Алюміній марки Д16 (аналог 2024), властивості опису

Хімічний склад до % сплаву Д16
Fe	до 0,5
Si	до 0,5
Mn	0,3 - 0,9
Ni	до 0,1
Ti	до 0,1
Al	90,8 - 94,7
Cu	3,8 - 4,9
Mg	1,2 - 1,8
Zn	до 0,3

Деякі властивості Д16 у порівнянні з іншими сплавами: Серед деформованих легких сплавів найбільше поширення в приладах і машинобудуванні знайшли старі алюмінієві та магнієві сплави як найбільш сприятливі комплекси фізики-механічних властивостей.

Вивчання зв’язку між структурним станом і міцними властивостями старіючих алюмінієвих сплавів присвячено великій кількості робіт. Дослідено механізм розпаду пересувних твердих розчинів і послідовність виділень зона Гінє- Престона, метастабільних і стабільних фаз, запропоновані теорії межі нудьги і деформаційного прояснення дисперсонно-твердних сплавів. Проте існує зв’язок між зміною структури та показниками протистояння мікропластичним деформаціям алюмінієвих та магнієвих сплавів, які мало вивчені і зовсім недостатньо освітлені в літературі. Нижче наведено експериментальні дані, які стосуються сплавів, які найчастіше використовуються у приладах і машинах.

Вплив фазових та структурних перетворень на об'ємні зміни в сплавах досліджено без застосування навантаження на так званих "пальчикових" зразках.

Показано, що в результаті завантаження зразків з сплавів Д16 і Д1 (Al-Сu-Mg) сильно зменшується. Зменшення розмірів після закалки можна пояснити розчином фаз, що містять мідь, яка зменшує алюмінію решітки. Після природнього старіння з’являються незначні спади довжини загартованих зразків. Під час штучного старіння 130-200 градусів З розміром в початковий період зменшуються, а потім починають рости (ліворуч). Кінцевою причиною є розпад твердого розчину з виділенням та коагуляцією упрочудливих фазах (СІА1).₂ і S) що узгоджується з даними Д. Петрова та інших дослідників про збільшення параметрів сплавів системи A1-Сі в процесі старіння при 200 градусів С і вище. З підвищенням температури старіння понад 200 градусів З відразу спостерігається різке збільшення довжини зразків. 24-годинне старіння при 190 ° C не призводить до стабілізації розмірів в процесі нагрівання, тоді як при 225 ° C достатньо 6 г. рис. 106.

У процесі тривалих витримок при 100 градусів З не виявлено змін розміру з сплавів системи А1-Сі-Mg Д16, Д1 і ВАД-1 в відженому стані і після обробки за режимом Т1 (заколення і штучне старіння при 190 ° C протягом 12 г), в той час як після звичайного старіння зменшення розмірів загартованих зразків дуже значно (на 3-4 мм на 10 мм за 300 мм).

Розміри зразків зі сплаву B95 (А1-Mg-Zn-Сі) після закалки різко збільшуються (на 90 мкм) внаслідок розчину упрочуючих фаз. Під час штучного старіння відбувається зменшення розмірів, максимальне після нагрівання при 200 ° C. Найбільший інтерес є ефективність старіння при температурі 140 С, прийнятої для цього сплаву з міркувань забезпечення максимальної міцності якості. Як виходить, протягом 48-годинного старіння спостерігається безперервне зменшення розміру сплаву. Під час наступних контрольних випробувань при 100 градусів С також спостерігається істотне зменшення розмірів.

У процесі старіння при 140 градусів З стабілізацією електро опірності сплаву В95 не досягається навіть після 200-годинної витягання. Таким чином, високопрозорий алюмінієвий сплав В95 характеризується нестабільним фазом та структурним станом.

Залежність від мікропластичної деформації та механічних властивостей алюмінієвих сплавів від температури старіння. Як видно, кореляція між релаксаціональними властивостями відсутня. Максимальна релаксаційна витривалість спостерігається після старіння при 200 градусів С, в той час як межі міцності і текучості мають максимальне значення для сплавів А1-Сu після природнього старіння, для сплаву У95 після старіння при 140 градусів C. Пречіплення сплавів A1-Cu, що активно старіють при кімнатній температурі, також не корелює з міцними властивостями.

Як ми вже побачили раніше, найбільш нестабільність структури сплавів виявляється на другій ділянці релакансової кривої. Залежність від стресу у другому періоді релаксації А✔₁₁ від початкового напруження ✔₀Найнижча релаксаційна витривалість під час 100 градусів С характеризується сплавами АМґ6 (А1-Mg), що є найвищою температурою Д16Т1. Хоча зі сплатою У95 в стані Т1 було зроблено 32-годинне старіння при 140 градусів C, його релаксаційна стійкість в інтервалі 20100 градусів З виявляє сильну залежність від температури випробування. Ускладнені обмеження релаксації ✔_r (значення) ✔₀ при А✔₁₁= 0) для цього сплаву дорівнює при 100 градусів C 0,8 кгс/ммм², при 70 градусів З 1,6 кілограм/мммм², при кімнатній температурі 5,4 кгс/м²Це підтверджує дані про неврівноважену структуру сплава В95, результати яких були опубліковані за допомогою дослідження електропостачання та об’ємних змін у невантаженому стані. Ускладнений рівень релаксації при 100 градусів С для дюралюмінію Д1 і Д16 в штучному зістарому стані (Т1) дорівнює 3,8 і 4,7 кгс/м², Що вдвічі більше, ніж після природнього старіння. Після закалки та старіння опір мікропластичним деформаціям і, отже, стабільність дюралюмінію набагато вища, ніж у відпаженому стані. Релаксаційна витривалість сплаву АМґ6 нижче, ніж у невживаного дюралюмінію.

Для розгляду зв'язку між зміною опору мікропластичним деформаціям та структурою сплавів були проведені електронно-микроскопічні дослідження сплаву A1-4% C після різних режимів термообробки, а також після мікродеформації при короткому і тривалому навантажуванні.

Загартована з температурою гомогенізації старіючий сплав має неоднорідну будову з областями, збагаченими легуючим компонентом, і значна кількість гелікоїдальних і призматичні дислокацій. Сплав пересічений вакансіями особливо по кордонах зерен, які є пастками для вакансій. Останні різко прискорюють дифузію атомів при утворенні виділення.

Після природнього старіння в сплаві А1-4% Сі з'являються когерентні виділення зони ГП. По мірі підвищення температури і часу старіння збільшується кількість і розмір зоною ГП, потім з'являється перехідна Е-фаза і, нарешті, при досить високій температурі- стабільна 0-фаза (CuAl ₂).

На кордонах зерен завдяки великій пересиченості вакансіями після заколення і прискоренню дифузіонних процесів стабідна Е-фаза утворюється при відносно невеликих температурах. 0-фаза виникає переважно на дислокаціях. Освіта вибору 0-фази на дислокаціях показує електронно-микроскопічне дослідження сплаву А1 + 4% Сі. Після старіння при 150 і 200 градусів C спостерігається виділення б-фази на гелікоїдальних дислокаціях. Прикордонна зона після природного та штучного старіння зазвичай вільна від виділень, що призводить до знешкодження вакансії. Навіть після старіння при 150 градусів C протягом 2000 ч не видно виділень поблизу кордонів.

Після мікропластичної деформації загартоване сплава під час короткочасного навантажування та подальшого старіння при 150 градусів З спостерігається значна кількість виділень б-фази в прикордонній зоні. Всередині зерна виділеного 0-фази значно менше. Після релаксації напруженості відбувся значний збільшення виділення 0-фази в прикордонній зоні. Усередині зерна також збільшується кількість виділень, але в набагато меншому ступені.

Очевидно, що неперервна прикордонна зона, вільна від виділень, полегшує проходження мікропластичної деформації і є однією з причин того, що ми спостерігаємо низьке значення межі пружності та релакансуційної стійкості природно зістарого сплаву, оскільки початкові етапи пластичної деформації, як показано вище, розвиваються переважно в приграніжній зоні.

Як зазначалося вище, опір мікропластичним деформаціям у умовах релаксації напруженості великою мірою залежить від інтенсивності дифузіональних процесів у сплавах, які, у свою чергу, активуються під дією напруження. Найбільшою швидкістю дифузії під стресом під підвищеною температурою нестарого сплаву або після початкових стадій старіння, коли останній має великий запас хімічної вільної енергії, що рухається силою розпаду, а також великою кількістю нерівноважених вакансій, які прискорюють дифузію.

Таким чином, ми спостерігаємо низький опір мікродеформації, що є природно зі старими алюмінієвими сплавами, коли тимчасово навантажується.✔_0,001 и ✔_0,оо5) Основно причиною є наявність невпинної прикордонної зони, звільненої від виділень. Низька релаксаційна витривалість, особливо при 100 градусів С, також пов'язана з наявністьм цієї прикордонної зони, але, мабуть, визначається перш за все швидкістю дифузіональних процесів у зв'язку з великою перетином твердого розчину після природного старіння.

Прірва міцності й твердості, які відображають опір сплаву макропластичним деформаціям під час короткочасного навантажування, після перших стадій старіння (природного або низькотемпературного штучного) мають найвище значення. Ці характеристики здебільшого визначаються кількістю і розміром повністю або частково когерентними виробами. Під час кімнатної температури максимальна міцність і твердість мають сплави, у структурі яких переважають зони ГП (вони становлять близько 70 відсотків, а частинки метастабільної фази 30%) і розміри виділень знаходяться в межах 50-1000 А. Назви прикордонних зон, вільних від обрань, і висока швидкість дифузії в сплаві після початкових фази старіння не мають жодного впливу на характеристики опору макродеформації під час короткочасного завантаження.

Після наступних стадій старіння сплава зменшується неоднорідність виділення за об'ємом, з'являються виділення і в прикордонній зоні, зменшується швидкість дифузіональних процесів у сплаві, зменшується запас хімічної вільної енергії і кількість нерівноважених вакансій. У зв’язку з цим опір мікропластичним деформаціям під час короткочасного навантажування та тривалих випробувань під час релаксації стресу, особливо при високій температурі, значно підвищується. У той же самий час, через зменшення дисперсії виділення, зменшився опір макропластичної деформації (прочності та твердості) у порівнянні з характеристиками сплаву після початкових стадій старіння.

Сплав А1 + 4% Сі має найвищі характеристики опору мікропластичним деформаціям після старіння при 200 градусів С, коли в структурі з'являється значна кількість Q-фази. У процесі старіння при 230-250 ° C відбувається значне вкручування вибраних і утворення некогерентних частинок, що обумовлює зниження характеристик опору макро- і мікродеформації. При пластичній деформації дислокації перестарів проходять між некогерентними частинками. Напруження, так як можна бачити з залежності Орована, зменшується з збільшенням відстані між частинками виділень.

Очевидно, що для отримання високої релаксаційної стійкості сплав повинен бути досить стабільною структурою, а не підвищеною напруженістю течії. Для того щоб забезпечити оптимальну міцність при короткочасному навантаженні стабільності структурного стану менш значуща.

Стабільність структури старіючого сплаву в умовах експлуатації визначається тим, наскільки гнучкі тверді розчини (запасом його хімічної вільної енергії), дифузіональною рухомністю атомів легантних елементів, а також тим, наскільки відповідні структурні фази виділення та твердого розчину. Сплави з великою різницею в розчині регулюючий елемент при підвищеній та кімнатній температурі структурно нестабільні вже при кімнатній температурі. При наближенні структури фази виділення та твердого розчину не виникає різких перенапружень у кристалі і повільно йде ріст ділянок нової фази. Отже, чим менші кристалічні решітки головного твердого розчину та фази виділення, тим менше перенапруження на межі фаз і більш стабільна структура.

Сплави Al-Сu-Mg Д16T1 і спрацьований ВАД1T1 характеризуються найвищою релаксаційною стійкістю при 20 і 100 градусів С в порівнянні з іншими дослідними сплавами в зв'язку з тим, що їх структура після оптимального штучного старіння більш повно відповідає визначеним вимогам стабільності.

Основною фазою сплаву Д16 є фаза S складної будівлі (Al)₂CuMg). При утворенні фази S відбувається дуже мала зміна об'єму, а отже, не утворюються великі перенапруження на межі фаз, що обумовлюють нестабільність структури. Крім того, як видно з діаграми (фото справа), у сплавах системи A1 - Su-Mg, де відбуваються фази S та CA1₂, розчинність компонентів майже не змінюється в інтервалі температури 20-200 градусів C. Сплав Д16 після старіння при 200 градусів С має порівняно невеликий ступінь переробки твердого розчину. Таким чином, відносно малий ступінь перетину твердого розчину, низька дифузіональна рухомість атомів міді в алюмінії, а також відсутність різких перенапругувань в кристалі під час утворення виділення достатньо стабільної структури і високий опір мікропластичним деформаціям сплавів Д16Т1 і ВАД1 в умовах експлуатації.

Спротив алюмінію Д16 коррозії: Сплави на зразок алюмінієвих сплавів чутливі до швидкості охолодження під час заколення (див. зліва). Для них характерна найвища критична швидкість, що складається з різних авторів, 536 і навіть 1100 °С/с.

Згідно з даними, зразки з аркушів сплаву Д16, закачені в інтервалі швидкості охолодження 400-1100 °С/с, показують змішаний характер руйнування (МК КК Межкрилітна коррозія+потинг). Тому на практиці потрібно суворо виконувати технологічні режими затягування напівфабрикатів та виробів і усунути причини, які призводять до сповільнення швидкостей охолодження: затримки виробів або напівфабрикатів на повітрі після виштовхування з печі; підвищення температури загартованого середовища; перевищення маси та порушення розташування деталей і напівфабрикатів у садці.

Використання досконало зареєстрованої апаратури дало змогу встановити, що плитки (той 1 мм) зі сплаву Д16, яка лягає по верхній межі (табл. нижче, остання графа), закачені у лабораторних умовах (200x50 мм) у кредитних картках (200x3 мм) виявляють чутливість до МКК при таких високих швидкостях охолодження, як ~1250 °С/с. Правда, глибина МК при цьому невелика і не перевищує фону охолодження аж до градусів 720/ с. У свах міститься вміст основних легших елементів (ди, магній), що знаходяться на нижній частині магній частині та середній об’ єм MK.

Дуже впливає на швидкість охолодження під час заколення температури загартованої води. Зазвичай для малогабаритних напівфабрикатів температура води 40~50 °С забезпечує задовільний рівень опору і МККК та РСК. Обидві коррозійні характеристики значно зменшуються з підвищенням температури загартованої води вище 80 градусів.

Протидія корозіоновому розтріскуванню сплавів менш залежить від швидкостей охолодження під час загарбки, і ця залежність є більш складною. Як видно з рис. Ліворуч область стійкості твердого розчину при 375 °С і вище зсунута в область більш тривалих витримок. При 450 °С область стійкості (відсутність КР-ОКР) простягається до максимальної вивченої витягки (60 мін). Основною особливістю цієї діаграми є наявність другої області стійкості КР в області температури ~350 °С і витримок понад 7 мін.

Для тих зразків, у яких глибина МКК не перевищувала 0,1 мм, мікроелектроноскопічний метод не виявив виділення по кордонах зерен. У всіх інших місцях по кордонах зерен можна побачити виділення. Ідентифікація цих дифрацій показує, що при 350 °С і вище вони відповідають θ`-фазі, а при температурах нижче 350 градусівС - фазі S', дисперсичність якої збільшується з зниженням температури.

Фази θ і S за значенням електродного потенціалу різняться і по відношенню до матриця сплава Д16 є катоодами і анодами відповідно. Незважаючи на це, ані глибина, ані інтенсивність МКК не залежать від того, як відбуваються фази. Отже, як зазначалося вище, причиною МКК є розчин при кордонах твердого розчину, знешкоджених медю та виведені в якості неперервних алодійних ділянок.

Отже, твердий розчин сплаву Д16 є дуже нестійким, навіть для тонкостірних напівфабрикатів, виготовлених у промислових умовах, можливо, з’явлення МККК.

Якщо процес МКК визначається електрохімічною гетерогенністю, то в механізмі КР електрохімічний фактор є лише частиною складного процесу. Для дисперсионних алюмінієвих сплавів, як було показано вище, великий вплив на процес КР має характер внутрішньоцентрованої деформації, що відбувається в окремих мікрооб'єктах під дією напруженості, не перевищуючи значення межі текучесті матеріалу. Ця відмінність і є основною причиною контрастності ізтермічних діаграм, побудованих за зміною опору МККК і КР. Після тривалих витримок у діапазоні температур 250-350 °С відбувається ріст і коагуляція виокремлених θ`- і S`-фаз, що призводить до рівномірної деформації по тілу зерна і відповідно зниження напруженості на кордонах зерна. Тому, незважаючи на значну електрохімічну гетерогенність, що виникає внаслідок утворення грубих виділення по кордонах зерна та матриці, а також на глибину МКК, що перевищує «фонову », метал знову набуває сильного опору.