The methods of influence on the structure and properties of aluminum alloys used in the aerospace industry

V. G Dolgopolov; Долгополов В. Г; V. A Dubrovskii; Дубровский В. А; M. Iu Simonov; Симонов М. Ю; Iu. N Simonov; Симонов Ю. Н; A. N Iurchenko; Юрченко А. Н; K. A Shibanova; Шибанова К. А

doi:10.15593/2224-9877/2016.2.04

The methods of influence on the structure and properties of aluminum alloys used in the aerospace industry

Authors: Dolgopolov V.G¹, Dubrovskii V.A², Simonov M.I.¹, Simonov I.N¹, Iurchenko A.N¹, Shibanova K.A¹
Affiliations:
1. Perm National Research Polytechnic University
2. OJSC “Proton-PM”
Issue: Vol 18, No 2 (2016)
Pages: 50-63
Section: ARTICLES
URL: https://ered.pstu.ru/index.php/mm/article/view/3167
DOI: https://doi.org/10.15593/2224-9877/2016.2.04
Cite item

Abstract
Full Text
About the authors
References
Statistics

Abstract

The influence of temperature effects on the liquid melt silumin, and the impact of modifying its structure and properties. used vacuum induction furnace to produce alloys. Analyzed diagram monoaxial stretching and mechanical properties of the homogenized aluminum alloy with a further modification and without it. Tensile tests were conducted using a tensile machine INSTRON-SATEC 300 LX, construction diagrams monoaxial stretching was performed in software Bluehill, mode number of samples of at least 4 pieces. Studied the microstructure silumin shown that administering inoculant leads to a refinement of the structure component, and the eutectic, it was found that the introduction of the modifier reduces the size hieroglyphical structure components. Researches micromechanism crack growth in the fracture surface of cylindrical specimens (5 mm), tested in uniaxial tension. It is shown that in the alloy with the optional modifying the microscopic mechanism of crack growth becomes Quasibrittle with portions microviscosity morphology, while as in the original state homogenized micromechanism crack growth is fragile. Analysis of the fracture surface of some samples showed the presence mezo- and makro-pores or cavities, which are formed during the casting process. In the alloy AK9ch crystallized material has a smooth surface topography, because of the lack of constraints on the growth factors of the border. In AK9chM* alloy we observe the development of the topographic structure of the crystallizing melt structural volume, which had a pronounced stepped form, which is due to greater opportunities containment migrating abroad. The structure and the microscopic mechanism of crack growth was examined using a scanning electron microscope Phenom G2 ProX company PhenomWorld at magnifications ranging from 500 to 8000 fold and an accelerating voltage of 15 kV.

Keywords

aluminum alloys, silumin, homogenizing treatment, structure, eutectic, modifying, mechanical properties, grain, liquid melt, microscopic mechanism of crack growth.

Full Text

Введение Одной из основополагающих задач современной авиационно-космической отрасли является снижение массы изделия в сборке до минимально возможного из-за постоянно возрастающей потребности увеличения полезной нагрузки. По этой причине при проектировании допускается только та масса и те сечения изделия, которые совершенно необходимы для надежной эксплуатации конструкции. Снижение массы изделия, как правило, связано с применением новых, более легких и прочных материалов или улучшением свойств уже используемых сплавов. В условиях сложившейся экономической ситуации в Российской Федерации особо актуальным является изыскание резервов повышения механических свойств уже применяемых материалов. Без сомнения, особого внимания заслуживают вопросы совершенствования технологии плавки и обработки сплавов. В настоящее время широкое распространение получили сплавы на основе систем Al-Si, Al-Cu, Al-Mg. Эти конструкционные герметичные сплавы систем Al-Si (АК12), Al-Si-Mg (АК9ч, АК7ч) получили название силуминов [1]. Силумины обладают хорошими литейными свойствами, удовлетворительной обрабатываемостью резанием, свариваемостью и коррозионной стойкостью, для повышения которой детали анодируют и защищают лакокрасочными покрытиями. Сплав АК12 (АЛ2) используют для изготовления мелких, а АК9ч (АЛ4) и АК7ч (АЛ9) - средних и крупных деталей (корпусов компрессоров, картеров двигателей внутреннего сгорания) [2-4]. Литая структура немодифицированных силуминов состоит из дендритов a-твердого раствора алюминия и эвтектики (a + Si), в которой кремний имеет грубое игольчатое строение. Отсюда эти сплавы имеют невысокие свойства, особенно пластичность. Этот недостаток устраняется введением в расплав перед заливкой небольших присадок специально подобранных элементов, которые называют модификаторами [5]. Классическим примером модифицирования является модифицирование доэвтектических (до 9 % Si) и эвтектических (10-14 % Si) силуминов присадками натрия в количестве 0,001-0,1 %, который резко измельчает выделение кремния в эвтектике и делает тоньше ветви дендритов a-раствора. В производственных условиях расплавы модифицируют солями натрия. Модифицирование двойным модификатором (смесью 67 % NaF и 33 % NaCl) ведут при 780-810 °С. Применение тройного модификатора (62,5 % NaCl, 25 % NaF и 12,5 % KCl) позволяет осуществлять модифицирование при 730-750 °С [6, 7]. Неодинаковая природа воздействия малых добавок модификаторов на структуру и свойства различных сплавов и влияние на процесс модифицирования многих внешних факторов в известной мере объясняют отсутствие в настоящее время общепринятого единого объяснения действия модификаторов. Например, существующие теории модифицирования силуминов можно разделить на две основные группы [8]: Модификаторы первой группы увеличивают число центров кристаллизации. Модификаторы второй группы являются поверхностно-активными веществами, которые сдерживают рост зерна. Целью работы является изучение влияния гомогенизирующей обработки жидкого расплава, в комплексе с модифицированием, на структуру и свойства алюминиевого сплава АК9ч. Материалы и методики эксперимента В качестве материала исследования выбран доэвтектический силумин АК9ч (АЛ4), а также сплав АК9чМ* после модификации, химический состав которых представлен в табл. 1. Таблица 1 Химический состав исследуемых сплавов Сплав, марка Содержание элементов, мас. % Al Si Mg Mn Cu Fe Ti + Zr Zn Ni Pb Sn Be АК9ч осн. 9,51 0,26 0,25 <0,02 0,21 0,1 0,01 0,03 0,009 <0,0065 <0,0005 АК9чМ* осн. 9,79 0,12 0,26 <0,02 0,21 0,1 0,01 0,04 0,009 <0,0065 <0,0005 Примечание. М* - сплав АК9ч, подвергнутый модифицированию специальными компонентами. Базовый режим обработки расплава заключался в расплавлении металла при температуре 1100 °С c выдержкой при данной температуре в течение 20 мин, далее расплав охлаждали до температуры заливки 750 °С. Заливку образцов производили в песчаную форму. При обработке по второму варианту в расплав после охлаждения до 750 °С вводили двойной модификатор. Термическую обработку сплава производили по технической документации ПАО «Протон-ПМ». Характеристики прочности и пластичности определяли на цилиндрических образцах третьего типа по ГОСТ 1583-93 с начальным диаметром 5 мм на универсальной гидравлической машине для статических испытаний INSTRON-SATEC 300 LX. Обработку результатов и построение диаграмм проводили с помощью программного продукта Bluehill. Количество образцов на один режим термической обработки не менее четырех. Металлографический анализ проводили на микрошлифах при увеличениях от 500 до 8000 раз на сканирующем электронном микроскопе FEI PHENOM G2 ProX с возможностью локального элементного анализа с разрешением 120eV при ускоряющем напряжении 15 кВ. Микромеханизмы роста трещины изучали на половинках разрывных образцов с помощью сканирующего электронного микроскопа FEI PHENOM G2 ProX при увеличении от 500 до 4000 раз и ускоряющем напряжении 15 кВ. Результаты и их обсуждение На рис. 1, 2 представлены диаграммы растяжения сплава АК9ч и АК9чМ*. Анализ диаграмм растяжения свидетельствует о том, что на большей части образцов в ходе непрерывного нагружения наблюдается скачкообразный спад напряжений (см. рис. 1, 2, б; область 1). Данное явление, вероятнее всего, связано с зонным строением литого образца, вызванным условиями его кристаллизации [9]. а б Рис. 1. Диаграммы растяжения сплава АК9Ч: а - образец 3; б - образец 1 а б Рис. 2. Диаграммы растяжения сплава АК9чМ*: а - образец 1; б - образец 4 В табл. 2 представлены сводные данные характеристик механических свойств исследуемых сплавов как среднее арифметическое по четырем образцам. Таблица 2 Характеристики механических свойств сплавов АК9ч и АК9чМ* Сплав, марка Предел текучести, σ0,2 Предел прочности, σВ Относительное удлинение, δ Относительное сужение, ψ МПа % АК9ч 283,3 297,3 0,6 3,3 АК9чМ* 188 226,5 2,3 9 Примечания: 1. 2 % - для немодифицированного сплава; 3 % - для модифицированного сплава. 2. По требованию ГОСТ 1583-93 sВ = 225, d = 2/3. Результаты анализа средних значений механических свойств исследуемых сплавов показывают, что в сплаве, обработанном по второму варианту (АК9чМ*), относительное удлинение увеличилось по сравнению со сплавом АК9ч с 0,6 до 2,3 %. Тем не менее в обоих случаях относительное удлинение ниже требований ГОСТ 1583-93. Скорее всего это вызвано тем, что после охлаждения заливку производили без выдержки при достижении температуры 750 °С (температура заливки), при этом растворенный кремний после гомогенизации не успел полностью выделиться из расплава. Значения предела прочности у сплавов АК9ч и АК9чМ* соответствуют требованиям ГОСТ 1583-93. Меньшее значение σВ в сплаве АК9чМ* по сравнению с АК9ч вызвано снижением содержания Mg (см. табл. 1), который является одним из упрочняющих элементов в силуминах системы Al-Si-Mg. Несомненно, высокое значение σВ в сплаве АК9ч и значение σВ на уровне требований ГОСТ 1583-93 в сплаве АК9чМ* связано с применением при 1100 °С гомогенизирующей обработки расплава, которая способствует повышению содержания кремния и магния в твердом растворе, а также и более равномерному распределению легирующих элементов по объему отливки. Металлографический анализ сплава АК9ч с помощью SEM показал присутствие четверной эвтектики в твердом растворе a-фазы, которая имеет скелетообразный (иероглифоподобный) вид (рис. 3, а, б). Коллектив авторов приводит химический состав четверной и тройной эвтектик в сплаве АК9ч, которые имеют формулы (Al15(Fe, Mn)3Si2) и Al5FeSi соответственно [8-15]. Наряду с четверной эвтектикой в сплаве АК9ч присутствует тройная эвтектика, довольно часто имеющая игольчатую морфологию (показана стрелками на рис. 3, а). Анализ микроструктуры АК9чМ* также показал наличие четверной эвтектики со схожей скелетообразной морфологией (рис. 3, в, г), как и в сплаве АК9ч без модифицирования. Важно отметить, что в сплаве АК9чМ* произошло общее диспергирование структуры с изменением формы выделившейся тройной эвтектики в твердом растворе a-фазы с игольчатой на глобулярную с меньшими размерами (8-12 мкм вместо 20-30 мкм). Анализ микромеханизмов роста трещины, проведенный на поверхности изломов разрывных образцов, показал, что в сплаве АК9ч а б в г Рис. 3. Структура сплавов АК9ч и АК9чМ*, полученная с помощью SEM: а, б - структура сплава АК9ч, ´2000, ´8000 соответственно; в, г - структура сплава АК9чМ*, ´2000, ´8000 соответственно разрушение преимущественно было хрупким и происходило по телу игл эвтектики (рис. 4, а, б). В модифицированном сплаве АК9чМ* характер микромеханизма роста трещины изменился с хрупкого на квазихрупкий с областями микровязкого разрушения. На поверхности разрушения практически полностью отсутствуют компоненты вытянутых игл тройной эвтектики (рис. 4, в, г). Общий характер поверхности разрушения свидетельствует об уменьшении размеров единичных фрактурных элементов, что хорошо согласуется с экспериментально подтвержденным фактом общего существенного диспергирования структуры. а б в г Рис. 4. Поверхность разрушения сплавов АК9ч и АК9чМ*, полученная с помощью SEM: а, б - излом АК9ч, ´2000, ´8000 соответственно; в, г - излом АК9чМ*, ´2000, ´8000 соответственно Анализ поверхности разрушения с помощью SEM (рис. 5) на некоторых образцах выявил наличие мезо- и макропор или полостей, которые образовались в процессе литья. Морфология фрактурных объектов в полостях, где происходила свободная кристаллизация, свидетельствует о том, что в сплаве АК9ч данные объекты имеют гладкую топографию поверхности вследствие большей свободы мигрирующей границы кристаллизующегося структурного объема расплава из-за отсутствия сдерживающих рост границы факторов (см. рис. 5, а, б). Напротив, в сплаве АК9чМ* наблюдается развитое топографическое строение кристаллизующегося структурного объема расплава, имеющее четко выраженный ступенчатый вид, что прямо свидетельствует о больших возможностях сдерживания мигрирующей границы кристалла вследствие введения модификаторов (см. рис. 5, в, г). а б в г Рис. 5. Вид микропоры, образовавшейся при кристаллизации сплава АК9ч и АК9чМ*: а, б - строение кристалла, свободно выросшего в поре, в сплаве АК9ч, ´500, ´2500 соответственно; в, г - строение кристалла, свободно выросшего в поре, в сплаве АК9чМ*, ´500, ´2500 соответственно Заключение На основании проведенного исследования можно сделать следующие выводы: 1. Показано, что гомогенизирующая обработка расплава приводит к повышению предела прочности, а применение модифицирования положительно влияет на пластичность силумина системы AL-Si-Mg сплава АК9ч. 2. Установлено, что модифицирование сплава АК9ч приводит к общему диспергированию структуры, а также изменению формы тройной эвтектики с игольчатой на глобулярную. 3. Подтверждено, что применение модификатора измельчает структуру металла не только за счет увеличения числа центров кристаллизации, но и за счет торможения роста кристаллов. 4. Электронно-фрактографический анализ показал, что в результате модифицирования микромеханизм роста трещины меняется с хрупкого на квазихрупкий с участками микровязкой составляющей.

About the authors