Full Text

Сварные конструкции из алюминиевых сплавов находят достаточно широкое применение в разных производственных областях, а отдельные сплавы имеют особое применение в самолетостроении. Это связано в первую очередь с рядом свойств материала сварных конструкций. Алюминиевые сплавы обладают не только высокой прочностью, но и рядом других свойств, отличающих их от других материалов [1-5]. Алюминиевые сплавы по классификации разнообразны. К одним из перспективных по использованию в промышленных масштабах относятся алюминиевые сплавы системы Al-Mg-Li, применяемые в создании сварных конструкций. Как известно [6, 7], к системе алюминиевых сплавов Al-Mg-Li относится деформируемый сплав марки 1420, используемый в большинстве случаев для создания сварных конструкций летательных аппаратов. Сплавы группы Al-Mg-Li обладают такими уникальными свойствами, как низкая плотность, требуемая прочность, и исключительно высоким значением модуля упругости по сравнению с алюминиевыми сплавами других групп. Кроме того, следует отметить, что свариваемость алюминиевого сплава марки 1420 имеет ряд особенностей, связанных с физико-химическими и технологическими свойствами материала [5, 8-11]. Свойства, благодаря повышенному модулю упругости, и особенности сварки сплава 1420 достаточно давно и широко изучаются [12, 13], однако исследования остаются актуальными в своем разнообразии и на сегодняшний день. Не менее актуальным вопросом в исследованиях остается изучение фазового состава сплава. В работе рассмотрены металлографические исследования и термокинетические расчеты фазового сплава 1420 системы Al-Mg-Li. Согласно данным работ [14-17], сплав 1420 имеет следующий состав: магний (Mg) - 5,0-6,0 %; литий (Li) - 1,9-2,3 %; цирконий (Zr) - 0,09-0,15 %; кремний (Si) - 0,1-0,3 %. Примесей, не более: железо (Fe) - 0,3 %; титан (Ti) - 0,1 %; марганец (Mn) - 0,3 %; натрий (Na) - 0,05 %; остальное алюминий (Al). Металлографические исследования полученных сварных соединений выполнены на микроскопе ALTAMI. Анализ металла проводили на шлифах, подготовленных для исследования микроструктуры. Перед проведением анализа микроструктуры сварных швов микрошлифы были обработаны реактивом Келлера. Первоначально проведен металлографический анализ алюминиевого сплава. При увеличении 200 анализ показал в металле сплава 1420 характерное выделение включений (рис. 1), расположение которых в исследуемых областях разное - от единичного до комплексного (в виде цепочек). Анализ включений при большем увеличении (´500) в разных областях с использованием разного освещения дает следующую картину: в светлом поле видны как темные включения, так и светлые, имеющие при этом совершенно разную форму (рис. 2 и рис. 3, а). В поляризованном свете некоторые светлые включения становятся темными (рис. 2 и рис. 3, б), другие приобретают свечение, тогда как при темном освещении проявляется светящийся контур у большинства включений. Это дает основание утверждать, что в сплаве 1420 происходит выделение нескольких групп разных включений. Чтобы показать, что включения имеют разную форму, а ряд из них неправильную остроугольную, анализ провели при увеличении 1000 в светлом и поляризованном свете (рис. 4). 0,1 мм 0,1 мм Рис. 1. Включения в алюминиевом сплаве 1420 После травления металл алюминиевого сплава имеет четко выраженную структуру материала со следами текстуры деформации (рис. 5). При разном освещении наблюдается ярко выраженное расположение включений в металле сплава 1420. Достаточно хорошо видны включения разной природы при большем увеличении (до 500) (рис. 6). Анализ при разном освещении позволил выявить в травленом образце металла алюминиевого сплава как минимум три вида включений. а б в Рис. 2. Включения в сплаве 1420 (увеличение ´500): а - светлое поле; б - поляризованный свет; в - темное поле (область 1) а б в Рис. 3. Включения в сплаве 1420 (увеличение ´500): а - светлое поле; б - поляризованный свет; в - темное поле (область 2) а б в г Рис. 4. Включения в сплаве 1420 (´1000): а - светлое поле; б - поляризованный свет (область 2); в - светлое поле; г - поляризованный свет (область 2) 0,1 мм 0,1 мм Рис. 5. Включения в алюминиевом сплаве после травления (увеличение ´200) а б Рис. 6. Включения в алюминиевом сплаве после травления (увеличение ´500): а - светлое поле; б - поляризованный свет До недавнего времени все неметаллические включения, обнаруживаемые в алюминиевых сплавах, объединяли общим названием - окисные плены [18, 19]. Однако включения отличаются большим разнообразием оттенков и структуры. При определении степени загрязненности сплава обычно подсчитывают только площадь, занимаемую включениями, без разделения их по видам. Установлено, что обнаруживаемые загрязнения по внешнему виду в основном можно разделить на четыре группы [10, 18]: 1) включения, представляющие собой гладкие площадки с металлическим блеском того же оттенка, что и основной металл; 2) включения, подобные первым, но с золотистым оттенком; 3) включения тускло-серого цвета с шероховатой поверхностью; 4) включения темного цвета с вкраплениями мелких кусочков шлака. Как известно, в настоящее время нет полных исследований, что представляет собой каждый из перечисленных дефектов. В литературных данных [9, 16, 20, 21] указывается, что фазовый состав сплава марки 1420 в равновесных условиях при температуре 430 °С - α+S1 (Al2MgLi), соответствующий диаграмме состояния Al-Mg-Li [21, 22] (рис. 7). Рис. 7. Диаграмма состояния сплава Al-Mg-Li Анализ термокинетических расчетов возможных фаз при равновесной кристаллизации сплава (в координатах «процент фаз от температуры»), проведенный с помощью программного комплекса JMatPro, показал результаты, представленные на рис. 8. Расчет производился в интервале значений температуры от 900 до 20 °С, с шагом 5 °С. По полученным данным установлено, что температура начала кристаллизации алюминия TL = 663 °С, температура конца кристаллизации TS = 529 °С. До начала кристаллизации алюминия (Al) при температуре T = 860 °С из жидкости (LIQUID) начинает образовываться Al2ZrTi. При температуре T = 651 °С начинает кристаллизоваться Al3Fe, при этом содержание Al2ZrTi составляет 0,48 %. Рис. 8. Термокинетический расчет фазового состава сплава 1420 в равновесном состоянии: LIQUOID; AL3M_DO23; AL3FE; AL; MG2SI; TAU_ALLIMG; AL3MG2; AL3M_DO22 Примерная расшифровка фаз, обозначенных в программе, указана ниже. Фазы, образованные в сплаве, на основе результатов термокинетического расчета AL3M_DO23 Al2ZrTi AL3FE Al3Fe MG2SI Mg2Si TAU_ALLIMG Al2MgLi AL3MG2 Al3Mg2 AL3M_DO22 Al2TiZr К моменту начала кристаллизации Al (663 °С) в расплаве содержится Al2ZrTi - 0,51 %, Al3Fe - 0,25 %. При температуре T = 559 °С, когда основная доля Al (около 80 %) уже находится в твердом состоянии, начинает образовываться Mg2Si, содержание Al3Fe увеличивается до 0,72 %, содержание Al2ZrTi составляет 0,33 %. К моменту полного затвердевания Al (529 °С) в сплаве содержание Mg2Si - 0,78 %, Al3Fe - 0,73 %, Al2ZrTi - 0,36 %. Выделение фазы Al2MgLi из твердого раствора начинается при температуре T = 464 °С, при этом в сплаве содержится Mg2Si - 0,81 %, Al3Fe - 0,73 %, Al2ZrTi - 0,42 %. При температуре T = 203 °С начинается выделение Al3Mg2, содержание фазы Al2MgLi увеличивается до 16,96 %, содержание Mg2Si - 0,82 %, Al3Fe - 0,73 %, Al2ZrTi - 0,55 %. При T = 64 °С начинается выделение фазы Al2TiZr. Данная фаза отличается от Al2ZrTi меньшим содержанием в ней Zr. В состав фазы Al2ZrTi входит Zr - 29,68 %, Ti - 16,34 %; а в состав фазы Al2TiZr входит Zr - 2,67 %, Ti - 35,29 %. При комнатной температуре получено следующее расчетное соотношение фаз (рис. 9): Al2Mg,Li - 19,83 %, Al3Mg2 - 5,31 %, Mg2Si - 0,82 %, Al3Fe - 0,73 %, Al2ZrTi - 0,51 %, Al2TiZr - 0,04 %. Рис. 9. Расчетное соотношение фаз в сплаве 1420 при Т = 20 °С: AL: 72,75 %; TAU_ALLIMG: 19,83 %; AL3MG2: 5,31 %; MG2SI: 0,82 %; AL3FE: 0,73 %; AL3M_DO23: 0,51 %; AL3M_DO22: 0,04 % Таким образом, после равновесной кристаллизации в сплаве будут присутствовать: Al2MgLi около 20 %, Al3Mg2 более 5 %, Mg2Si около 1 % и включения Al3Fe, Al2ZrTi, Al2TiZr при суммарном содержании более 1 %. Дальнейший анализ образования возможных фаз при ускоренной кристаллизации сплава показал не менее интересные результаты. Известно, что при быстром охлаждении с температур ниже конца кристаллизации в алюминиевых сплавах происходит образование метастабильных фаз. Для того чтобы можно было оценить вероятность их образования, можно использовать термокинетические диаграммы распада сплава при непрерывном охлаждении. С использованием модуля построения ССТ и ТТТ, а именно термокинетических (рис. 10) и изотермических (рис. 11) диаграмм соответственно, в программе JMatPro был произведен расчет диаграмм с температуры несколько ниже конца кристаллизации - 525 °С. При расчете в программе учитывается, что при данной температуре уже присутствуют фазы: Al - 98,45 %, Al3Fe - 0,54 %, Al2ZrTi - 0,23 %, Mg2Si - 0,77 %. Полученные расчетные данные исследований показали, что при непрерывном охлаждении могут выделяться следующие фазы, при их содержании более 0,5 %: AL3M_L12 (Al-Mg-Zr-Ti), ALLI (Al3Li), TAU_ALLIMG (Al2MgLi). Образование фазы Al-Mg-Zr-Ti возможно в интервале скоростей охлаждения от 0,1 до 100 °С/с, а фаз Al3Li и Al2MgLi при 0,1-1 °С/с. С учетом того, что в сплаве до температуры 525 °С уже были образованы включения, фазовый состав сплава в интервале скоростей охлаждения от 1 до 100 °С/с может быть следующим: Al3Fe, Al2ZrTi, Mg2Si, Al-Mg-Zr-Ti. ССТ, алюминиевый сплав Рис. 10. Термокинетическая диаграмма сплава 1420 при непрерывном охлаждении: AL3M_L12 (0,5 %); ALLI (0,5 %); TAU_ALLIMG (0,5 %); 100,0 °C/с; 10,0 °C/с; 1,0 °C/с; 0,1 °C/с ТТТ, алюминиевый сплав Рис. 11. Изотермическая диаграмма сплава 1420: AL3M_L12 (0,5 %); ALLI (0,5 %); TAU_ALLIMG (0,5 %) Кроме того, термокинетические расчеты позволили установить изменение механических свойств в зависимости от скорости охлаждения (рис. 12). Сравнение полученных значений твердости и напряжения при растяжении с допустимым напряжением при возрастании скорости охлаждения показывает абсолютно экспоненциальное их увеличение. Значения скорости охлаждения, °С/с Рис. 12. Зависимость механических свойств (твердости, напряжения) сплава 1420 от скорости охлаждения: допустимое напряжение при степени деформации 0,2 %; твердость; растяжение Вывод Таким образом, по результатам проведенных металлографических исследований и термокинетических расчетов установлено, что в металле алюминиевого сплава системы Al-Mg-Li происходит выделение включений сложного состава, имеющих разные размер и форму, что характерно для протекания физико-химических реакций. Выявлено наличие в составе включений фаз Al3Fe, Al2ZrTi и Al2TiZr при суммарном содержании более 1 %, тогда как ранее включения в алюминиевых сплавах интерпретировали под общим названием «окисные плены», без разделения их по видам. Кроме того, определен возможный фазовый состав сплава в равновесном состоянии. Выявлено, что после равновесной кристаллизации в сплаве будут присутствовать Al2MgLi около 20 %, Al3Mg2 более 5 %, Mg2Si около 1 %. Установлена начальная и конечная температура кристаллизации алюминиевого сплава 1420 - 663 и 529 °С соответственно. Расчетные данные термокинетической и изотермической диаграмм позволили выявить образование метастабильных фаз в сплаве. При непрерывном охлаждении могут выделяться следующие фазы, при их содержании более 0,5 %: Al-Mg-Zr-Ti, Al3L и Al2MgLi. Образование фазы Al-Mg-Zr-Ti возможно в интервале скоростей охлаждения от 0,1 до 100 °С/с, а фаз Al3Li и Al2MgLi при 0,1-1 °С/с. С учетом того, что в сплаве до температуры 525 °С уже были образованы включения, фазовый состав сплава в интервале скоростей охлаждения от 1 до 100 °С/с может быть следующим: Al3Fe, Al2ZrTi, Mg2Si, Al-Mg-Zr-Ti. Расчетные данные механических свойств показывают увеличение значений при возрастании скорости охлаждения по экспоненциальной зависимости.

About the authors

E. M Fedoseeva

Perm National Research Polytechnic University

T. V Olshanskaya

Perm National Research Polytechnic University

References

Statistics

Views

Abstract - 82

PDF (Russian) - 30

Refbacks

• There are currently no refbacks.