Алюминий Д16

Марка: Д16 (дуралюминий, дюраль)	Класс: Алюминиевый деформируемый сплав
Использование в промышленности: для силовых элементов конструкций самолетов, кузовов автомобилей, труб и т.д.; для детелей, работающих при температурах до -230 град.

Химический состав в % 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 проводится при 485-503 °С (прессованные изделия), старение при T=20 °C, при 185-195 °C около 68 часов

Механические свойства сплава Д16 при Т=20oС
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 искуственно состаренный	5-10	72		140-150	480	350	12

Механические свойства сплава Д16 при высоких температурах
Прокат	T 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

Механические свойства сплава Д16 при низких температурах
Прокат	T испытания	σв, (МПа)	σ0,2, (МПа)	δ5, (%)	ψ, %
Лист плакированный до 2 мм, закаленный и естественно состаренный	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 и искусственно состаренный 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 свойства сплава Д16
T (Град)	E 10- 5 (МПа)	a 10 6 (1/Град)	l (Вт/(м·град))	r (кг/м3)	C (Дж/(кг·град))	R 10 9 (Ом·м)
20	0.72			2800
100		22.9	130		0.922

Некоторые особенности Д16 в сравнении с другими сплавами: среди деформируемых легких сплавов наибольшее распространение в приборостроении и машиностроении нашли стареющие алюминиевые и магниевые сплавы как обладающие наиболее благоприятным комплексом физико-механических свойств.

Изучению связи между структурным состоянием и прочностными свойствами стареющих алюминиевых сплавов посвящено большое количество работ. Исследован механизм распада пересыщенных твердых растворов и последовательность выделений зон Гинье- Престона, метастабильных и стабильных фаз, предложены теории предела текучести и деформационного упрочнения дисперсионно-твердеющих сплавов. Однако вопросы связи между изменением структуры и показателями сопротивления микропластическим деформациям алюминиевых и магниевых сплавов мало изучены и совершенно недостаточно освещены в литературе. Ниже приведены экспериментальные данные по этому вопросу применительно к сплавам, наиболее часто используемым в приборостроении и машиностроении.

Влияние фазовых и структурных превращений на объемные изменения в сплавах исследованы без применения нагрузки на так называемых «пальчиковых» образцах.

Показано, что в результате закалки длина образцов из сплавов Д16 и Д1 (Al-Сu-Mg) сильно уменьшается. Уменьшение размеров после закалки можно объяснить растворением фаз, содержащих медь, которая уменьшает параметр решетки алюминия. После естественного старения наблюдается незначительное уменьшение длины закаленных образцов. При искусственном старении при 130-200° С размеры в первоначальный период уменьшаются, а затем начинают расти (рисунок слева). Последнее объясняется распадом твердого раствора с выделением и коагуляцией упрочняющих фаз (СиА1₂ и S), что согласуется с данными Д. А. Петрова и других исследователей об увеличении параметра решетки сплавов системы А1-Си в процессе старения при 200° С и выше. С повышением температуры старения выше 200° С сразу наблюдается резкое увеличение длины образцов. 24-часовое старение при 190° С не приводит к стабилизации размеров в процессе нагрева, в то время как при 225° С для этого достаточно 6 ч (см. рис. 106).

В процессе длительных выдержек при 100° С не обнаружено изменений размеров образцов из сплавов системы А1-Си-Mg Д16, Д1 и ВАД-1 в отожженном состоянии и после обработки по режиму Т1 (закалка и искусственное старение при 190° С в течение 12 ч), в то время как после естественного старения уменьшение размеров закаленных образцов весьма значительно (на 3-4 мкм на 10 мм за 300 ч).

Размеры образцов из сплава В95 (А1-Mg-Zn-Си) после закалки резко увеличиваются (на 90 мкм) вследствие растворения упрочняющих фаз. При искусственном старении происходит уменьшение размеров, максимальное после нагрева при 200° С. Наибольший интерес представляет эффективность старения при температуре 140 С, принятой для этого сплава из соображений обеспечения максимальных прочностных свойств. Как следует, на протяжении 48-часового старения наблюдается непрерывное уменьшение размеров сплава. В процессе последующих контрольных испытаний при 100° С также наблюдается существенное уменьшение размеров.

В процессе старения при 140° С стабилизации электросопротивления сплава В95 не достигается даже после 200-часовой выдержки. Таким образом, высокопрочный алюминиевый сплав В95 характеризуется нестабильным фазовым и структурным состоянием.

Представлена зависимость сопротивления микропластическим деформациям и механических свойств закаленных алюминиевых сплавов от температуры старения. Видно, что корреляция между релаксационной стойкостью и прочностными свойствами отсутствует. Максимальная релаксационная стойкость наблюдается после старения при 200° С, в то время как пределы прочности и текучести имеют максимальное значение для сплавов А1-Сu после естественного старения, для сплава В95 после старения при 140° С. Предел упругости сплавов А1-Сu, активно стареющих при комнатной температуре, также не коррелирует с прочностными свойствами.

Как показано ранее, наиболее активно нестабильность структуры сплавов проявляется на втором участке релаксационной кривой. Представлена зависимость падения напряжений во втором периоде релаксации Аσ₁₁ от начального напряжения σ₀. Из исследованных сплавов самой низкой релаксационной стойкостью при 100° С характеризуется сплав АМг6 (А1-Mg), наиболее высокой - сплав Д16Т1. Хотя сплав В95 в состоянии Т1 был подвергнут 32-часовому старению при 140° С, его релаксационная стойкость в интервале 20-100° С обнаруживает сильную зависимость от температуры испытания. Условный предел релаксации σ_r (значение σ₀ при Аσ₁₁= 0) для этого сплава равен при 100° С 0,8 кгс/мм², при 70° С 1,6 кгс/мм², при комнатной температуре 5,4 кгс/мм². Это подтверждает данные о нестабильной структуре сплава В95, полученные выше посредством исследования электросопротивления и объемных изменений в ненагруженном состоянии. Условный предел релаксации при 100° С 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, следовательно, размерная стабильность дюралюминия намного выше, чем в отожженном состоянии. Релаксационная стойкость сплава АМг6 ниже, чем у неупрочненного дюралюминия.

Для рассмотрения связи между изменением сопротивления микропластическим деформациям и структурой сплавов были проведены электронно-микроскопические исследования сплава А1-4% Си после различных режимов термообработки, а также после микродеформации при кратковременном и длительном нагружениях.

Закаленный с температуры гомогенизации стареющий сплав имеет неоднородное строение с областями, обогащенными легирующим компонентом, и значительное количество геликоидальных и призматических дислокаций. Сплав пересыщен вакансиями особенно по границам зерен, которые являются ловушками для вакансий. Последние резко ускоряют диффузию атомов при образовании выделений.

После естественного старения в сплаве А1-4% Си появляются когерентные выделения зон ГП. По мере повышения температуры и времени старения увеличивается количество и размер зон ГП, затем появляется промежуточная Э-фаза и, наконец, при достаточно высокой температуре- стабильная 0-фаза (CuAl ₂).

На границах зерен благодаря большой пересыщен-ности вакансиями после закалки и ускорению диффузионных процессов стабильная Э-фаза образуется при относительно невысоких температурах. 0-фаза возникает преимущественно на дислокациях. Образование выделения 0-фазы на дислокациях показано электронно-микроскопическим исследованием сплава А1 + 4% Си. После старения при 150 и 200° С наблюдаются выделения б-фазы на геликоидальных дислокациях. Приграничная зона после естественного и искусственного старения обычно свободна от выделений, что объясняется обеднением этой зоны вакансиями при закалке. Даже после старения при 150° С в течение 2000 ч не видно выделений вблизи границ.

После микропластической деформации закаленного сплава при кратковременном нагружении и последующего старения при 150° С наблюдается значительное количество выделений б-фазы в приграничной зоне. Внутри зерна выделений 0-фазы существенно меньше. После релаксации напряжений наблюдается значительное увеличение выделений 0-фазы в приграничной зоне. Внутри зерна количество выделений также увеличивается, но в гораздо меньшей степени.

Очевидно, что неупрочненная приграничная зона, свободная от выделений, облегчает прохождение 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 показано выше, развиваются преимущественно в приграничной зоне.

Как отмечалось выше, сопротивление микропластическим деформациям в условиях релаксации напряжений в сильной степени зависит от интенсивности диффузионных процессов в сплаве, которые, в свою очередь, активизируются под воздействием напряжений. Особенно велика скорость диффузии под напряжением при повышенных температурах несостаренного сплава или после начальных стадий старения, когда последний обладает большим запасом химической свободной энергии, являющейся движущейся силой распада, а также большим количеством неравновесных вакансий, ускоряющих диффузию.

Таким образом, наблюдаемое низкое сопротивление микродеформации естественно состаренных алюминиевых сплавов при кратковременном нагружении (σ_0,001 и σ_0,оо5) обусловлено главным образом наличием неупрочненной приграничной зоны, свободной от выделений. Низкая релаксационная стойкость, особенно при 100° С, также связана с наличием этой приграничной зоны, но, по-видимому, определяется прежде всего скоростью диффузионных процессов в связи с большой пересыщенностью твердого раствора после естественного старения.

Предел прочности и твердость, отражающие сопротивление сплава макропластическим деформациям при кратковременном нагружении, после начальных стадий старения (естественного или низкотемпературного искусственного) имеют наивысшие значения. Эти характеристики определяются главным образом количеством и размером полностью или частично когерентных выделений. При комнатной температуре наибольшую прочность и твердость имеют сплавы, в структуре которых преобладают зоны ГП (они составляют около 70%, а частицы метастабильной фазы 30%) и размеры выделений находятся в пределах 50-1000 А. Наличие приграничных зон, свободных от выделений, и высокая скорость диффузии в сплаве после начальных стадий старения не имеют определяющего влияния на характеристики сопротивления макродеформации при кратковременном нагружении.

После последующих стадий старения сплава уменьшается неоднородность выделений по объему, появляются выделения и в приграничной зоне, уменьшается скорость диффузионных процессов в сплаве, уменьшается запас химической свободной энергии и количество неравновесных вакансий. В связи с этим сопротивление микропластическим деформациям при кратковременном нагружении и длительных испытаниях в условиях релаксации напряжений, особенно при повышенной температуре, значительно повышается. Одновременно, поскольку при этом несколько уменьшается дисперсность выделений, наблюдается некоторое уменьшение сопротивления макропластической деформации (прочности и твердости) в сравнении с характеристиками сплава после начальных стадий старения.

Сплав А1 + 4% Си имеет наиболее высокие характеристики сопротивления микропластическим деформациям после старения при 200° С, когда в структуре появляется значительное количество Q-фазы. В процессе старения при 230-250° С происходит значительное укрупнение выделений и образование некогерентных частиц, что обусловливает понижение характеристик сопротивления макро- и микродеформации. При пластической деформации перестаренного сплава дислокации проходят между некогерентными частицами. При этом напряжение течения, как следует из зависимости Орована, убывает с увеличением расстояния между частицами выделений.

Очевидно, что для получения высокой релаксационной стойкости сплав должен отличаться наряду с высоким напряжением течения достаточно стабильной структурой. Для обеспечения оптимальных прочностных свойств при кратковременном нагружении стабильность структурного состояния менее существенна.

Стабильность структуры стареющего сплава в условиях эксплуатации определяется степенью пересыщенности твердого раствора (запасом его химической свободной энергии), диффузионной подвижностью атомов легирующих элементов, а также степенью соответствия структур фазы выделения и твердого раствора. Сплавы с большой разницей в растворимости легирующего элемента при повышенной и комнатной температурах структурно нестабильны уже при комнатной температуре. При близости структур фазы выделения и твердого раствора не возникает резких перенапряжений в кристалле и медленно идет рост областей новой фазы. Следовательно, чем меньше различаются кристаллические решетки основного твердого раствора и фазы выделения, тем меньше перенапряжение на границе фаз и более стабильна структура.

Сплавы системы Al-Сu-Mg Д16Т1 и свариваемый ВАД1Т1 характеризуются наиболее высокой релаксационной стойкостью при 20 и 100° С в сравнении с другими исследуемыми сплавами в связи с тем, что их структура после оптимального искусственного старения более полно отвечает указанным требованиям по стабильности.

Основной упрочняющей фазой сплава Д16 является фаза S сложного строения (Al₂CuMg). При образовании фазы S происходит весьма малое изменение объема, а следовательно, не образуются большие перенапряжения на границе фаз, обусловливающие нестабильность структуры. Кроме того, как видно из диаграммы (рисунок справа), в сплавах системы А1—Сu—Mg, в которых образуются фазы S и СиА1₂, растворимость компонентов практически не изменяется в интервале температур 20—200° С. Сплав Д16 после старения при 200° С имеет сравнительно малую степень пересыщения твердого раствора. Таким образом, относительно малая степень пересыщения твердого раствора, низкая диффузионная подвижность атомов меди в алюминии, а также отсутствие резких перенапряжений в кристалле при образовании выделений обеспечивают достаточную стабильность структуры и высокое сопротивление микропластическим деформациям сплавов Д16Т1 и ВАД1Т1 в условиях эксплуатации.

Сопротивление алюминия Д16 коррозии: сплавы типа дуралюминов по сравнению с другими алюминиевыми сплавами наиболее чувствительны к скоростям охлаждения при закалке (см. рис. слева). Для них характерна самая высокая критическая скорость, составляющая, по данным разных авторов, 536 и даже 1100 °С/с.

Согласно данным, образцы из листов сплава Д16, закаленные в интервале скоростей охлаждения 400-1100°С/с, показывают смешанный характер разрушения (МКК Межкристаллитная коррозия+питтинг). Поэтому на практике необходимо строго выполнять технологические режимы закалки полуфабрикатов и изделий и устранять причины, приводящие к замедлению скоростей охлаждения: задержку изделий или полуфабрикатов на воздухе после извлечения из печи; повышение температуры закалочной среды; превышение массы и нарушение расположения деталей и полуфабрикатов в садке.

Использование совершенной регистрирующей аппаратуры позволило установить, что листы (толщиной 1 мм) из сплава Д16, легированного по верхнему пределу (табл. ниже, последняя графа), закаленные в лабораторных условиях даже в карточках малого размера (200х350 мм) проявляют чувствительность к МКК при таких высоких скоростях охлаждения, как ~1250°С/с. Правда, глубина МКК при этом невелика и не превышает фоновую при скоростях охлаждения вплоть до 720°С/с. В сплавах с содержанием основных легирующих элементов (медь, магний) на нижнем и среднем пределах до указанной скорости охлаждения МКК вообще отсутствует и лишь только при скоростях ~320 °С/с ее глубина начинает превышать фоновую.

Примечания. 1. Испытания в растворе II по ГОСТ 9.021-74. 2. У сплавов Al-4.8 % Cu при исследованных скоростях охлаждения склонность к МКК не обнаружена.

Большое влияние на скорость охлаждения при закалке оказывает температура закалочной воды. Как правило, для малогабаритных полуфабрикатов температура воды 40~50°С обеспечивает удовлетворительный уровень сопротивления и МКК и РСК. Обе коррозионные характеристики заметно понижаются с повышением температуры закалочной воды выше 80°С.

Сопротивление коррозионному растрескиванию рассматриваемых сплавов в меньшей степени зависит от скоростей охлаждения при закалке, и эта зависимость носит более сложный характер. Как видно из рис. слева, область устойчивости твердого раствора при 375°С и выше сдвинута в область более длительных выдержек. При 450 °С область устойчивости (отсутствие КР-ОКР) простирается до максимальной изученной выдержки (60 мин). Существенной особенностью этой диаграммы является наличие второй области устойчивости КР в области температур ~350°С и выдержках более 7 мин.

Для тех образцов, у которых глубина МКК не превышала 0,1 мм, микроэлектронноскопическим методом не были обнаружены выделения по границам зерен. Во всех других случаях по границам зерен обнаружены выделения. Их идентификация методом электронной дифракции показала, что при 350 °С и выше они соответствуют θ`-фазе, а при температурах ниже 350°С - фазе S`, дисперсность которой увеличивается с понижением температуры.

Фазы θ и S по значению электродного потенциала различны и по отношению к матрице сплава Д16 являются катодами и анодами соответственно. Однако несмотря на это ни глубина, ни интенсивность МКК не зависят от состава выделившихся фаз. Следовательно, причиной МКК, как было указано выше, является растворение приграничных зон твердого раствора, обедненных медью и выступающих в качестве непрерывных эффективных анодных участков.

Таким образом, твердый раствор сплава Д16 крайне неустойчив и даже для тонкостенных полуфабрикатов, полученных в производственных условиях, возможно появление МКК.

Если процесс МКК определяется электрохимической гетерогенностью, то в механизме КР электрохимический фактор является лишь составной частью более сложного процесса. Для дисперсионно-твердеющих алюминиевых сплавов, как было показано выше, большое влияние на процесс КР оказывает характер внутризеренной деформации, происходящей в отдельных микрообъемах под действием напряжений, не превосходящих значения предела текучести материала. Это различие и является основной причиной отличия изотермических диаграмм, построенных по изменению сопротивления МКК и КР. При длительных выдержках в диапазоне температур 250-350 °С происходит рост и коагуляция выделившихся θ`- и S`-фаз, что приводит к равномерной деформации по телу зерна и соответственно снижению напряжений на границах зерен. Поэтому, несмотря на значительную электрохимическую гетерогенность, возникающую вследствие образования грубых выделений по границам зерен и в матрице, а также на глубину МКК, превышающую «фоновую», металл вновь приобретает повышенное сопротивление КР.