Алюминий Д16

Автор: Волков Семён

Дата публикации: 22 Августа 2024

Марка: Д16 (дуралюминий, дюраль)	Класс: Деформируемый алюминиевый сплав
Использование в промышленности: для силовых элементов конструкций самолетов, кузовов автомобилей, труб и т.п.; для деталей, работающих при температурах до -230 °C.

Химический состав в процентах для сплава 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

Дополнительная информация и свойства

Удельный вес: 2800 кг/м3 Твердость материала: HB 10-1 = 42 МПа Термообработка: Закалка дюраля Д16 происходит при температуре 485-503 °С (прессованные изделия), старение при T=20 °C, при 185-195 °С около 68 часов

Механические свойства сплава Д16 при T=20 °C
Прокат	Толщина или диаметр, мм	E, ГПа	G, ГПа	σ-1, ГПа	σв, (МПа)	σ0,2, (МПа)	δ5, (%)	ψ, %	σсж, МПа	KCU, (кДж/м2)	KCV, (кДж/м2)
Лист	2-4	72	130	450	320	19
Лист	30-40	460	360	10
Профиль прессованный закаленный и искусственно состаренный	5-10	72	140-150	480	350	12

Механические свойства сплава Д16 при высоких температурах
Прокат	Температура испытания	σв, (МПа)	σ0,2, (МПа)	δ5, (%)	ψ, %
Лист плакированный закаленный и естественно состаренный	20 100 200	435 410 330	280 270 250	19 18 12
Лист плакированный закаленный и естественно состаренный нагартованный	20 100 200	465 440 360	350 320 270	13 13 9
Лист плакированный закаленный и естественно состаренный 5-10 мм	20 100 175 200	455 440 410 380	390 390 350 330	7 7 10 8
Профиль прессованный закаленный и естественно состаренный 2 мм	20 100 175 200 250	460 460 410 380 290	410 410 390 360 260	9 9

10

Характеристики механических свойств сплава Д16 при низких температурах
Тип проката	Температура испытаний	σв, (МПа)	σ0,2, (МПа)	δ5, (%)	ψ, %
Лист плакированный до 2 мм, подвергнутый закалке и естественному старению	20 -70 -196	440 470 590	350 370 470	17 19 24
Лист плакированный до 2 мм, закаленный и искусственно состаренный	20 -70 -196	460 500 570	420 460 520	6 6 8
Лист плакированный до 2 мм, закаленный, искусственно состаренный и нагартованный	20 -70 -196	460 500 570	360 370 490	13 16 20
Пруток прессованный, закаленный и естественно состаренный 20-80 мм	20 -70 -196	530 560 700	370 400 530	15 12 11	16 12 10

Физические характеристики сплава Д16
Температура (Град)	Е 10-5 (МПа)	a 106 (1/Град)	λ (Вт/(м·град))	ρ (кг/м3)	С (Дж/(кг·град))	R 109 (Ом·м)
20	0.72	2800
100	22.9	130	0.922

Некоторые отличительные особенности Д16 в сравнении с иными сплавами: среди деформируемых лёгких сплавов, наибольшего распространения в приборостроении и машиностроении получили стареющие алюминиевые и магниевые сплавы благодаря их благоприятным физико-механическим характеристикам.

Множество исследований посвящено изучению взаимосвязи между структурным состоянием и прочностными характеристиками стареющих алюминиевых сплавов. В этих работах рассматриваются механизмы распада пересыщенных твердых растворов, а также последовательность выделения зон Гинье-Престона, метастабильных и стабильных фаз. Предложены теории, описывающие предел текучести и упрочнение дисперсионно-твердеющих сплавов. Однако, взаимосвязь между структурными изменениями и показателями сопротивления микропластическим деформациям в алюминиевых и магниевых сплавах остается недостаточно изученной и слабо освещенной в литературе. В данной статье представлены экспериментальные данные, касающиеся этого вопроса, применительно к наиболее часто используемым сплавам в приборостроении и машиностроении.

Без приложения нагрузки были исследованы объемные изменения в сплавах, используя так называемые "пальчиковые" образцы, для изучения фазовых и структурных превращений.

Опытным путем было показано, что закалка приводит к существенному сокращению длины образцов из сплавов Д16 и Д1 (Al-Cu-Mg). Это объясняется растворением фаз, содержащих медь, которая уменьшает параметр решетки алюминия. После естественного старения закаленные образцы показывают незначительное уменьшение длины. При искусственном старении, проводимом при температурах 130-200°C, размеры в первоначальный период сокращаются, а затем начинают увеличиваться (см. рисунок слева). Это можно объяснить распадом твердого раствора с последующим выделением и коагуляцией упрочняющих фаз (CuAl₂ и S), что согласуется с данными, полученными Д. А. Петровым и другими исследователями, о росте параметра решетки сплавов системы Al-Cu при старении при 200°C и выше. С повышением температуры старения выше 200°C наблюдается резкое увеличение длины образцов. Старение на протяжении 24 часов при 190°C не стабилизирует размеры во время нагрева, тогда как при 225°C для этого достаточно 6 часов (см. рис. 106).

При продолжительных выдержках при температуре 100° С не были зафиксированы изменения размеров образцов из сплавов системы А1-Си-Mg марок Д16, Д1 и ВАД-1, как в отожженном состоянии, так и после термообработки по режиму Т1 (закалка и искусственное старение при 190° С в течение 12 часов). Однако, после естественного старения, уменьшение размеров закаленных образцов довольно существенно (3-4 мкм на 10 мм за 300 часов).

Размеры образцов из сплава В95 (А1-Mg-Zn-Си) после закалки существенно увеличиваются (до 90 мкм) в результате растворения упрочняющих фаз. При искусственном старении наблюдается снижение размеров, достигающее максимума после нагрева при температуре 200° С. Особый интерес вызывает эффективность старения при 140° С, что обусловлено стремлением достичь максимальных прочностных характеристик сплава. На протяжении периода старения в 48 часов происходит постоянное уменьшение размеров сплава. В ходе последующих испытаний при 100° С также фиксируется значительное уменьшение размеров.

Во время старения при 140° С стабилизация электросопротивления сплава В95 не достигается даже после 200 часов выдержки. Следовательно, высокопрочный алюминиевый сплав В95 характеризуется нестабильностью фазового и структурного состояния.

Представлена зависимость сопротивления микропластическим деформациям и механических свойств закаленных алюминиевых сплавов от температуры старения. Видно, что корреляции между релаксационной стойкостью и прочностными характеристиками не существует. Наивысшая релаксационная стойкость наблюдается после старения при 200°C, в то время как максимальные значения пределов прочности и текучести сплавов А1-Cu достигаются после естественного старения, а сплава В95 после старения при 140°C. Предел упругости сплавов А1-Cu, активно стареющих при комнатной температуре, также не показывает корреляции с прочностными свойствами.

Как было ранее отмечено, наиболее выраженная нестабильность структуры сплавов проявляется на втором участке релаксационной кривой. Показана зависимость снижения напряжений во втором периоде релаксации Аσ₁₁ от начального напряжения σ₀. Из исследованных сплавов наименьшую релаксационную стойкость при 100°C демонстрирует сплав АМг6 (Al-Mg), а наибольшую — сплав Д16Т1. Хотя сплав В95 в состоянии Т1 был подвергнут 32-часовому старению при 140°C, его релаксационная стойкость в диапазоне 20-100°C показывает значительную зависимость от температуры испытания. Условный предел релаксации σ_r (значение σ₀ при Аσ₁₁= 0) для этого сплава составляет при 100°C 0,8 кгс/мм², при 70°C 1,6 кгс/мм², и при комнатной температуре 5,4 кгс/мм². Это подтверждает данные о нестабильной структуре сплава В95, полученные через исследование электросопротивления и объемных изменений в ненагруженном состоянии. Условный предел релаксации при 100°C для дюралюминия Д1 и Д16 в искусственно состаренном состоянии (Т1) составляет соответственно 3,8 и 4,7 кгс/мм², что в 2 раза выше, чем после естественного старения. После закалки и старения сопротивление микропластическим деформациям и размерная стабильность дюралюминия значительно выше, чем в отожженном состоянии. Релаксационная стойкость сплава АМг6 ниже, чем у неупрочненного дюралюминия.

Для анализа взаимосвязи между изменением сопротивления микропластическим деформациям и структурой сплавов были проведены электронно-микроскопические исследования сплава А1-4% Си при различных режимах термообработки и после микродеформации в условиях кратковременного и длительного нагружения.

Закаленный с температуры гомогенизации стареющий сплав характеризуется неоднородной структурой, включающей области с повышенной концентрацией легирующего элемента, а также значительным числом геликоидальных и призматических дислокаций. Сплав пересыщен вакансиями, особенно у границ зерен, которые служат ловушками для вакансий и существенно ускоряют диффузионные процессы атомов при формировании выделений.

При естественном старении сплава А1-4% Си наблюдаются когерентные выделения зон ГП. По мере повышения температуры и продолжительности старения количество и размер зон ГП увеличиваются, следом формируется промежуточная Э-фаза, а затем при достаточно высокой температуре образуется стабильная 0-фаза (CuAl ₂).

На межзернистых границах благодаря высокой перенасыщенности вакансиями после закалки и ускорению диффузионных процессов стабильная Э-фаза формируется при сравнительно низких температурах. 0-фаза преимущественно образуется вокруг дислокаций. Формирование 0-фазы на дислокациях было продемонстрировано посредством электронно-микроскопического анализа сплава А1 + 4% Си. После старения при температурах 150 и 200 °С наблюдаются выделения б-фазы на геликоидальных дислокациях. Приграничная зона, как после естественного, так и после искусственного старения, обычно остается свободной от выделений, что объясняется истощением зоны вакансиями при закалке. Даже по прошествии 2000 часов старения при температуре 150 °С выделения около границ не наблюдаются.

После микропластической деформации закаленного сплава при коротком нагружении и последующего старения при 150°С наблюдается значительное количество выделений б-фазы в приграничной зоне. Внутри зерна число выделений 0-фазы существенно меньше. После релаксации напряжений количество выделений 0-фазы в приграничной зоне заметно увеличивается. Внутри зерна также наблюдается прирост выделений, но он значительно менее значителен.

Очевидно, что неупрочненная приграничная зона, свободная от выделений, способствует облегчению прохождения микропластической деформации и является одной из причин наблюдаемых низких значений предела упругости и релаксационной стойкости естественно состаренного сплава, так как начальные стадии пластической деформации, как было показано ранее, развиваются преимущественно в приграничной зоне.

Как было упомянуто ранее, способность противостоять микропластическим деформациям в условиях релаксации напряжений значительным образом зависит от интенсивности диффузионных процессов в сплаве. Эти процессы, в свою очередь, усиливаются под влиянием напряжений. Особенно высокая скорость диффузии при напряжениях наблюдается при повышенных температурах у сплава, который не прошёл процесс старения или находится на начальных стадиях старения. В это время сплав обладает значительным запасом химической свободной энергии, служащей двигателем распада, и большим количеством неравновесных вакансий, ускоряющих процессы диффузии.

Следовательно, наблюдаемое низкое сопротивление микродеформации естественно состаренных алюминиевых сплавов при кратковременном нагружении (σ_0,001 и σ_0,005) главным образом объясняется наличием неупрочненной приграничной зоны, которая свободна от выделений. Низкая стойкость к релаксации, особенно при температуре 100 °С, также связана с наличием этой зоны, но, вероятнее всего, определяется, прежде всего, скоростью диффузионных процессов из-за высокой пересыщенности твердого раствора после естественного старения.

После начальных этапов старения (естественного или искусственного при низких температурах), максимальные значения прочности и твердости, указывающие на устойчивость сплава к макропластическим деформациям при кратковременных нагрузках, достигают наивысших значений. Эти параметры в основном зависят от количества и размера полностью или частично когерентных выделений. При комнатной температуре наибольшую прочность и твердость демонстрируют сплавы, где в структуре преобладают зоны ГП (около 70%) и частички метастабильной фазы (30%), а размеры выделений находятся в диапазоне 50-1000 А. Наличие приграничных зон, не содержащих выделений, и высокая скорость диффузии в сплаве после начальных стадий старения не оказывают существенного влияния на характеристики сопротивления макродеформациям при кратковременных нагрузках.

После дальнейших этапов старения сплава наблюдается снижение неоднородности распределения выделений по объему, появляются выделения в приграничной области, а скорость диффузионных процессов в сплаве уменьшается. Снижается запас химической свободной энергии и количество неравновесных вакансий. Это ведет к значительному повышению сопротивления микропластическим деформациям при кратковременных нагрузках и длительных испытаниях в условиях релаксации напряжений, особенно при повышенных температурах. При этом, в связи с некоторым уменьшением дисперсности выделений, отмечается незначительное снижение сопротивления макропластической деформации (прочности и твердости) по сравнению с характеристиками сплава на начальных стадиях старения.

Сплав А1 + 4% Cu демонстрирует наиболее высокие свойства сопротивления микропластическим деформациям после старения при температуре 200 °С, когда в его структуре появляется значительное количество Q-фазы. В процессе старения при 230-250 °С происходит значительное укрупнение выделений и образование некогерентных частиц, что ведет к снижению характеристик сопротивления макро- и микродеформациям. При пластической деформации перестаренного сплава дислокации проходят между некогерентными частицами. В этом случае, согласно зависимости Орована, напряжение течения уменьшается с увеличением расстояния между частицами выделений.

Ясно, что для достижения значительной релаксационной стойкости сплав должен обладать не только высоким напряжением течения, но и стабильной структурой. Однако для обеспечения наилучших прочностных характеристик при кратковременных нагружениях стабильность структуры менее важна.

Степень пересыщенности твердого раствора (запас химической свободной энергии), диффузионная подвижность атомов легирующих элементов и степень соответствия структур фазы выделения и твердого раствора существенно влияют на стабильность структуры стареющего сплава в рабочих условиях. Сплавы, у которых растворимость легирующего элемента значительно варьируется между высокими и комнатными температурами, уже при комнатной температуре считаются структурно нестабильными. При условии близости структур фазы выделения и твердого раствора кристаллы не испытывают резких перенапряжений, и новые области фаз формируются медленно. Следовательно, чем меньше отличаются кристаллические решетки основного твердого раствора и фазы выделения, тем меньше перенапряжение на границе фаз и выше стабильность структуры.

Сплавы системы Al-Cu-Mg, такие как Д16Т1 и свариваемый ВАД1Т1, обладают наибольшей релаксационной стойкостью при температурах 20 и 100°С по сравнению с другими исследованными сплавами. Это достигается благодаря тому, что их структура после оптимального искусственного старения соответствует требованиям стабильности в полной мере.

Главной упрочняющей фазой в сплаве Д16 является фаза S сложного строения (Al₂CuMg). При образовании фазы S происходит минимальное изменение объема, поэтому не возникают большие перенапряжения на границе фаз, что предотвращает нестабильность структуры. Кроме того, как показано на диаграмме (рисунок справа), в сплавах системы Al-Cu-Mg, где формируются фазы S и CuAl₂, растворимость компонентов практически не изменяется в температурном диапазоне 20-200°С. После старения при 200°С, сплав Д16 имеет сравнительно низкую степень пересыщения твердого раствора. Таким образом, низкий уровень пересыщения твердого раствора, слабая диффузионная подвижность атомов меди в алюминии и отсутствие значительных перенапряжений в кристалле при образовании выделений обеспечивают высокую стабильность структуры и значительное сопротивление микропластическим деформациям сплавов Д16Т1 и ВАД1Т1 при эксплуатации.

Коррозионная стойкость алюминия Д16: сплавы, аналогичные дюралюминам, в сравнении с иными алюминиевыми сплавами демонстрируют наибольшую чувствительность к скорости охлаждения при закалке (см. изображение слева). Для этих сплавов характерна максимальная критическая скорость, которая, по информации нескольких исследователей, колеблется между 536 и даже 1100 °С/с.

По результатам исследований, образцы из листового материала сплава Д16, закаленные при скоростях охлаждения в диапазоне 400-1100 °С/с, проявляют смешанный тип разрушения (МКК — межкристаллитная коррозия + питтинг). Поэтому на практике необходимо строго соблюдать технологические режимы закалки полуфабрикатов и изделий и устранять причины, замедляющие скорость охлаждения: задержку изделий или полуфабрикатов на воздухе после извлечения из печи; повышение температуры закалочной среды; чрезмерную массу и неправильное размещение деталей и полуфабрикатов в садке.

Применение высокоточной регистрирующей аппаратуры дало возможность определить, что листы из сплава Д16 толщиной 1 мм, легированные до верхнего предела (как указано в таблице ниже, последний столбец), закаленные в лабораторных условиях даже в небольших карточках размером 200х350 мм, проявляют склонность к межкристаллитной коррозии (МКК) при таких высоких скоростях охлаждения, как 1250°С/с. Однако глубина поражения МКК при этом небольшая и не превышает фоновый уровень при скоростях охлаждения до 720°С/с. В сплавах с содержанием основных легирующих элементов (медь, магний) на нижнем и среднем пределе, МКК не проявляется вплоть до указанной скорости охлаждения и начинает превышать фоновый уровень только при скоростях 320°С/с.

Сопротивление межкристаллитной коррозии (МКК) листов толщиной 1.0 мм из различных алюминиевых сплавов в зависимости от скорости охлаждения при закалке
υохл, °C/с	Глубина МКК, мм, для сплавов
	Al-4.0% Cu-1.7% Mg	Al-4.1% Cu-1.2% Mg	Al-4.8% Cu-1.8% Mg
1500	0	0	0
1250	0	0	0.11
680-750	0	0	0.09
680-750	0	0	0.15
270-320	0.2	0.16	0.3
180-280	0.26	0.21	0.17
100	0.32	0.25	0.25
43	0.46	0.35	0.25

Примечания. 1. Испытания проводились в растворе II в соответствии с ГОСТ 9.021-74. 2. У сплавов Al с 4.8 % Cu на исследованных скоростях охлаждения МКК не выявлена.

Температура воды для закалки существенно влияет на скорость охлаждения. Обычно для малогабаритных изделий температура воды 40

50°С обеспечивает приемлемый уровень сопротивления как МКК, так и РСК. Обе коррозионные характеристики заметно снижаются при повышении температуры закалочной воды выше 80°С.

Коррозионная стойкость исследуемых сплавов в меньшей степени зависит от скоростей охлаждения при закалке, и эта зависимость имеет более сложный характер. Как видно на рисунке слева, область устойчивости твердого раствора при 375°С и выше смещена в зону более продолжительных выдержек. При 450°С зона устойчивости (отсутствие КР-ОКР) достигает максимальной изученной выдержки (60 мин). Примечательной чертой этой диаграммы является наличие второй зоны устойчивости КР в температурной области

350°С и выдержках свыше 7 мин.

Для образцов, у которых глубина МКК была меньше 0,1 мм, методом микроэлектронноскопии не удалось обнаружить выделения по границам зерен. В остальных случаях по границам зерен наблюдались выделения. Идентификация этих выделений методом электронной дифракции показала, что при температуре 350 °C и выше они соответствуют θ′-фазе, а при температурах ниже 350 °C — S′-фазе, дисперсность которой увеличивается с понижением температуры.

Фазы θ и S отличаются по значению электродного потенциала и являются, соответственно, катодами и анодами относительно матрицы сплава Д16. Однако, несмотря на это, ни глубина, ни интенсивность МКК не зависят от состава выделившихся фаз. Следовательно, причиной МКК, как упоминалось ранее, является растворение приграничных зон твердого раствора, обеднённых медью и выступающих в качестве непрерывных эффективных анодных участков.

Таким образом, прочность и стабильность твердого раствора в сплаве Д16 остаются под угрозой, что способствует возникновению МКК даже при изготовлении тонкостенных полуфабрикатов в промышленных условиях.

Когда МКК определяется электрохимической неоднородностью, то в механизме КР электрохимический фактор выступает как часть более комплексного процесса. Для алюминиевых сплавов, подвергающихся дисперсионному упрочнению, как уже упоминалось выше, деформация внутри кристаллитов под действием напряжений, не превышающих предел текучести материала, значительно влияет на КР. Это отличие является причиной различия изотермических диаграмм, которые основаны на изменении сопротивления МКК и КР. В условиях длительного пребывания в температурном диапазоне 250-350 °С происходит рост и коагуляция θ<- и S<-фаз, что ведет к равномерному распределению деформации внутри зерен и снижению напряжений по их границам. По этой причине, несмотря на значительную электрохимическую неоднородность, вызываемую образованием крупных включений как по границам зерен, так и в матрице, и на глубину МКК, превышающую обычный уровень, металл вновь демонстрирует повышенное сопротивление КР.