 2,1—2,6 0,5—0,8 — 0,0002—0,005
ВЛД1 (Д24) 3,8—4,5 2,3—2,7 0,35—0,8 — — — 0,03—0,10 Zr 0,07—0,2 0,0002—0 005
ВАД 23 4,8—5,8 — 0,4—0,8 — — LI 0,9—1,4 Cd 0,1—0,25
АК4 1.9—2,5 1,4—1,8 — 0,8—1,3 0,5—1,2 №0,8—1,3 —
АК4—1 1,9—2,7 1,2—1,8 '—. 0,8—1,4 Nl 0,8—1,4 0,02—0,10
АК4—1ч 2,0—2,6 1,2—1,8 — 0,9—1,4 0,1—0,25 №0,9—1,4 0,05—0’1
А Кб 1,8—2,6 0,4—0,8 0,4—0,8 - 0,7—1,2 __
А.К8 3,9—4,8 0,4—0,8 0,4-1,0 — 0,6-1,2 ——
1911 0,1—0,2 1,6—2,1 0,2—0,5 — 3,8—4,4 Zr 0,13—0,22 0,07—0,25
1915 — 1,3—1,8 0,2—0,6 — —- 3,4—4,0 Zr 0,15—0,22 0,08—0,20
1925 — 1,3—1,8 0,2—0,7 — — 3,4—4,0 Zr б, 1-0,2
1935 — 0,6—1,1 0,2—0,5 — — 3,6—4,1 Zr 0,15-0,22 — Ce 0,0001—
0,3—1,0 0,8—1,2 1,6—2,0 1,6—2,2 0,005
В91 В93 0,2—0,5 0,20—0,45 — 3,7—4,5 6,3—7,3 — 0,10-0,25
В93пч 0,8—1,2 1,6—2,2 — 0,2—0,4 __ 6,5—7^3
В94 1,8—2,4 1,2—1,6 — — — 5,9—6,8 0,02—0,08
В95 1,4—2,0 1,8—2,8 0,2—0,6 —— 5,0—7,0 — 0,10—0,25
В95пч 1,4—2,0 1,8—2,8 0,2—0,6 0,05—0,25 5,0—6,5 0,1—Л,25
В95оч 1,4—2,0 1,8—2,8 0,2—0,6 — 5,0—6,5 0,1—0,25
В95П 1,4—2,0 2,0—2,6 0,3—0,5 — 5,5—6,5 0,1—o;25
1953 0,4—0,8 2,4—3,0 0,1—0,3 — 5,6—6,2 0,02—0,1 0,15—0,25
В96Ц 2,0—2,6 2,3—3,0 . 8'0—9,0 Zr 0,1—0,2
В96Цпч 2,0—2,6 2,3—3,0 — .—. _ _ 8,0—9,0 Zr 0,1—0,2
В96Ц—3 1,4—2,0 1,7—2,3 — — 7;б-8,6 Zr 0, i—0,2 — .
АЦпл — — — — 0^9—1,3
Д20 6,0-7,0 — 0,4—0,8 — 0,1-0,2 —— --
1201 5,8—6,8 — 0,2—0,4 — — — 0,02—0,10 Zr 0,10—0,25 V 0,05-0,15
Д21 6,0—7,0 0,25—0,45 0,4—0,8 — . _ 6,1—0,2
1420 4,5—6,0 — — — — LI 1,8—2,3 Zr 0,08—0,15
Примечание. В
техническом
98,80 % (по массе) А1 соответственно.
алюминии марок АДОО,
АДО, АД1, АД содержится не менее 99,70; 99,50; 99,30 и
* Остальное алюминии.
Продолжение приложения 1
Сплав Примеси, %, не более
Fe S1 Си Мп Zn Tl Mg Cr Nl прочие примеси
каждая | S
1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 П 1 12
АД00 АДО АД1 АД ММ АМц АМцС Д12 АМг05 A Mi 1 АМг2 АМгЗ АМ; 4 АМг5 АМг5П АМгб АМгбпч АМг61 АД31 АДЗЗ АД35 АВ' АВч Д1 Д1ч ДШ Д16 Д16ч 1163 Д16П 0,16 0,30 0,30 0,50 0,6 0,7 0,7 0,10 0,10 0,4 0,5 0,4 0,5 0,4 0,4 0,15 0,4 0,5 0,7 0,5 0,5 0,12 0,7 0,4 0,5 0,5 0,3 0,15 0,5 0,16 0,30 0,30 0,50 1,0 0,6 0,7 0,10 0,10 0,4 0,4 0,5 0,4 0,4 0,10 0,4 0,7 0,5 0,5 0,5 0,2 0,1 0,5 0,015 0,02 0,05 0,1 0,2 0,1 0,1 0,1 0,10 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,2 0,1 0,05 0,1 0,1 0,1 0,05 0,02 0,025 0,025 0,1 0,20 0,20 0,1 0,15 0,05 0,08 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,2 0,2 0,2 0,2 0,2 0,2 0,2 0,2 0,25 0,2 0,2 0,05 0,3 0,3 0,1 0,3 0,1 0,1 0,1 0,05 0,1 0,15 0,15 0,1 0,2 0,1 0,1 0,1 0,1 0,15 0,15 0,15 0,15 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,03 0,05 0,05 0,1 0,2 0,05 0,05 0,05 0,25 0,1 0,1 0,1 0,05 0,05 0,015 0,02 0,02 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0.05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,2 0,1 0,1 0,1 0,10 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,15 0.1 0,1 о,1 0,1 0,1 0,1 ' 1 0,1 0.1 0,1
chipmaker.ru
ио 1 1 00 1 2 1 з 1 4 1 5 1 6 1 7 1 8 1 9 1 10 1 11 1 12
В65 ВД17 Д18 Д19 Д19ч Д19П ВЛД1 (Д24) ВЛД2.3 АК4 АК4-1 АК4—1ч А КС АК8 1911 1915 1925 1935 В91 В93 ВЭЗпч В94 В95 В95пч В95оч В95П 1953 В96Ц ВЭСЦпч В96Ц—3 АЦпл Д20 1201 Д21 1420 0,2 0,3 0,5 0,5 0,3 0,3 0,3 0,3 0,7 0,7 0,3 0,4 0,7 0,4 0,5 0,2 0,5 0,15 0,3 0,25 0,4 0,15 0,20 0,3 0,3 0,3 0,3 0,2 0,25 0,3 0,5 0,5 0,2 0,3 0,2 0,3 0,35 0,2 0,3 0,7 0,3 0,3 0,2 0,1 0,2 0,5 0,1 0,1 0,3 0,2 0,3 0,1 0,1 0,3 0,3 0,2 0,3 0,15 g 1 1 1 1 1 1 I I I | | | | | | | £°° 1 1 1 I I | | | | | | | | | 0,2 0,2 0,2 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,05 0,025 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 I I 1 | tatatatatata'-ttatatatat о,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,15 0,1 0,1 0,1 о,1 0,1 0,1 0,1 0,05 0,03 0,05 0,15 Zr0,2 0,1 0,05 0,05 0,02 Na0,0006 0,1 0,1 0,2 0,2 0,05 Zr 0,1 0,05 0,05 0,05 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0.05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 и, 05 0 05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,2 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0 1 0,15 0,1 0,15 ЮКИ. пце.вого
примечания: 1. Марки сплавов с буквой < П» предназначаются только для изготовления заклеппч1 1ОЙ npOBOJ з де л ий iu
z. о алюминии и алюминиевых сплавах, полуфабрикаты из которых применяются при изготовлении и
назначения, содержание свинца не ДОЛЖНО превышать 0,15 %, мышьяка 0,015 %.
5 ев х Д СО — 3 х ъ ЬЭ £ - rtata wwwwrorow“~“>>>>>wco wtatata wta д ta tata > >> > >>>>>> > > !S §2SgSSSSSSSSS£SS252>>ta3S5Sg5S5;5.-«ta'tata5?§:??^^^^Sta!tatata _ I I ЙДмД Д tj слао-аютслслаою-е *• о ш И LL и ta ta— "Д 01 co co T- Д i— £ СЛ w “ to ct> Я Я jC J= - Сплав
W X о а l + l + l1 +1l+l1111 + 1111 1 +1 1 1 +I++I11I+I+++I 1+1++++ Плиты
я м - аз . W ++I + I 1 +1I++I+I1 + 1 + 1 1 l + l 1 1 +1++111++1++++++++++++ Листы
wS > ж ь С- * 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 lllll lllll 1 1 1 1 1 1 1 1111l + l 1++++++ Лента
“Г Н ¥ Сй Ж О * £ 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 lllll lllll 1 1 1 1 1111111l + l 1 + 1 I 111 Фольга
£ X U3 fD о -ч ++1+11 +I+I+++I1 +1 +1 1 l + l 1 1 +1+++++++1+++++1+1+++1 Профили
№ £ из н Й о X СО Ь l + l + l 1 +++I11I++ ++1++1+++1 +1+++++1+1+++1 1+1++++ Прутки
3 Я н я Е 3 S'- l + l 1 1 1 + 1 1 1 1 1 1 1 1 + 1 + 1 1 l + l 1 1 +111111l+l1111 1 1 1 1 1 1 1 Панели
я g S о 1 +1 1 1 1 +111+++1+ + 1111 lllll +I++I11I+I+++I 1+1++++ Трубы
Я СП ж Я Н 1++++1 +1++111++ ++1 +1 lllll 11++111l+l+++1 1 1 1 1 1 1 1 Поковки и штамповки
О Й S W ° ч g F 9 l + l 1 1 + l + l111 1 1 1 lllll +1 +++ 1 +1 1 1 1 1 1 1 +1 1 +1 1 1 +1 1 +1 1 Проволока
Приложение 2. Виды полуфабрикатов, изготовляемых из алюминиевых
сплавов
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
К главе I
Chipmaker.ru
1. Алюминиевые сплавы: Структура и свойства полуфабрикатов из алюминие-
вых сплавов: Справочиик/Под ред. Ливанова В. А. М.: Металлургия, 1974.
432 с.
2. Газы и окислы в алюминиевых деформируемых сплавах/Добаткин В И.,
Габидуллин Р. М., Колачев Б. А., Макаров Г. С. М.: Металлургия, 1976.
264 с.
3. Золоторевский В. С. Структура и прочность литых алюминиевых сплавов.
М.: Металлургия, 1981. 192 с.
4. Колачев Б. А., Ливанов В. А., Елагин В. И.— В кн.: Металловедение и тер-
мическая обработка цветных металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1981,
с. 43—49.
К главе II
1. Полухин П. И., Горелик С. С., Воронцов В К. Физические основы пласти-
ческой деформации. М.: Металлургия, 1982. 584 с.
2. Пуарье Ж. П. Высокотемпературная пластичность кристаллических тел. Пер.
с фр. М.: Металлургия, 1982. 272 с.
3. Вайнблат Ю. М„ Варфоломеева Э. А., Мухина Т. А-, Шаршагин Н. А.—
ТЛС, 1981. № 4, с. 21—26.
4. Ashby М. F.— Acta Metallurgica, 1972, v. 20, № 7, р. 887—897.
5. Алюминиевые сплавы. Производство полуфабрикатов из алюминиевых спла-
вов: Справочннк/Под ред. Белова А. Ф. н Квасова Ф. И. М.: Металлургия,
1971. 493 с.
6. Вайнблат Ю. М.— Изв. АН СССР. Металлы, 1982, № 2, с. 82 -89.
7. Бернштейн М. Л. Структура деформированных металлов. М.: Металлургия,
1977. 431 с.
8. Бородкина М. М., Спектор Э. И. Рентгенографический анализ текстуры ме-
таллов и сплавов. М.: Металлургия, 1981. 271 с.
9. Me Queen Н. J.— Metallurgical Transactions, 1977, v. 8А, № 6. р. 807—824.
10. Вайнблат Ю. М.. Сагалова Т. Б.— Физика металлов и металловедение, 1970,
т. 30, вып. 7, с. 1322—1323.
11. Горелик С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1978.
568 с.
12. Вайнблат Ю. М., Ланцман П ILL, Шаршагин И. А.— Изв. вузов. Цветная
металлургия, 1974, № 4. с. 155—160.
13. Вайнблат Ю. М.— В кн.: Металловедение и литье легких сплавов. М.: Ме-
таллургия, 1977, с. 287—300.
14. Елагин В. И. Легированные деформируемых алюминиевых сплавов переход-
ными металлами. М.: Металлургия, 1975. 247 с.
15. Вайнблат Ю. М.. Клепачевская С. Ю., Ланцман П. Ш.— Физика металлов
и металловедение, 1977, т. 44. вып. 4. с. 834—842.
К главе III
1. Добаткин В. И.— Технология легких сплавов. 1967, № 5, с. 70—73.
2. Новиков И. И.— Теория термической обработки металлов М.: Металлургия,
1978. 392 с.
3. Рабинович М. X. Термомеханическая обработка алюминиевых сплавов. М.:
Машиностроение, 1972. 160 с.
4. Рабинович М. X., Елагин В. И — В кн.: Металловедение сплавов легких ме-
таллов. М.: Наука, 1970, с. 21—29.
5. Елагин В. И. Легирование деформируемых алюминиевых сплавов переход-
ными металлами. М.: Металлургия, 1975. 248 с.
6. Gatto F-, Conserva Л1., Di Russo E.— Aluminco, 1975, № 4, p. 193- 208.
7. Paton N. E., Hamilton С. H., Wert I., Mahoney Л1.— J. Aletals, 1982, v. 34,
8, p. 21—27.
К главе IV
1. Микляев П. Г.. Фридман Я- Б. Анизотропия механических свойств материа-
лов. М.: Металлургия, 1969. 226 с.
2. Алюминиевые сплавы. Структура и свойства полуфабрикатов из алюминие-
вых сплавов: Справочник/Под ред. Ливанова В. А. М.: Металлургия, 1974.
432 с.
3. Синявский В. С., Вальков В. Д. Коррозия и защита алюминиевых сплавов.
М.: Металлургия, 1979. 224 с.
4. Алюминий. Металловедение, обработка и применение алюминиевых сплавов:
Справочник: Пер. с англ./Под ред. Туманова А. Т., Квасова Ф. И., Фрид-
ляндера И. Н. М.: Металлургия, 1972. 663 с.
К главе V
1. Колобнев И. Ф. Термическая обработка алюминиевых сплавов. М.: Метал-
лургия, 1966. 394 с.
2. Frank Е., Merton С., Fleming S.— Metallurgical Transactions, 1980, v. НА,
Ks 11, p. 1777.
3. Глейтер Г., Чалмерс Б. Большеугловые границы зерен: Пер. с англ./Под
ред. Горина В. Ф. М.: Мнр, 1975. 375 с.
4. Мондольфо Л. Ф. Структура н свойства алюминиевых сплавов. Пер. с англ./
Под ред. Квасова Ф. И. М.: Металлургия, 1979. 639 с.
5. Золоторевский В. С. Строение н свойства литых алюминиевых сплавов. М.:
Металлургия, 1981. 192 с.
6. Давыдов В. Г.. Бер Л. Б., Кольцова А. А.— ТЛС, 1983, № 4, с. 9—16.
7. Елагин В И., Самарина М. В.— В ки.: Легирование и обработка легких
сплавов. М.: Наука, 1981, с. 189—195.
8. Кучеренко Е. С.— Изв. АН СССР. Металлы, 1973, № 6, с. 116—121.
К главе VII
1. Ливанов В. А., Колачев Б. А , Елагин В. И. Металловедение и термообра-
ботка цветных металлов н сплавов. М.: Металлургия, 1981. 413 с.
2. Мондольфо П. Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов: Пер. с англ./
Под ред. Квасова Ф. И.. Строганова Г. Б., Фридляндера И. Н. М..: Метал-
лургия, 1979. 639 с.
3. Молодчинина С. П., Шипилов В. С., Горохов В. П.— ТЛС, 1974, № 4,
с. 19—22.
4. Буданова Л. В., Курдюмова Г. Н., Малютина Н. Н.— ТЛС, 1980, № 6,
с. 8—11.
5. Синявский В. С., Панькина Н. Д., Гусев В. П.— ТЛС, 1977, № 9, с. 17—21.
6. Алюминиевые сплавы: Промышленные деформируемые, спеченные н литей-
ные алюминиевые сплавы: Справочник/Под ред. Квасова Ф И., Фридлян-
дера И. Н. и др. М.: Металлургия, 1972, 552 с.
7. Новиков И. И. Теория термической обработки металлов и сплавов. М.: Ме-
таллургия, 1979. 391 с.
8. Алюминиевые сплавы (свойства, обработка, применение): Справочник: Пер.
с нем./Под ред. Дрица М. Е., Райтбарга Л. X. М.: Металлургия, 1979. 679 с.
9. Цукров С. Л., Бурдина Г. П., Басова И. Г., Григорьева Н. Я.— ТЛС, 1974,
№ 7, с. 61—68.
10. Пименов Ю. П., Данченко В. Г., Андреев Г. Н.— ТЛС, 1979, № 8, с. 3—7.
11 Педь А. А., Змеевский В. И., Полякова Л. Н.— В кн.: Алюминиевые сва-
риваемые сплавы. Вып. 6. М.: Металлургия, 1969, с. 14—46.
12. Педь А. А.. Полякова Л. Я —ТЛС, 1971, № 4, с. 56—59.
13. Никифоров Г. Д. Металлургия сварки плавлением алюминиевых сплавов.
М.; Машиностроение, 1972, 214 с.
14. Добаткин В. И., Габидуллин Р. М., Калачев Б. А., Макаров Г. С. Газы
и окислы в алюминиевых деформируемых сплавах. М.: Металлургия, 1976.
264 с.
15. Исаев Н. Д., Шипилов В. С., Габидуллин Р. М. и др.— ТЛС, 1981, № 1,
с. 20—25.
16. Пименов 10. П., Захаров В. А.— ТЛС, 1981, № 2, с. 3—8.
17. Хансикер X.— В кн.: Алюминий: Металловедение, обработка и применение
алюминиевых сплавов. М.: Металлургия, 1972, с. 77—НО.
18. Горелик С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: Металлургия,
1978. 568 с.
19. Новиков И И Захаров М В Термическая обработка металлов н сплавов.
М.: Металлургия. 1968, 429 с.
20. Thompson D. S., Levy S. A., Spangler G E.— Aluminium, 1974, Bd 50, № 10,
S 647.
21. Gold R.— Precision Metals, 1979, v. 37, № 10, p. 37—44.
22. Кудряшов В. Г., Смоленцев В И. Вязкость разрушения алюминиевых спла-
вов. М.: Металлургия, 1976. 295 с.
23. Кишкина С. И. Сопротивление разрушению алюминиевых сплавов. М.: Ме-
таллургия, 1981. 279 с.
24. Фридляндер И Н.— В кн.: Высокопрочные деформируемые алюминиевые
сплавы. М.: Оборонгиз, 1960, с. 267—269.
25. Симеиз Р. Ф„ Стейнберг М. А.— В кн.: Проблемы разработки конструкцион-
ных сплавов Пер. с англ./Под ред. Вайнблата IO. М. М.: Металлургия,
1980, с. 140—143.
26. Сенаторова О Г., Жегина И. П. Рязанова Н А.— МиТОМ, 1982, № 3,
с 30 33; Фридляндер И. И., Сенаторова О. Г., Жегина И. П., Новосиль-
цева Н. Д.—ФХММ, 1982, № 1, с. 3—10.
27. Алюминий: Металловедение, обработка и применение алюминиевых сплавов:
Справочник: Пер. с англ./Под ред. Квасова Ф. И., Туманова А. Т, Фрид-
ляндера И. Н. М.: Металлургия, 1972. 663 с.
28. Сенаторова О. Г., Колобнев Н. И.— В кн.: Металловедение алюминия н его
сплавов. 2-е изд., перераб. и доп. М.: Металлургия, 1983, с. 173.
29. Фридляндер И. Н., Сенаторова О. Г.. Губарева Т. Ф.— МиТОМ, 1978, № 6.
с. 27—30; Фридляндер И. Н. Сенаторова О. Г.. Сандлер В. С, Г усе-
ва И. Н — МиТОМ, 1980, № 3, с. 38—40.
30. Самойлов А. И., Сенаторова О. Г., Кривко А. И., Губарева Т Ф — ДАН
УзССР, 1978, № 7, с 25—27.
К главе VIII
1. Kilch F.— Aluminium, 1972, № 3, Bd 48, S. 225—228.
2 Атлас структур слитков и полуфабрикатов из алюминиевых сплавов/Под
ред. Добаткина В. И.. Елагина В. И., Хитровой М. К- М.: Металлургия,
1971. 148 с.
3. Алюминиевые сплавы: Производство полуфабрикатов нз алюминиевых спла-
вов- Справочник/Под ред. Белова А. Ф. н Квасова Ф. И. М.: Металлургия,
197L 493 с.
4 Ливанов В А., Габидуллин Р М., Шипилов В. С. Непрерывное литье алю-
миниевых сплавов. М.: Металлургия, 1977. 168 с.
5 Колпашников А. И. Прокатка листов из легких сплавов. М.: Металлургия.
1979. 264 с.
|6 . Газы и окислы в алюминиевых деформируемых сплавах./Добаткин В И.,
Габидуллин Р М.. Колачев Б. А., Макаров Г. С. М.: Металлургия, 1976.
264 с.
7 Копнов В. И., Гейхман Т Д., Коганов Л. М., Митрофанов В. А — ТЛС,
1977, № 6, с. 18.
8. Баконов А. И.. Бирюлев А. В., Евсеев О. И.. Диброва Н. П.— ТЛС, 1973,
№ 3, с. 39.
9. Мысякин Б. А„ Кузнецов К. И.. Морозов В А., Евланов А. И.— ТЛС, 1976,
№ 6, с. 22.
10. Молодчинина С. П., Шипилов В. С., Басова И. Г.— Цветные металлы, 1979,
№ 10, с. 84.
11. Мондольфо Л. Ф. Структура н свойства алюминиевых сплавов: Пер. с англ./
Под ред. Квасова Ф. И., Строганова Г. Б.. Фридляндера И. И. М.: Метал-
лургия, 1979, с. 639.
12. Алюминиевые сплавы (свойства, обработка, применение): Пер. с нем./Под
ред. Дрица М. Е. и Райтбарга Л. X. М.: Металлургия, 1979. 679 с.
13. Шипилов В, С., Молодчинина С П„ Тертышник Р. С.— В кн.: Вопросы
металловедения и технологии легких и жаропрочных сплавов./Под ред.
Белова А. Ф. М.: ВИЛС 1980, с. 97.
14. Ходасевич Н Г., Малютина И. Н.— ТЛС, 1981, А"» 8. с. 3.
15. Мочалов П. П., Гецелев 3. Н.— Цветные металлы, 1970, № 8, с. 62—63.
К главе IX
1. Телешов В. В —ТЛС, 1981, № 8, с. 6—11.
2. Ливанов В. А.— Цветные металлы, 1968, № 1, с. 76—79.
3. Меерович И. М. Прокатка плнт и листов из легких сплавов. М.: Металлур-
гия, 1969. 252 с.
4. Копнов В. Л.—ТЛС, 1977, № 1, с. 28—32.
5. Колобнев Н. И., Самарина М. В., Бакунина В. Ф. и др.— ТЛС, 1977, Xs 8,
с. 5—8.
6. Шнейдер Г. Л —ТЛС, 1977, № 1, с. 70—72.
7. Алюминий: Металловедение, обработка н применение алюминиевых сплавов:
Справочник. Пер. с англ /Под ред. Туманова А. Т., Квасова Ф И., Фрид-
ляндера И. Н. М.: Металлургия, 1972. 663 с.
8. Козловская В. //., Кудряшов В. Г., Бурмистров В. И. и др.— ТЛС, 1976,
№ 11, с. 16—18
S. Балахонцев Г. А.— ТЛС, 1968, № 6, с. 12—17.
10. Вайнблат Ю. М.. Копелиович Б. А.— Изв. АН СССР. Металлы, 1978, № 2,
с. 209—213.
11. Фридляндер И. Н. Алюминиевые деформируемые конструкционные сплавы.
М.: Металлургия, 1979. 208 с.
12. Зинхем Р И., Дедрик Д. X.— В кн.: Разрушение. Т. 6. Разрушение метал-
лов. Пер. с англ. М.: Металлургия, 1976, с. 296—369.
13. Штовба Ю. К., Телешов В. В., Козлова О. М.— Изв. АН СССР. Металлы,
1978, № 2, с. 145—150.
14. Телешов В. В,—ТЛС, 1979. № 6, с. 73—84.
15. Барков Л. А., Каменщиков 10. И., Выдрин В. В.—Изв. АН СССР. Металлы,
1977, № 6, с 104—109.
16. Телешов В. В., Кудряшов В. Г., Головлева А. П..— ТЛС, 1980, № 8, с 7—
10.
17. Синявский В С., Комиссарова В. С, Вальков В. Д. и др.— ТЛС, 1976 № 7,
с. 52—56.
18. Телешов В. В., Кудряшов В. Г,—ТЛС. 1978, № 2, с. 12—17.
19. Штовба Ю. К., Телешов В В.— Изв. АН СССР. Металлы, 1979 № 4,
с. 151—153.
К главе XI
1. Добаткин В И.— В кн.: Металловедение легких сплавов. М.: Наука, 1965,
с. 116—124.
2. Добаткин В И —Изв. АН СССР. Металлы, 1982, № 2, с. 76—81.
3. Елагин В И, Захаров В. В., Дриц А М Структура и свойства сплавов
системы AI—Zn—Mg. М.: Металлургия, 1982. 220 с.
4. Елагин В И Легирование деформируемых алюминиевых сплавов переход-
ными металлами. М.: Металлургия, 1975. 245 с
5. Елагин В. И., Федоров В. Л1.— ТЛС, 1974, № 10, с. 9—12.
6. Westengen H, Auran L., Reiso O.— Aluminium, 1981, Bd 57, № 12, S 797—
803.
7. Вайнблат Ю. At.— Изв. АН СССР. Металлы, 1982, № 2, с. 82—89.
В. Вайнблат 10. М — В кн.: Металловедение н литье легких сплавов. М.: Ме-
таллургия, 1977, с. 384—393.
9. Колачев Б. А., Ливанов В. А., Елагин В. И. Металловедение и термическая
обработка цветных металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1981. 415 с.
10. Воронов С. At.. Елагин В И., Власова Т. А.— В кн.: Алюминиевые сплавы.
М.: Оборонгиз, 1955, с. 7—64.
11. Мочалов П П, Галацкий В Д., Головинов At. Ф. и др.— ТЛС, 1970, № 6,
с. 35—39.
12. Гришковец Я. Г., Пименов 10. П., Лебедева Т. И.— ТЛС, 1977, № 6,
с. 72, 73
13. Гришковец Я. Г., Пименов Ю. П., Дмитриев Ю. П.— ТЛС, 1980, № 2, с. 65.
14. Воронов С. At. Избранные труды по легким сплавам. М.: Оборонгнз, 1957.
454 с.
15. Курбатова А. В, Гольдер Ю. Г.. Кольцова А. А.— ТЛС, 1973, № 12, с. 6—10.
16. Козловская В. П., Барбинель Т. Р.. Штовба 1О. К—ТЛС, 1970, Кв 3, с. 1619.
17. Thompson D. S.. Levy S. А.— In: Aluminium alloys in the Aireraft Industries,
1978. L: Technicopy Limited, p. 95—103.
18. Фридляндер И. И. Алюминиевые деформируемые конструкционные сплавы.
М.: Металлургия, 1979. 207 с.
19. Телешов В. В., Козловская В. П., Семенов А. Е.— ТЛС, 1972, № 4, с. 27—
29. ТЛС, 1977, Кв 2. с. 3—5.
20. Козловская В. П., Третьякова At. Д., Лукашенко В. Н.— ТЛС, 1977, № 2,
с 3- 5
21. Косарев А. К —ТЛС, 1975, № 3. с. 11—15.
22. Levy S. A., Tompson D. S., Spangler G. F.— Met. End. Quart., 1975, № 2.
p. 21—25.
23. Дриц A. At., Ворошилова О. И., Вовнянко А. Г.— Металлы, 1983, Кв 3,
с. 117—121.
24. Телешов В. В.— МиТОМ, 1974, № 6, с. 15—17.
25. Дриц A. At., Кудряшов В. Г., Копелиович Б. А.— В кн.: Металлургия и ме-
талловедение цветных сплавов. М.: Наука, 1982. с. 237—241.
26. Воробьев Н. А., Дриц А. М.— ТЛС, 1982, Кв 10, с. 8—12.
27. Самарина At. В., Алов А. А., Елагин В. И., Козловская В. П.— ТЛС, 1976,
Кв 11, с. 7—11.
28. Вайнблат 10. А!.. Копелиович Б. А., Кудряшов В. Г.. Рудницкий Е. И.—
ТЛС, 1980, Кв 2, с. 3—7.
29. Козловская В. П, Телешов В. В , Козлова О. At., Царев А. И.— МиТОМ.
1974. Кв 6. с. 15—20.
30. Галацкий Б Д„ Вайнблат Ю. At., Пешуков К. Г.— ТЛС, 1970, Кв 3, с. 28—
35.
31 Козловская В. П., Телешов В. В.— ТЛС, 1974. № 3, с. 12—15.
32. Алюминиевые сплавы Промышленные деформируемые, спеченные и литейные
алюминиевые сплавы; Справочник/Под ред. Ливанова В. А. М.: Металлур-
гня. 1972. 552 с.
33. Баратов В И, Силаев П. Н., Зайковский В. Б. и др.— ТЛС. 1976, Кв 12,
с. 20—26.
34 Штовба Ю К., Телешов В В., Козлова О. At.— Изв. АН СССР, Металлы,
1978, Кв 2, с. 145—150.
35. Смирнова Т. Н.. Густарева А. А.. Косвинцева Ф. В.— МиТОМ, 1974, Кв 6,
с. 30 -32.
36. Фридляндер И. И. Высокопрочные деформируемые алюминиевые сплавы. М.:
Оборонгиз, 1960. 221 с.
37. Алюминиевые сплавы Структура и свойства полуфабрикатов из алюминие-
вых сплавов. Справочник/Под ред. Ливанова В. А. М.: Металлургия, 1974,
432 с.
38. Добаткин В И.— Изв. АН СССР. Металлы, 1982, № 2, с. 76—81.
39. Westengen Н., Auran L., Reiso О.— Aluminium, 1981, Bd 57, Кв 12, S. 797—803.
К главе XV
1. Смирягин А. П.. Смирягина И. А.. Белова А В. Промышленные цветные
металлы и сплавы. М.: Металлургия, 1974. 488 с.
2. Добаткин В. II.. Буков С. Д., Селицкий П. И.— В кн.: Исследование дефор-
мируемости сплавов. М.: Оборонгиз, 1955, с. 26—53.
3. Алюминиевые сплавы: Плавка и литье алюминиевых сплавов: Справочник/
Под ред. Добаткина В. И. М.: Металлургия, 1970. 416 с.
4. Ерманок М. 3.. Гришковец Я. Г., Пинская Л. И.— МиТОМ,. 1966, № 11,
с. 54—56.
5. Гришковец Я Г.. Пинская Л. И., Андреев А. Д.— В кн.: Технология изго-
товления полуфабрикатов из алюминиевых сплавов. М.: Цветметинформа-
ция, 1964. Вып. 1, с. 3.
К главе XVI
1. Локшин М. 3., Баранчиков В. М., Батурин А. И. и др.— ТЛС, 1981, № И—
12, с. 46—49.
2. Шамов А. НЛунин II. В., Пвинов В II Высокочастотная сварка металлов.
М.: Машиностроение, 1977. 200 с.
3. Козловская В. П.. Иода М В,—ТЛС, 1968, № 2, с. 27—32.
4. Телешов В. В.. Курбатова А. В.— ТЛС, 1974, № 3, с. 16—20.
5. Телешов В. В.. Козловская В. П„ Вальков В. Д. и др.— ТЛС, 1976, № 8,
с. 21—26.
6. Локшин М. 3., Сиротинская А. П.— ТЛС, 1976, № 8, с. 27—31.
К главе XVII
1. Алюминиевые сплавы: Производство полуфабрикатов из алюминиевых спла-
вов: Справочник/Под ред. Белова А. Ф. и Квасова Ф. И. М.: Металлур-
гия, 1971. 493 с.
2. Атлас структур слитков н деформированных полуфабрикатов из алюминие-
вых сплавов/Под ред. Добаткина В. II., Елагина В. И., Хитровой Л. М.
М.: Металлургия, 1971. 144 с.
К главе XIX
1. Басюк С. Т., Метелев Б. К— В кн.: Алюминиевые сплавы. Вып. 6. М.: Ме-
таллургия, 1969. с. 171.
2. Добаткин В. И.. Елагин В. И.— ТЛС, 1976. № 1, с. 8.
3. Вовнянко А- Г.— ТЛС, 1982, № 7, с. 4.
4. Курицына Г. И — ТЛС, 1972, Ns 1, с. 25.
5. Балахонцев Г. А.— ТЛС, 1972, № 1, с. 16.
К главе XX
1. Алюминиевые сплавы: Плавка и литье алюминиевых сплавов: Справочник/
Под ред. Добаткина В. И М.: Металлургия, 1970. 416 с.
2. Фридляндер И. Н.— В кн.: Металлургические основы литья легких сплавов.
М.: Оборонгиз, 1957, с. 236—306.
3. Дзугутов М. Я. Внутренние разрывы при обработке металлов давлением. М.:
Металлургиздат, 1958. 200 с.
4. Добаткин В. Я —ТЛС, 1972, Ns 1, с. 52.
5. Балахонцев Г. А,—ТЛС, 1972, № 1, с. 16.
6. Курицына Г. И,— ТЛС, 1972, № 1, с. 25.
7. Елагин В. И. Легирование деформируемых алюминиевых сплавов переход-
ными металлами. М.: Металлургия, 1975. 236 с.
8. Franco Gatto, Mario Conserve, Ettore Di Russo.— Aluminio, 1975, № 4, S. 193—
208.
К главе XXII
1. Белянин П. Н. Производство широкофюзеляжных самолетов. М.: Машино-
строение, 1979. 360 с.
2. Фридляндер И. Н. Высокопрочные деформируемые алюминиевые сплавы. М.:
Оборонгиз, 1960. 290 с.
3. Колобнев II. И., Гi/барева Т. Ф„ Тимонин Г. Д. и др.— ТЛС, 1982, № 7,
с. 8—10.
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
Анизотропия свариваемости 41, 44
— свойств коррозионных 41
---механических 37, 40
— структуры 170, 185
Вакуумирование 180
Включения иеметалтические 181, 284
— шлаковые 151, 328, 358
Выделение, коагуляция 188
Вязкость разрушения 95, 170, 188,
246, 264, 352
— ударная 131, 132, 209, 353
Газонасыщенность 10, 180
Дефекты листов 150
— плит 178
— поковок 358
— полуфабрикатов прессованных 282
— проволоки 389
— слитков 11
— труб 327
— штамповок 358
Деформация горячая 18, 81, 173, 294,
307, 311, 319, 341
— диаграммы механизмов 16
— критическая 99
— напряжение течения 15
— скорость 18, 26, 199, 300, 311
— степень 9, 100, 108, 143, 173, 261,
266, 311, 342, 377
— текстура 21, 33, 185, 233, 249
— температура 26, 199, 244, 268, 341
— теплая 36
— холодная 18, 131, 299, 305, 307,
319
Деформируемость 131, 277, 326, 376,
380
Дислокации, плотность 19, 33, 150
Зерно, величина 67, 74, 99, 110, 182,
186, 201
---влияние примесей 68
------- факторов технологических
67, 230, 251, 268
— форма 23, 38, 186
Зоны, свободные от выделений 138
Изготовление листов 72, 81, 118, 142,
149, 184
— плит 165, 172
— поковок 43, 341, 343, 354
— проволоки 365
— профилей 194, 230, 250
— труб 302, 304, 307, 310, 319
— штамповок 43, 341, 343, 354
Изделие, форма 37, 344, 357
Излом 12, 192, 270, 275, 343
11нтерметаллиды избыточные 187, 246
— нерастворимые 187
— распределение 39, 187, 192
— упрочняющие 187, 249
Контроль ультразвуковой И, 177
Ликвация 203
Макроструктура полуфабрикатов 210,
244, 342
— слитков 13
Металлы переходные 33, 74, 80, 198,
203, 228, 260, 309
Номенклатура листов 55
— плит 61
— поковок 332
— полуфабрикатов прессованных 193
— проволоки 369
— труб 290, 321
— штамповок 332
Ободок крупнокристатлнческий 199,
228, 232, 235, 259, 285
Обработка термическая заклепок
374
----листов 85, 103, 107, 119, 132,
143
---- плит 174
---- поковок 345
----профилей 235
----труб 299, 315, 320
----штамповок 345
— термомехаиическая, ВТМО 30
----МТМО 35
----НТМО 34, 318
----ПТМО 31
Оплавление 45, 104
Пережог 104, 163, 288
Перезакалка 134, 272
Плакировка 91, 105, 115, 118, 127
Пористость 11, 49, 395
Правка растяжением 139, 175, 211,
236, 254, 271
Проволока сварочная 393
Прокачиваемость 174, 356
Прочность длительная при повышен-
ных температурах 112, 141, 214, 274
Работа разрушения образца с тре-
щиной прн ударе 112, 182, 353
Разнозернистость 155
Расклепываемость 376
Расслоение 11, 152. 178, 343, 362
Растворы твердые, концентрация
103, 138
Рекристаллизация динамическая 24,
27
— спонтанная 24, 26
— статическая 24, 26
— температура 32, 198
Свариваемость 88, 150, 347
Свойства механические заклепок 386
----листов 66, 71, 74, 98, 117, 140
---- плит 166
----поковок 337, 346
---- проволоки 371
----профилей 205, 221, 229, 239, 247,
251, 266, 280
----прутков 205, 221, 229, 239, 247,
251, 266, 280
— сварных соединений 95, 129
— сплавов АВ 211, 218, 299, 313, 338
----АДОО, АДО, АД1, АД 65, 200,
299
----АД31, АДЗЗ, АД35 207, 218, 313
----АК4, АК4-1 90, ПО, 174, 250,
339
----А Кб 247, 339
----АК8 247, 339
----АМг-1, АМг-2, АМг-3, АМг-4,
АМг-5, АМг-6 78, 203, 308, 337
----АМц 71, 201
----ВАД1, ВЛД23 90, 93, 140, 220,
241, 266, 339
----влияние гомогенизации 33, 36,
37, 49, 99, 118, 132, 199, 306
-------- деформации после закалки
110, 381
-------закалки 103, 132, 174, 270,
278, 375
-------отжига 83, 86, 99, 125, 303,
306, 312, 327
—------отпуска стабилизирующего
-------старения 106, 124, 134, 242,
273, 376
---- В65 370
---- В93 353
---- В94 373
----В95 117, 258, 347
----В96Ц, В96ЦЗ 258, 347
----ВД-17 220, 240
----Д1 220, 315, 339
----Д16 90, 92, 110, 177, 220. 240,
315, 339
----Д18 370
----Д19 90, 92
----Д20 238, 345
----Д21 345
----М40 220, 241
----1201 126, 238, 245, 345
---- 1420 140, 266
---- 1915 276. 296
----1925 276, 296
---- 1935 276
----повышенной чистоты 90, 124,
174. 184, 225, 250, 339, 347
----при низких температурах 82. 94,
127, 140. 148, 169, 206, 247, 255, 263,
279
-------повышенных температурах
82, 94. 128, 140, 148 , 206, 247, 255
Скорость охлаждения критическая
119, 174, 213
Сопротивление ползучести 112, 143,
177
— повторным статическим нагрузкам
70, 95. 129, 141, 170, 190, 239, 259,
275, 301, 388
— срезу 372, 383, 387
Состав фазовый 122, 200, 226. 276
— химический алюминиевых дефор-
мируемых сплавов 78. 190, 209, 259,
276, 307, 310, 314
Среда закалочная 120, 148, 214, 277,
344
Старение, кинетика 121, 135
— смягчающее 13, 122, 219, 259, 348,
353, 376
Стойкость коррозионная заклепок 5
----листов 85, 136, 139, 147
---- плит 189
---- поковок 352 .
----профилей 219, 238, 245, 257,
264, 280
---- тРУб 316
----штамповок 352
Структура веерная 13, 353, 359
— влияние гомогенизации 33, 36, 37,
49, 99. 118. 132. 199, 306
----деформации после закалки ПО,
381
----закалки 103, 132, 174, 270, 278,
375
----отжига 83, 86, 99, 125, 303, 306,
312, 377
----отпуска стабилизирующего 87
----старения 106, 124, 134, 242, 273,
376
— гетерогенизация 36, 37
- — дислокационная 19
— нерекристаллизованная 14. 101,
185
— полнгонизованная 20, 101, 119, 196
— рекристаллизованная крупнозер-
нистая 196, 341, 384
----мелкозернистая 37, 101, 119,
196, 347
— слитка, степень неоавновесности
14
— смешанная 101, 119, 185, 297
•— стабильность термическая 119,
198, 250, 281, 297
Субструктура 15, 196, 199
Трещина 54, 284. 289, 330, 361
— усталости, скорость роста 95, 123
Трубы сварные 321
Удлинение местное 123
— равномерное 123
Упрочнение структурное 31, 196
Фестоннстость 38, 69, 156
Чувствительность к концентраторам
напряжений 141, 148
Шиферпость 41, 275
Штампуемость листов 81
Chipmaker.ru