Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Состояние вопроса и постановка задач исследования
1.1 Применение алюминиевых сплавов в транспортном машиностроении 9
1.2 Причины появления дефекта «темные пятна» на алюминиевых полуфабрикатах и их влияние на свойства сплавов 20
1.3 Технологические особенности обработки крупногабаритных алюминиевых полуфабрикатов 1.3.1 Технология прессования 26
1.3.2 Технология упрочняющей термической обработки 29
1.3.3 Технология механической обработки 34
1.3.4 Технология правки
1.4 Методы контроля деталей при выявлении темных пятен 36
1.5 Удельная электропроводимость алюминиевых сплавов 39
Выводы и постановка задач исследования 42
Глава 2. Объект и методы исследования
2.1 Объект исследования 45
2.2 Исследование химического состава профилей различных плавок 45
2.3 Анализ технологии обработки профиля и подбор режимов имитационной термической обработки 46
2.4 Подготовка образцов 48
2.5 Анодирование 51
2.6 Измерение удельной электропроводимости 51
2.7 Металлографические исследования 52
2.8 Определение механических свойств 53
2.9 Качественный рентгеноструктурный анализ 54
ГЛАВА 3. Исследование влияния температурно-временных факторов обработки образцов сплава В95ОЧ на физико-механические свойства
3.1 Исследование влияния кратковременного нагрева на физико-механические свойства сплава 55
3.2 Исследование влияния длительного нагрева на физико-механические свойства сплава 59
3.3 Исследование влияния длительного подстуживания на физико-механические свойства сплава 64
3.4 Расчет граничных значений физико-механических свойств сплава после различных видов имитационных нагревов 71
Выводы по третьей главе 84
Глава 4. Исследования структурных изменений в сплаве в95оч после иммитационных термических обработок
4.1 Анализ цвета анодной пленки образцов после имитационной термообработки и анодирования 86
4.2 Количественное исследование микроструктуры образцов после различных видов имитационных термообработок 92
4.3 Исследование влияния рассеяния химического и фазового состава на удельную электропроводимость сплава 97
4.4 Разработка методики контроля темных пятен на алюминиевых деталях и полуфабрикатах
Выводы по четвертой главе 103
Общие выводы к диссертации 104
Список литературы
- Причины появления дефекта «темные пятна» на алюминиевых полуфабрикатах и их влияние на свойства сплавов
- Анализ технологии обработки профиля и подбор режимов имитационной термической обработки
- Исследование влияния длительного подстуживания на физико-механические свойства сплава
- Количественное исследование микроструктуры образцов после различных видов имитационных термообработок
Введение к работе
Актуальность работы. В современном машиностроении к отраслям занимающихся производством транспортных средств, предъявляются особые постоянно растущие требования. Транспортные средства, рассчитанные на длительную эксплуатацию, перевозку сотен пассажиров и десятков тонн грузов должны быть надежным, но при этом быстрым и дешевым средством передвижения. Для решения этих целей нашли применение алюминиевые сплавы, из которых можно изготавливать крупногабаритные монолитные узлы, исключив большое количество стыковых соединений и тем самым существенно сократить вес конструкции.
Применение для изготовления современных конструкций авиационной техники
массивных крупногабаритных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов с высоким
уровнем удельной прочности, приводит к повышению количества металлургических и
технологических дефектов. С увеличением размеров заготовок уменьшается степень
проработки литой структуры при термомеханической обработке, уменьшается скорость
охлаждения при закалке, может ухудшиться состояние поверхности изделий, вследствие
усложнения операций механической обработки. Это в свою очередь ведет к
необходимости совершенствования технологических операций изготовления
полуфабрикатов и деталей из них, а также к ужесточению контроля качества полуфабрикатов и деталей.
В серийном производстве после операции анодного оксидирования
крупногабаритных алюминиевых деталей и полуфабрикатов часто обнаруживаются цветовые дефекты в виде потемнения анодной пленки различной интенсивности - «темные пятна» (известны также как «горячие пятна» или «мягкие пятна»). Причины, которые могут приводить, к появлению этого дефекта связаны с нарушениями технологии обработки деталей, предшествующих процессу анодного оксидирования. Анализ ранее опубликованных работ (Фриляндер И.Н.,Цукров С.Л., Пасхин Л.Н., Давыдов В.Г., Захаров В.В., Бер Л.Б., Ананьев В.Н., Sanders R.E., Sanders T.H., Staley J.T., Sawtell R.R. и др.) показал, что появление таких пятен, свидетельствует о снижении прочностных и эксплуатационных свойств алюминиевых деталей.
В настоящее время по нормативным документам наличие темных пятен на алюминиевых деталях не является браковочным признаком. Однако для пропуска деталей на дальнейшие этапы производства, при появлении на них темных пятен после операции анодирования, необходимо произвести оценку их годности по прочностным показателям на участках с темными пятнами и сравнения полученных значений с требованиями конструкторских и нормативных документов.
Поэтому настоящая работа, посвященная изучению технологических причин локального разупрочнения длинномерных алюминиевых профилей для силовых конструкций, разработке методики контроля степени их разупрочнения и определению научно обоснованных браковочных показателей представляется актуальной.
Работа выполнена в КНИТУ-КАИ при поддержке Министерства образования и науки РФ (постановление № 220), госконтракт №14.Z50.31.0023.
Целью работы является установление закономерностей локального разупрочнения крупногабаритных алюминиевых профилей, от различных видов температурно-временных режимов воздействия, возможных при нарушениях технологических операций их обработки и применение полученных результатов при разработке методики их контроля.
Для достижения поставленной цели потребовалось решение следующих задач: 1. Определить физико-механические свойства образцов-свидетелей, имитирующих нарушения технологических режимов обработки длинномерных алюминиевых профилей из сплава марки В95оч на различных стадиях производственного цикла.
3. Научно обосновать браковочные показатели локального разупрочнения на основе полученных корреляционных связей между удельной электропроводимостью и механическими свойствами алюминиевого сплава В95очТ2 различных плавок.
3. Изучить влияние рассеяния химического и структурно-фазового состава сплава
различных плавок на формирование цвета анодной пленки в местах локального
разупрочнения.
4. Разработать методику контроля степени разупрочнения алюминиевых
полуфабрикатов при появлении на них темных пятен после финишной обработки –
анодирования.
Научная новизна работы.
1. Установлено, что локальное разупрочнение крупногабаритных профилей из сплава
В95очТ2 в местах появления темных пятен, сопровождается различной степенью
снижения твердости и повышения удельной электропроводимости, что обусловлено
режимом термического воздействия (выходящего за рамки стандартной ТО) и химическим
составом конкретной плавки сплава.
-
Определен интервал изменения удельной электропроводимости и твердости конкретного полуфабриката, разных плавок из сплава марки В95очТ2 в диапазоне допустимого изменения механических свойств согласно ТУ и установлены граничные уровни этих параметров, при которых гарантируется необходимая прочность материала.
-
Установлена зависимость цвета анодного покрытия от режима температурно-временного воздействия оказывающего влияние на структурно-фазовое состояние поверхности материала в допустимом диапазоне прочностных свойств и за е пределами.
Теоретическая значимость результатов диссертации заключается в установлении кинетических зависимостей степени разупрочнения сплава В95очТ2 при воздействии различных температурно-временных режимов, возможных при нарушениях стандартной технологии обработки крупногабаритных алюминиевых профилей и выявление допустимого для конкретных плавок сплава уровня снижения показателей свойств.
Практическая значимость результатов диссертации заключается в том, что созданная методика контроля степени локального разупрочнения крупногабаритных деталей из алюминиевых сплавов позволяет принять обоснованное решение о годности окончательно изготовленных деталей и тем самым избежать вынужденных простоев производства, сопровождающиеся финансовыми потерями. Установление корреляционных связей между твердостью, прочностью и удельной электропроводимостью позволяют использовать неразрушающий метод контроля степени разупрочнения профилей в производственных условиях.
Положения, выносимые на защиту:
- кинетические зависимости снижения прочности (повышения удельной
электропроводимости) алюминиевого сплава В95очТ2 от вида и режима термической
обработки, а также степени рассеяния содержания легирующих элементов в сплаве
В95очТ2 различных плавок;
- научно обоснованные браковочные показатели локального разупрочнения на основе
полученных корреляционных связей между удельной электропроводимостью и
механическими свойствами различных плавок сплава В95очТ2;
- экспериментально-расчетная методика контроля степени разупрочнения
полуфабрикатов и деталей из алюминиевых сплавов в процессе изготовления.
Достоверность и обоснованность результатов обеспечивается использованием
поверенных измерительных приборов, стандартных методов испытаний механических
свойств и электрической проводимости, а также современного программного обеспечения
количественного анализа параметров структуры, устойчивой воспроизводимостью
экспериментальных данных, полученных с применением независимых и
взаимодополняющих методов исследований, согласованностью полученных результатов с работами других исследователей.
Личный вклад автора состоит в постановке задачи исследования, выполнении основного объема теоретических и экспериментальных исследований, интерпретации и обобщении полученных результатов, формулировании научных положений и выводов под руководством научного руководителя.
Апробация работы.
Основные положения диссертации доложены и обсуждены на: ХХІ международной молодежной научной конференции «Проблемы и перспективы развития наукоемкого машиностроения», «Туполевские чтения (школа молодых ученых)» (Казань, КНИТУ им. А.Н. Туполева, 2013г.); ІІІ семинаре международной научной школы для молодежи «Материаловедение и металлофизика легких сплавов» (Екатеринбург, УрФУ, 2014г); международной научно – практической конференции «Теоретические и практические аспекты технических наук» (Уфа, Аетерна, 2015г); международной научно – практической конференции «Приоритетные направления развития науки» (Стерлитамак, РИО АМИ, 2015г); XVI семинаре металловедов – молодых ученых «Уральская школа молодых металловедов» (Екатеринбург, УрФУ, 2015г); Всероссийской научно-практической конференции студентов аспирантов и молодых ученых «VIII Камские чтения» (Набережные челны: КФУ, 2016г).
Публикации.
По теме диссертации опубликовано 10 работ, в том числе 3 статьи в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК, получен 1 патент на изобретение.
Структура и объем диссертации.
Диссертация состоит из введения, четырех глав, общих выводов по работе и библиографического списка из 135 наименований. Общий объем составляет 118 страниц машинописного текста, в том числе 46 рисунков, 21 таблицы.
Причины появления дефекта «темные пятна» на алюминиевых полуфабрикатах и их влияние на свойства сплавов
Предпочтение отдается алюминию при изготовлении кузова автомобиля, бамперов, двигателя, неподрессоренных элементов подвески, ходовой части, тормозной системы и колесным дискам. Ведущими компаниями мира в использовании алюминиевых сплавов выступают AUDI, PORSCHE, BMW, FORD и др. Так например, автомобиль Ford-150 стал легче на 315 кг по сравнению с предыдущей моделью благодаря переводу стальных элементов на алюминий, что позволило улучшить динамику разгона и торможения, а также увеличить грузоподъемность и существенно снизить расход топлива. При этом безопасность автомобиля не снизилась, получив самый высокий рейтинг надежности NHTSA – пять звезд вместо четырех в предыдущей модели [72].
Рост применения алюминия в грузовых и специальных автомобилях опережает рост применения его в легковых автомобилях. Это связано с тем, что применение алюминиевых сплавов в конструкции грузовых автомобилей позволяет значительно сократить производственные затраты и увеличит полезную нагрузку (на 1-2 т) в пределах разрешенной максимальной массы. Например, шведская фирма Scania выполнила полностью из алюминиевого сплава кузов городского автобуса нового поколения. При этом для изготовления каркаса использовался прессованный профиль. Также алюминий используется для снижения массы сельскохозяйственной техники путем изготовления из них кабин комбайнов и тракторов. [32].
Применение в отечественном автомобилестроении нашли сплавы АД31, 1915 (прессованные профили) и сплавы АМг2, АМг5 (лист). В США широко используют сплавы 2014, 5052 и 6061 (прессованные полуфабрикаты) и 2024, 3003 и 5154 (катанные листы). Броня из алюминиевых сплавов в виде катаных плит нашло широкое применение в конструкциях легких боевых бронированных машинах сухопутных войск. Впервые для изготовления корпуса плавающего танка ПТ-76 применили алюминиевый сплав Д20 [52]. Позднее была разработана алюминиевая броня на основе высокопрочного сплава системы Al-Zn-Mg (АБТ-101 - алюминиевая броня танковая или 1901). В дальнейшем на основе сплава АБТ-101 была разработана противоснарядная броня АБТ-102 или 1903 [98]. Алюминиевая броня имеет значительные преимущества по сравнению со стальной: экономия массы бронекорпуса, повышенная стойкость против проникающей радиации, меньшая заброневая осколочность [111, 129, 130]. При одинаковой массе стальной и алюминиевой бронеплиты, жесткость последней будет в девять раз больше стальной [30]. Важным преимуществом также является хорошая свариваемость алюминиевых бронекорпусов. Применение плит из цинкосодержащих алюминиевых сплавов обеспечивается повышенное сопротивление коррозионному растрескиванию под напряжением. Алюминиевые бронеплиты высокотехнологичны и поэтому в конструкциях бронекорпусов возможно применение в большом объеме криволинейных деталей, полученных штамповкой и прессованием, вместо сварных соединений. Это значительно снижает трудоемкость изготовления бронемашины. При повышении твердости алюминиевой брони от 80 до 140 единиц НВ е противопульная стойкость, определяемая по предельной скорости пробития, при обстреле, как по нормали, так и под углами, растет. Преимущество бронеплит из алюминиевых сплавов обеспечивается их более высокой удельной энергоемкостью (величиной энергии, приходящейся на единицу вытесненного объема материала преграды), а также с более высокой жесткостью на изгиб. По сравнению со стальной броней длина выбоины и вытесненный объем металла на алюминиевой броне при углах обстрела, превышающих 45 - 50, существенно больше.
Для изготовления гомогенной алюминиевой брони в мировом танкостроении применяются две группы свариваемых алюминиевых сплавов с различными уровнями прочностных свойств. Первая группа состоит из нетермоупрочняемых сплавов системы Al-Mg. Сплавы этой группы обладают лучшими показателями противоосколочной стойкости, имея прочность в= 300 -420 МПа и твердостью 80 - 120 единиц HB. К ним относятся сплавы: 5083 и Alcan D54S, Alcan D74S (7020) и 7018. Ко второй группе сплавов относятся сплавы системы Al-Zn-Mg с более высоким уровнем прочности в= 450 – 500 МПа и твердостью 130 – 150 единиц HB. Это термоупрочняемые сплавы 7039-Т64, Е74S (7017) [114, 117]. Они уступают сплавам первой группы по противоосколочной стойкости, но превосходят их по противопульной и противоснарядной стойкости.
Динамика развития комплекса свойств высокопрочных сплавов для авиационной техники Появление алюминиевых сплавов в авиации приходится на семидесятые годы прошлого столетия [82]. Они и сегодня остаются базовыми конструкционными материалами планера самолета, эксплуатация которых предусмотрена в самых различных климатических условиях [7, 36]. На рисунке 1.7. показана динамика развития комплекса свойств высокопрочных сплавов.
Вес конструкции планера самолета зависит от ряда причин, среди которых важную роль играют конструкционные материалы и их правильный выбор. Высокопрочные алюминиевые сплавы системы А1-Zn-Mg-Сu наряду со сплавами типа дуралюмин остаются основными конструкционными материалами современной и перспективной авиационной техники [66, 78]. Самым распространенным и универсальным в отношении выпускаемых полуфабрикатов системы А1-Zn-Mg-Сu является алюминиевый сплав В95. Сплав В95, превосходящий по пределу прочности на 20% и по пределу текучести на 40% сплав Д16, впервые был применен в состоянии максимальной прочности Т1 в бомбардировщике ТУ-16 разработки КБ А.Н. Туполева. В 1970-х годах произошла существенная эволюция высокопрочных сплавов системы А1-Zn-Mg Сu. Значительному повышению пластичности, вязкости разрушения, сопротивлению усталости способствовало жесткое ограничение примесей железа и кремния и разработка сплавов повышенной и особой чистоты (В95пч, В95оч) [91]. Повышению стойкости к опасным видам коррозии (коррозионному растрескиванию под напряжением, расслаивающей коррозии) способствовала разработка и внедрение ступенчатых режимов смягчающего старения (Т2, Т3) [74]. Яркими представителями сплавов этой группы, широко используемых для изготовления конструкций силовых элементов самолетов, являются сплавы В93, В95, 1933, особо прочный В96ц (таблица 1.1).
В настоящее время из этих сплавов освоено литье крупногабаритных плоских и круглых слитков. Изготовлены все виды авиационных полуфабрикатов, на поставку которых имеются технические условия.
Сплавы В93 и 1933 являющегося его модификацией, обладают хорошей прокаливаемостью, что обеспечивает меньшую анизотропию их свойств, по сравнению с аналогичными сохраняя при этом коррозионные свойства на одном уровне [2]. Высокая технологичность сплава 1933, позволяет изготавливать из него кованые и прессованные полуфабрикаты массой до 2000 кг и толщиной до 400 мм (рисунок 1.4). Разработанные многоступенчатые режимы старения Т122 и Т123 повышают преимущества сплава 1933 перед серийными отечественными и зарубежными сплавами [3]. Сплав 1933 обладает высокой вязкостью разрушения и превосходит в этом отношении зарубежные серийные сплавы аналогичного назначения (таблица 1.2).
Анализ технологии обработки профиля и подбор режимов имитационной термической обработки
Измерение удельной электропроводимости () на образцах проводилось по ГОСТ 27333 [16] вихретоковым прибором ВЭ-27НЦ. Прибор имеет диапазон измерения удельной электрической проводимости металлов от 10 до 35 МСм/м и основную погрешность измерения ± 3% (рисунок 2.5). Поверка прибора производится один раз в год по комплекту государственных стандартных образцов удельной электропроводимости с диапазоном измерения 14 – 35 МСм/м. Перед началом измерения образцы подвергали шлифованию. Количество измерений на образце составляло не менее пяти в различных зонах. Полученные измерения усреднялись. Оценивалось рассеяние отдельных значений измерений вокруг среднего.
Для изготовления микрошлифов из заготовок исследуемого металла вырезали образцы размером 101010. Плоскость для изучения микроструктуры выбирали перпендикулярно к долевому направлению профиля.
Образцы запрессовывались в термореактивную пластмассу под давлением, на прессе IPA-30 (фирма Remet, Италия) и подвергались мокрому шлифованию на шлифовальных бумагах с постепенно убывающей зернистостью и полировке на трех полировальных алмазных пастах на шлифовально-полировальном станке LS2-LSA (фирма Remet, Италия). Для шлифования применяли шлифовальную бумагу, отвечающую по характеристикам ГОСТ 6456 [17]. Шлифы после полировки промывали водой и просушивали фильтровальной бумагой. Травление микрошлифов проводили протиркой поверхности тампоном, смоченным в растворе следующего состава: H2O – 90 мл, HNO3 – 2,5 мл, HCl – 2,5 мл, HF – 5 мл. Время травления 5 сек. Шлифы после травления высушивали фильтровальной бумагой и феном.
Микроисследование осуществляли на универсальном металлографическом микроскопе Axiovert 200МАТ (фирма Carll Zeiss, Германия) со встроенной фотокамерой в светлом поле. Количественную оценку структурных составляющих проводили с помощью прикладного пакета AxioVizion (№7348С56С78), принцип работы которого основан на определении и количественном описании цветовых пикселей на фотографии. Программный продукт Axio Vizion позволяет одновременно анализировать до 5000 элементов структуры. Фотографирование микроструктуры производили трех участков на каждом образце при увеличениях х 1000. Каждая фотография подвергалась настройке контрастности, регулировке баланса белого цвета, оттенков черного цвета, яркости изображения. При этом каждый параметр численно фиксировался.
Далее проводилась настройка программы с целью установления минимального различия в цветовых оттенках отдельных фаз микроструктуры, начиная с которого они начинают различаться, т.е. создание минимальной единицы измерения. Все тонкие настройки по подготовке изображения и программных критериев объединялись и сохранялись в виде программы исследования, которая была единой для всех исследованных образцов. Для каждого образца был получен ряд параметров микроструктуры: объемная доля вторичных фаз, диаметр вторичных фаз.
Твердость по Бринеллю (НВ) оценивали на твердомере ТШ-2М в соответствии с ГОСТ 9012 [18] при следующих параметрах: шарик диаметром 5 мм, нагрузка 250 кг (2452 Н), время выдержки 30 с. Диаметр отпечатка измеряли в двух взаимно перпендикулярных направлениях на инструментальном микроскопе «ММИ». Диаметр отпечатка измеряли с точностью до 0,01мм.
Для определения механических свойств из заготовок, прошедших различные режимы термической обработки, изготавливались стандартные образцы тип III по ГОСТ 1497 [19]. Статические испытания на растяжение проводили на разрывной испытательной машине фирмы Amsler. Механические характеристики (в – временное сопротивление; 0,2 – предел текучести; – относительное удлинение) определяли по ГОСТ 1497. От каждой плавки после каждого вида имитационной термической обработки испытывали по два образца. В каждом случае рассчитывали среднее арифметическое значение полученных результатов.
Рентгеноструктурный анализ проводился с помощью многофункционального рентгеновского дифрактометра Rigaku Smart Lab с медным вращающимся анодом. Съемка дифрактограмм осуществлялась в режиме симметричной геометрии Брегга-Брентано.
Исследование влияния длительного подстуживания на физико-механические свойства сплава
Имитацию нарушения режима термической обработки (длительное подстуживание - ДП) осуществляли путем подстуживания образцов профиля на воздухе после нагрева в закалочной печи перед погружением в закалочный бак, что обеспечивало снижение скорости закалки. Режим термообработки: - нагрев в печи до 470С выдержка 50 мин., времяподстуживания на воздухе - 10, 20, 30, 40, 50, 60, 80, 100, 120, 180, 240, 300 секунд соответственно, охлаждение в воде; - старение по режиму Т2 - 1ст. 115С выдержка 6ч, 2 ст. 165С выдержка 11ч.
Температура образцов перед погружением в закалочный бак измерялась пирометром фирмы «FLUKE». По полученным результатам измерения была построена зависимость температуры от времени подстуживания (рисунок 3.4), которая отражает температуру, с которой фактически производилась закала образцов.
Изменение температуры образцов с увеличением времени подстуживания образцов перед погружением в закалочный бак
Проведенные испытания образцов после термообработки с длительным подстуживанием показали, что увеличение времени выдержки образцов на воздухе перед погружением в закалочный бак оказывает значительное влияние на механические свойства и удельную электропроводимость сплава (таблица 3.5, рисунок 3.5). При этом снижение временного сопротивления ниже допуска по ТУ, в зависимости от плавки, наблюдается в интервале 250 - 300 с, что соответствует фактической температуре закалки 350 – 365 0С. Таблица 3.5 - Механические свойства и удельная электропроводимость сплава В95оч после длительного подстуживания образцов перед закалкой Времяпереноса,сек Фактическая температура закалки,0С Контролируемый параметр Условный № плавки 2 3 4 5 6 7
Влияние времени подстуживания перед закалкой на свойства сплава: а) временное сопротивление; б) удельная электропроводимость; в) твердость; г) предел текучести. Из графиков видно, что изменение свойств с увеличением времени подстуживания происходит неоднозначно: исследуемые свойства то увеличиваются, то уменьшаются. По-видимому, при этом способе имитации на скорость диффузионных процессов, кроме температуры и времени, значительное влияние оказывает энергия связи атомов алюминия с атомами меди, магния, цинка и др. легирующих элементов [96, 97]. Известно, что растворимость одного металла в другом ограничена, а также то, что введение одной компоненты изменяет растворимость другой. Наличие в алюминии только атомов меди, например, не препятствует прохождению диффузии, а наличие только атомов магния приводит к торможению диффузионных процессов. В исследуемом сплаве кроме магния и меди содержатся другие легирующие элементы, которые также учувствуют в диффузионных процессах. Соответственно закалка с более низких температур приводит к тому, что при комнатной температуре в структуре сплава существуют легирующие элементы, растворившиеся в твердом растворе, и легирующие элементы, выделившиеся в виде избыточных фаз. Свойства пересыщенного твердого раствора изменяются по отношению к свойствам насыщенного твердого раствора пропорционально доле атомов, вошедших в раствор.
Таким образом, установлено, что все выбранные виды температурно-временного воздействия привели к закономерному снижению прочностных свойств, твердости сплава В95оч и увеличению удельной электропроводимости. При этом достижение нижнего допуска временного сопротивления в согласно ТУ происходит при температуре: - 350 365 С за время 0,1 ч; - 228 235 С за время – 0,5 ч; - 200 С за время – 1,5 2,5 ч; - 150 С за время – 150 200 ч.
Первый установленный температурный интервал 350 365 С является критичным, при котором скорость диффузионных процессов, приводящих в распаду пересыщенного твердого раствора, наибольшая.
Аппроксимация полученных зависимостей в – , – и НВ – методом наименьших квадратов с помощью компьютерной программы Exel для каждой плавки представлена в таблице 3.6. Таблица 3.6 - Аппроксимирующие функции зависимостей физико-механических свойств от времени подстуживания сплава В95оч различных плавок
Анализ характеристик механических свойств сплава после всех видов имитационных обработок показывает, что временное сопротивление разрыву (бв) является наиболее чувствительной к режимам термической обработки характеристикой по сравнению с пределом текучести (бод) и относительным удлинением (5). Поэтому для построения корреляционных кривых выбрана характеристика - бв.
С помощью компьютерной программы Ехеї для каждой плавки и вида температурно-временного воздействия были построены графики зависимости: у -бв и НВ - бв (рисунки 3.6, 3.7, 3.8, 3.9), и определены аппроксимирующие функции (таблица 3.7).
Количественное исследование микроструктуры образцов после различных видов имитационных термообработок
После имитационных термических обработок образцы сплава были подвергнуты анодному оксидированию – заключительной операции по стандартной технологии, которую выполняют в целях повышения коррозионной стойкости сплава.
Как установлено, распад пересыщенного твердого раствора, происходящий при имитационных температурно-временных воздействиях, оказывает влияние на состояние анодной пленки, которая возникает на поверхности сплава в процессе анодирования. После имитационной термообработки и анодирования цвет образцов подвергавшихся всем видам нагрева, с увеличением времени выдержки или температуры становится более темным по сравнению с контрольным образцом (рисунки 4.1, 4.2, 4.3). При этом в зависимости от плавок и видов имитации цвет анодного покрытия имеет различные виды оттенков. В допустимом диапазоне механических свойств (в = 500 – 590 МПа), цвет образцов имеет еле заметный сероватый оттенок. При дальнейшем понижении в цвет образцов становится более серым, а затем темным.
Изменение цвета образцов одной плавки в зависимости от времени выдержки при нагреве на 200С Цвет образцов после длительного подстуживания наиболее интенсивно изменяется лишь при увеличении времени выдержки свыше 100 секунд. При этом до 240 секунд цвет изменяется от зелено-серого до серого, свыше 240 секунд, образцы резко темнеют и механические свойства выходят за допуск, регламентированный ТУ (рисунок 4.4).
Сопоставление цвета анодной пленки с состоянием микроструктуры показало видимую взаимосвязь количества выделений мелкодисперсных фаз твердого раствора и цвета анодной пленки (рисунки 4.5, 4.6, 4.7, 4.8, 4.9): чем больше концентрация выделений второй фазы тем темнее становится покрытие. При этом в образцах сплава различных плавок при одних и тех же имитационных режимах количество вторичных фаз выделяется в сопоставимых количествах (таблица 4.1). В95очТ2. Состояние СТО + ДП время подстуживания 240 с: а – плавка № 5, объмная доля выделений 49 %; б – плавка № 7, объмная доля выделений 56,5 % Учитывая, что окрашивание анодных пленок связано с их адсорбционной способностью, можно сделать вывод, что значительное влияние на цвет покрытия оказывает структурно-фазовое состояние алюминиевых сплавов. Гомогенная структура материала дает при анодировании прозрачный и бесцветный окисный слой, гетерогенная – уменьшает прозрачность и вызывает потемнение. В процессе термообработки образцов, легирующие элементы практически полностью растворяются в алюминии, образуя пересыщенный твердый раствор с гомогенной структурой. После нагрева количество выделений вторичных фаз увеличивается, и структура сплава состоит из твердого раствора и интерметаллидных выделений, а анодное покрытие темнеет пропорционально количеству интерметаллидных выделений. Однако заметное потемнение анодного покрытия при нагреве может наступить позже, по сравнению с недопустимым снижением механических свойств. При имитации ДП закалка происходит с более низких температур, в сплаве существует гетерогенная структура – насыщенный твердый раствор и не растворившиеся фазы в виде интерметаллидов. Поэтому цвет анодного покрытия принимает темный цвет уже после термообработки, при этом механические свойства остаются в допуске по техническим условиям.
Таким образом, цвет покрытия на образцах после разных видов имитационных термообработок, свидетельствует о том, что кинетика процессов разупрочнения при нагревах и длительном подстуживании в процессе закалки имеет существенную разницу. Также следует отметить, что образцы разных плавок, пройдя имитационную термообработку в одних условиях, отличались по цвету, что указывает на влияние и химического состава сплава.