Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1 Аналитический обзор литературы 16
1.1 Общие сведения о высокопрочных деформируемых сплавах системы Al-Zn-Mg-Cu и областях их применения 16
1.2 Фазовый состав высокопрочных сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu 20
1.3 Влияние содержания легирующих компонентов и примесей на свойства высокопрочных сплавов 23
1.4 Закономерности старения сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu 33
1.5. Остаточные напряжения и прокаливаемость кованых полуфабрикатов 40
1.6 Факторы, влияющие на устойчивость переохлажденного алюминиевого твердого раствора 44
1.7 Применение новых высокопрочных сплавов и режимов термической обработки 48
1.8 Выводы по главе 51
1.9 Постановка задач исследований 52
ГЛАВА 2 Материалы, методика исследований и испытаний 53
2.1 Исследуемые материалы 53
2.2 Плавка сплава 1933 и отливка слитков 53
2.3 Изготовление поковок из сплава 1933 55
2.4 Методы исследований
2.4.1 Исследование структуры, химического состава и физических свойств слитков и поковок из сплава 1933 56
2.4.2 Исследование технологической пластичности слитков 58
2.5 Методы испытаний 58
ГЛАВА 3 Исследование влияния режимов гомогенизационного отжига на структуру и свойства слитков из сплава 1933 60
3.1 Исследование цилиндрических слитков из сплава 1933 60
3.1.1 Исследование макро и микроструктуры цилиндрических слитков из сплава 1933 62
3.1.2 Исследование ликвации в слитках из сплава 1933 3.2 Определение температур фазовых превращений в сплаве 1933 68
3.3 Исследование влияния режимов гомогенизации на структурно-фазовый состав и технологическую пластичность слитков из сплава 1933 69
3.4 Выводы по главе 89
ГЛАВА 4 Исследование влияния химического состава, режимов термической обработки на структуру, свойства и уровень остаточных напряжений в кованых полуфабрикатах из сплава 1933 91
4.1 Исследование влияния соотношения Zn/Mg на прокаливаемость кованых полуфабрикатов 91
4.1.1 Исследование структуры, механических свойств и уровня остаточных напряжений кованых полуфабрикатов закаленных в различные среды 94
4.1.2 Выбор сбалансированного химического состава, обеспечивающего повышенную прокаливаемость 107
4.2 Исследование и разработка режима искусственного старения, обеспечивающих повышение комплекса свойств кованых полуфабрикатов 107
из сплава 1933
4.3 Выводы по главе 116
ГЛАВА 5 Внедрение результатов диссертационной работы в металлургическое производство кованых полуфабрикатов из сплава 1933 118
5.1 Исследование комплекса эксплуатационных и коррозионных свойств поковок из сплава 1933 изготовленных в условиях серийного производства 118
5.2. Технологическое опробование полуфабрикатов из сплава 1933
сбалансированного состава 125
5.3. Применение поковок в авиационных конструкциях 128
5.4 Выводы по главе 129
Заключение 131
Используемые сокращения и обозначения 133
Нормативные ссылки 135
Список литературы
- Закономерности старения сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu
- Исследование структуры, химического состава и физических свойств слитков и поковок из сплава 1933
- Исследование ликвации в слитках из сплава 1933 3.2 Определение температур фазовых превращений в сплаве 1933
- Исследование структуры, механических свойств и уровня остаточных напряжений кованых полуфабрикатов закаленных в различные среды
Закономерности старения сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu
Развитие высокопрочных алюминиевых сплавов началось с открытия в 1923-24 гг. немецкими учеными В. Зандером (W. Sandner) и К. Мейснером (K.L. Meissner) чрезвычайно высокого эффекта упрочнения при термической обработке сплавов системы алюминий-цинк-магний. Они установили, что некоторые композиции сплавов этой системы значительно превосходят о прочности сплав системы алюминий-медь-магний, уже применявшиеся в то время в промышленности [27, 28]. Однако реализовать на практике высокую прочность сплавов Al-Zn-Mg не удавалось из-за их низкой коррозионной стойкости.
В 1932 г. Г. Вебером было показано, что сплавы четверной системы Al-Zn-Mg-Cu по эффектам упрочнения при закалке и старении и механическим свойствам близки к тройным сплавам, однако благодаря присутствию меди имеют лучшую устойчивость против коррозии под напряжением. Поэтому в дальнейшем система Al-Zn-Mg-Cu послужила основой для разработки промышленных композиций высокопрочных алюминиевых сплавов.
Первый серьезный этап в изучении и освоении этих сплавов в 1930-1940 годы у нас в стране связан с именами П.Я. Сальдау, М.И. Замоторина, Б.Е. Валовика, Г.В. Кизелевич-Келевич, Д.А. Петрова, В.И. Михеевой, Н.Д. Нагорской, Г.Г. Уразова. За рубежом аналогичные работы были проведены учеными школы В. Юм-Розери в Англии, Г. Зибелем и Г. Фоскюллером - в Германии, Ноком - в США.
В эти годы появились сплавы ЦМ, сплав алюминия с 6 % Zn, 2,5 %Mg, 3 % Си и Мп (СССР), X70S, X73S (США), RR77, RR88 (Англия), ESD (Япония), Ну43 (Германия). В качестве легирующих элементов в эти сплавы были введены медь, марганец и хром, оказывающие положительное влияние на коррозионную стойкость. Однако ни один из перечисленных сплавов не выдержал производственных испытаний, так как все они были в большей или меньшей степени склонны к коррозионному растрескиванию, обладали низкой пластичностью и невысокими технологическими свойствами [28].
Дальнейшие изыскания, направленные на оптимизацию композиций сплавов на основе системы Al-Zn-Mg-Cu, в нашей стране были проведены в ВИАМе под руководством И.Н. Фридляндера. Его глубокие теоретические исследования в сочетании с широким и успешным внедрением в промышленную практику полученных научных результатов явились фундаментом школы академика И.Н. Фридляндера в области металловедения и металлургии алюминиевых сплавов.
Установленные им закономерности изменения структуры и свойств сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu в зависимости от содержания основных компонентов, а также малых добавок элементов-антирекристаллизаторов - марганца и хрома, подробно изложенные в монографии [28], явились основой для разработки и внедрения в производство целой гаммы высокопрочных алюминиевых сплавов.
В настоящее время высокопрочные деформируемые сплавы системы Al-Zn-Mg-Cu благодаря высокому уровню эксплуатационных свойств и технологичности остаются одними из самых востребованных алюминиевых сплавов по применению в области авиакосмической техники, не смотря на высокую конкуренцию со стороны алюминий-литиевых сплавов и композиционных материалов.
Химический состав и годы разработки основных промышленных отечественных высокопрочных сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu и их зарубежных аналогов по применению приведен в таблице 1.1.
Сплав В95, разработанный в 1943 г., - наиболее универсальный конструкционный материал, содержащий добавки переходных металлов 0,2-0,6 % Мп; 0,1-0,25 % Сг. Впервые этот сплав был применен в состоянии максимальной прочности ТІ в истребителе МиГ-15, позже в бомбардировщике Ту-16, созданном в КБ А.Н. Туполева, а затем в первом реактивном пассажирском самолете Ту-104 и других самолетах [28]. і / Таблица 1.1 - Химический состав промышленных сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu, в % масс. [7, 29-31]. Марка сплава Годразработки Страна Zn Mg Си Мп Сг Zr Ті Fe Si В95 1948 СССР 5,0-6,5 1,8-2,8 1,4-2,0 0,2-0,6 0,10-0,25 - - 0,50 0,50 В93 1957 СССР 6,5-7,3 1,6-2,2 0,8-1,2 од - - - 0,2-0,4 0,20 В95оч 1969 СССР 5,0-6,5 1,8-2,8 1,4-2,0 0,2-0,6 0,10-0,25 - 0,05 0,15 0,10 В96ц-1 1968 СССР 8,0-9,0 2,3-3,0 2,0-2,6 0,3-0,8 од 0,10-0,16 0,05 0,40 0,30 В93пч 1967 СССР 6,5-7,3 1,6-2,2 0,8-1,2 од - - од 0,2-0,4 0,10 В96ц-3пч 1970 СССР 7,6-8,6 1,7-2,3 1,4-1,95 0,01-0,05 0,01-0,05 0,10-0,16 0,01-0,06 0,15 0,10 1933 1999 РФ 6,35-7,2 1,67 0,8-1,2 0,1 0,05 0,10-0,15 0,03-0,06 0,06-0,15 0,10 7175 1957 США 5.1-6.1 2.1-2.9 1.2-2.0 0.10 0.18-0.28 - 0.10 0.20 0.15 7050 1971 США 5.7-6.7 1.9-2.6 2.0-2.6 0.10 0.04 0.08-0.15 0.06 0.15 0.12 7150 1978 США 5.9-6.9 2.0-2.7 1.9-2.5 0.10 0.04 0.08-0.15 0.06 0.15 0.12 7085 2002 США 7.0-8.0 1.2-1.8 1.3-2.0 0.04 0.04 0.08-0.15 0.06 0.08 0.06 7055 1991 США 7.6-8.4 1.8-2.3 2.0-2.6 0.05 0.04 0.08-0.25 0.06 0.15 0.10 Усовершенствованные модификации этого сплава В95пч и В95оч, также, как и их зарубежные аналоги - сплавы 7075, 7175 и 7475 широко применяют и в настоящее время в ответственных силовых конструкциях современных изделий авиационной техники в виде листов, плит, прессованных и кованых полуфабрикатов [3].
В 1956 году разработан еще более прочный сплав В96ц (И.Н. Фридляндер, Е.И. Кутайцева), в который впервые в мировой практике вместо марганца и хрома был введен цирконий. Это позволило повысить пластичность и улучшить прокаливаемость высокопрочных сплавов [28].
Еще большую прочность имеет несколько уточненный вариант сплава -В96ц1 (И.Н. Фридляндер, В.И. Исаев, О.А. Носкова). Сплав В96ц1 в виде прессованных полуфабрикатов имеет в продольном направлении ав = 720 МПа, о0.2 = 690 МПа, 5 = 4 %.
В 1957 году И.Н. Фридляндером, В.И. Добаткиным, В.И. Хольновой специально для массивных кованых и прессованных полуфабрикатов был разработан сплав В93пч, в который вместо традиционных элементов антирекристаллизаторов - марганца, хрома и циркония введено в качестве легирующего элемента железо [28]. Данный сплав обладает наиболее устойчивым твердым раствором среди промышленных высокопрочных алюминиевых сплавов, высокими технологическими свойствами при литье, ковке и термической обработке, что позволяет применять при закалке охлаждение полуфабрикатов в горячую воду для устранения остаточных закалочных напряжений. Кованые полуфабрикаты из сплава В93пч прокаливаются до толщины 300 мм и имеют одинаковые прочностные характеристики во всех направлениях в самых массивных сечениях (в состояниях Т1/ТЗ ав 480/420 МПа, а02 440/380 МПа). Эти отличительные особенности сплава В93пч позволяют применять его уже более 55 лет для массивных поковок и штамповок в различных изделиях авиационной техники. К недостаткам сплава можно отнести невысокий уровень показателей вязкости разрушения (Кю 80-100 МПа\м в продольном направлении) и усталостной долговечности.
Исследование структуры, химического состава и физических свойств слитков и поковок из сплава 1933
Металлографический анализ включал в себя исследование макро-, микроструктуры темплетов слитков и поковок.
Макроструктуру слитков и поковок исследовали на темплетах, отобранных из различных зон. При контроле макроструктуры использовали 20 %-ный водный раствор NaOH. После травления макрошлифы промывали водой и осветляли в 10%-ном растворе азотной кислоты.
Микроструктуру слитков и поковок исследовали на шлифах размером 15x15 мм при помощи металлографического микроскопа Olympus GX51, оснащенного цифровой камерой. Для проведения количественного анализа травление шлифов от слитков проводили в концентрированной азотной кислоте в течении 3 минут, определение объемной доли фаз осуществлялся на ПО Olympus Stream Basic.
Для выявления зёренной структуры микрошлифы, вырезанные из поковок, травили раствором Келлера следующего состава (в см3): (раствор 5 % НС1, 5 % HF и 5 % HN03 в воде) с последующим осветлением в 10 %-ном водном растворе азотной кислоты или в 10 %-ном водном растворе ортофосфорной кислоты. Размер зерна в слитках и поковках определяли методом секущих по ГОСТ 21073.0-75.
Исследования тонкой структуры поковок (выделения частиц упрочняющих фаз, дисперсоидов Al3Zr в зависимости от режимов термической обработки слитков и поковок проводили на фольгах методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ). Электронно-микроскопические исследования проведены при ускоряющем напряжении 200 кВ на просвечивающем электронном микроскопе Tecnai G2 F20 SWIN ТМР -JEM 200 СХ с термополевым катодом типа Шоттки, оснащенном системой для рентгеноспектрального микроанализа Oxford Х-Мах. Фрактографический анализ проводили на растровом электронном микроскопе JSM-840. Химический состав слитков и ликвацию компонентов исследовали методом локального спектрального анализа на приборе Spectrolab-M по ГОСТ 7727-81. Содержание водорода определяли по твердой пробе методом вакуум-нагрева на образцах, отобранных из периферии, Ул по толщине и центра слитка по ГОСТ 21132.1-98.
Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА), который проводили на сканирующем электронном микроскопе JSM-5900LV фирмы JEOL с приставкой электронно-зондового микроанализатора (ЕРМА), локальностью 1 мкм применялся для количественного определения элементного состава фазовых составляющих в слитках и изучения ликвации.
Исследование температурных интервалов фазовых превращений в сплаве проводили методом ДСК на установке Netzsch DSC 204 Fl по MM 1.595-36-403 2009 на образцах из слитка в различных состояниях.
Оценку уровня остаточных закалочных напряжений в поковках проводили рентгеновским методом на анализаторе напряжений PFS - ЗМ фирмы «Rigaku».
Исследование технологической пластичности слитков при растяжении и осадке в зависимости от температуры деформации в интервале 330-450 С с построением диаграммы пластичности проводили на образцах с размером рабочей части 0 5x25 мм по ГОСТ 8817-82. При испытаниях на осадку образцы помещали в контейнер и осаживали со степенями деформации от 50 до 75 % на прессе мощностью 25 тс до появления боковых трещин. Испытания на растяжение проводили на машине Zwick/Roell Z100 с подключаемым высокотемпературным модулем.
С использованием оборудования Испытательного центра ФГУП «ВИАМ» проведены комплексные испытания слитков и поковок из сплава 1933. Методы испытаний: - Химический состав сплава 1933 определяли на установке Varian-730 ES (Австралия) по ГОСТ 11739-90. Механические свойства при растяжении образцов из слитков (ов, оод, 5) при комнатной (20 С) и повышенных температурах (330-480 С) определяли на образцах, отобранных в осевом направлении, в соответствии с требованиями ГОСТ 1497-84.
Механические свойства при растяжении образцов из поковок (ов, з0 , 5) при комнатной (20 С) определяли в соответствии с требованиями ГОСТ 1497-84.
Все испытания механических свойств проводили на испытательных машинах с цифровым программным управлением: сервогидравлических универсальных машинах компаний MTS System Corporation (США) и Walter+Bai AG Testing Machines (Швейцария), электромеханических универсальных машинах компаний Zwick/Roell (Германия) и Instron (США), оснащенными экстензометрам и термокабинетами для проведения испытаний в дипазоне температур от минус 80 С до 600 С.
Определение ударной вязкости образцов с U-образным концентратором напряжений (KCU) проводили по ГОСТ 9454.
Испытания малоцикловой усталости (МЦУ) проводили в соответствии с требованиями ГОСТ 25.502 при частоте нагружения f = 5 Гц, коэффициенте асимметрии цикла нагружения R=0,1, максимальном напряжении цикла tfmaxHeTT0= 16 кгс/мм2 (157 МПа). В качестве образца использовали полосу с отверстием шириной 30 мм с центральным отверстием диаметром 5 мм (Kt = 2,6). - Определение характеристики вязкости разрушения при плоской деформации Кю проводили по ОСТ 90215-76. - Испытания на межкристаллитную коррозию (МКК) проводили по ГОСТ 9.021 в рабочих емкостях при полном погружении образцов в раствор 2 в течение 6 ч при 30 С. - Испытания на расслаивающую коррозию (РСК) проводили по ГОСТ 9.904 в рабочих емкостях при полном погружении образцов в раствор 2 в течение 2 суток. - Испытания для определения критического напряжения коррозионного растрескивания (акр) при постоянной деформации проводили на образцах «кольцах», вырезанных в направлении ВД по ГОСТ 9.019 при экспозиции от 30 до 90 суток.
Исследование ликвации в слитках из сплава 1933 3.2 Определение температур фазовых превращений в сплаве 1933
При выборе режима гомогенизации необходимо также принимать во внимание то обстоятельство, что наряду с растворением основных легирующих элементов сплава в слитках при гомогенизации происходит также процесс распада твердого раствора марганца, хрома, титана, циркония, вводимых в сплав переходных элементов-антирекристаллизаторов и модификаторов, интенсивность которого на начальных стадиях резко возрастает с повышением температуры.
Начальные стадии распада твердого раствора этих элементов в алюминии благотворно влияют на свойства полуфабрикатов, поскольку достигается выравнивание концентрации этих элементов в объеме зерна, а выделившиеся мелкодисперсные частицы интерметаллидов упрочняют сплавы и задерживают рекристаллизационные процессы.
С учетом имеющихся данных [6, 7], что марганец и хром по сравнению с цирконием в большей степени снижают устойчивость пересыщенного твердого раствора цинка, магния и меди в алюминии, и ускоряют его распад при низких скоростях охлаждения при закалке, в сплав 1933 в качестве элемента-антирекристаллизатора введен цирконий в количестве 0,10-0,15 % масс, а содержание марганца и хрома как примесей ограничено 0,1 % масс, и 0,05 % масс, соответственно. При указанной концентрации в сплаве 1933 эти элементы находятся исключительно в твердом растворе.
При температурах гомогенизации, горячей деформации и закалки (350-475 С) в сплаве 1933 происходит распад пересыщенного при кристаллизации твердого раствора циркония.
Имеются данные [14], что некогерентные к алюминиевой матрице частицы Al3Zr являются местами для зарождения п-фазы при медленном охлаждении после нагрева под закалку. При увеличении продолжительности гомогенизации средний размер дисперсоидов может достигать 30-40 нм. С увеличением размера дисперсоидов уменьшается их когерентность к матрице, и они могут служить центрами гетерогенного зарождения фазы MgZn2 во время распада пересыщенного твердого раствора при низкой скорости охлаждения при закалке.
На основании результатов работы [14] можно сделать вывод, что уменьшение среднего размера выделяющихся когерентных матрице твердого раствора дисперсоидов при гомогенизации должно привести повышению устойчивости алюминиевого твердого раствора, а, следовательно, обеспечить повышение прокаливаемости при низких скоростях охлаждения в процессе закалки.
В работе [86] построены кривые распада пересыщенного твердого раствора сплавов Al-Zr. При увеличении концентрации циркония в сплаве кривые распада смещаются в область коротких выдержек. Установлено, что скорость зарождения дисперсоидов максимальна при температуре 475 С. При этом при температурах ниже 400 С при содержании циркония в сплаве от 0,08-0,14 % масс, распад пересыщенного твердого раствора практически не происходит.
Однако в диссертационной работе [87] установлено, что при содержании циркония в сплаве 0,18 % масс, распад происходит более интенсивно при температуре 375 С и твёрдость (HV) образцов на 20% выше по сравнению с образцами, состаренными при температуре 425 С.
Для изучения влияния температуры и времени выдержки при гомогенизации на распад пересыщенного твердого раствора циркония были выбраны режимы, приведенные в таблице 3.2.
Режим №4 является стандартным для сплава 1933, режимы №3 и №5 выбраны для изучения роста среднего размера дисперсоида Al3Zr от продолжительности гомогенизации, режим №1 и режим №3 выбраны для изучения влияния двухступенчатой гомогенизации на структурно-фазовый состав слитка, режим №6 выбран для изучения эффективности проведения гомогенизации вблизи температур неравновесного солидуса. Изучение влияния режимов гомогенизации на структуру и механические свойства слитков проведены на темплетах 0305 мм и толщиной 50 мм, отобранных от слитка плавки №2.
Эффективность режима гомогенизации оценивалась по изменению объемной доли структурных составляющих и свойствам слитка при повышенных температурах. После гомогенизации проведено исследование микроструктуры с определением объемной доли не растворившихся фаз (рисунок 3.6, таблица 3.3).
В таблице приведено среднее значение объемной доли интерметаллидных фаз в процентах от площади поля зрения. Измерение объемной доли проведено на 25 полях зрения в разных областях поперечного сечения слитка при использовании программного обеспечения Olympus Stream Basic (контраст красным цветом).
Как видно из таблицы 3.3 наиболее интенсивно диффузионные процессы растворения протекают в первые 12 часов после начала гомогенизации, что обеспечивает уменьшение на 50-55% объёмной доли интерметаллидных фаз (режимы №2 и №6). Затем эффективность гомогенизации резко падает (12-17 % за последующие 24-30 ч), поскольку уменьшается поверхность контакта между оставшимися частицами фаз и твердым раствором вследствие растворения и коагуляции избыточных фаз, а также уменьшается скорость диффузии вследствие уменьшения градиента концентрации по объему зерна. Режим №5 обеспечивает наилучшую растворимость интерметаллидных фаз за счет большей продолжительности выдержки. Применение режима №3 также обеспечивает эффективное растворение неравновесных фаз (0,80 % объем.). За счет применения низкотемпературной первой ступени в области минимальной устойчивости твердого раствора основных легирующих элементов в алюминии происходит его распад с выделением частиц фазы MgZn2. За счет обеднения твердого раствора увеличивается градиент концентраций между неравновесными эвтектиками, расположенными по границам зерна и прилегающими к границе областями, что приводит к частичному их растворению. На второй ступени гомогенизации происходит дальнейшее растворение первичных избыточных фаз, при этом продолжительность второй ступени сокращается.
Исследование структуры, механических свойств и уровня остаточных напряжений кованых полуфабрикатов закаленных в различные среды
Ковку поковок размером 150x300x900 мм осуществляли на вертикальном прессе мощностью 6000 тс по второй схеме ковки (две осадки + две протяжки) в интервале температур максимальной пластичности (360 420 С), который определили в результате проведенных исследований в разделе 3.3.
Для изучения влияния соотношения Zn/Mg на прокаливаемость сплава 1933 по две поковки от каждой плавки были термообработаны по следующим режимам: нагрев под закалку в селитровой ванне при температуре 470±5 С, время выдержки 240 мин., охлаждение в холодной воде (Тв=25±5 С), и в горячей воде (Тв=70±5 С). Старение поковок проводили в одной садке по серийному режиму Т2: 125 С, 16 ч + 170 С, 5 ч.
Изготовленные поковки были разрезаны на образцы. Схема отбора образцов для исследования структуры, механических свойств при растяжении, вязкости разрушения и удельной электропроводимости приведена на рисунке 4.2.
Также были отобраны темплеты от поковок в закаленном состоянии, из которых вырезали образцы для исследования методами электронной микроскопии устойчивости твердого раствора основных легирующих компонентов сплава.
Исследование структуры, механических свойств и уровня остаточных напряжений кованых полуфабрикатов, закаленных в различные среды
Макроструктура поперечного сечения поковок, закаленных в различные закалочные среды, для всех плавок однородная, мелкозернистая (рисунок 4.3). 20 мм Рисунок 4.3 - Типичная макроструктура поперечного сечения поковки сплава 1933 Микроструктура исследуемых поковок соответствует закаленному состоянию сплава 1933, без признаков пережога. Различий в микроструктуре поковок, изготовленных из слитков различных составов и закаленных в различные охлаждающие среды также не обнаружено (рисунок 4.4).
Остаточные (внутренние) напряжения (аост) в полуфабрикатах из алюминиевых сплавов возникают в процессе закалки вследствие неравномерности охлаждения различных его зон. Уменьшение или устранение остаточных напряжений в полуфабрикатах из алюминиевых сплавов можно достигнуть несколькими способами. Наиболее простым способом уменьшения аост является повышение температуры закалочной воды. Например, повышение температуры воды при закалке массивных штамповок роторов из сплава В96цТ1 и темплетов из поковок сплава АК6Т1 с 25 до 45 С снижает аост на 10%, до 65 С на 25-30%, до 80 С на 50%, а до 100 С в 4-5 раз [68].
Применение горячей воды в качестве закалочной среды, как видно из примера, эффективно для снижения аост- Уменьшение уровня остаточных закалочных напряжений приводит к снижению коробления и поводок при последующей механической обработке на самолетостроительных заводах. Однако скорость охлаждения в центре массивных полуфабрикатов по сравнению с закалкой в холодную воду снижается вдвое, поэтому сплав должен обладать высокой устойчивостью пересыщенного алюминиевого твердого раствора при низких скоростях охлаждения после нагрева под закалку.
Определение уровня остаточных напряжений в поковках из сплава 1933 закаленных в холодную и горячую воду проводили рентгеновским методом в излучении Сг (Ка) по разработанной ФГУП «ВИАМ» методике ММ 1.595-17- 225 - 2004 «Измерение остаточных напряжений на анализаторе напряжений PFS - ЗМ фирмы «Rigaku». Напряжения определяли на поверхности поковок. Результаты приведены в таблице 4.1.
Проведенные в 2013-2015 году работы совместно с НАЗ им. В.П. Чкалова направленные на изучение влияния малодеформационной закалки полуфабрикатов и промежуточных заготовок на коробление деталей при механической обработке показали, что величина снижения уровня остаточных напряжений, определенных в поверхностном слое в процентном отношении равна снижению коробления в процентном отношении, увеличенного вдвое [91]. Например, снижение на 40% уровня остаточных напряжений в полуфабрикатах приводит к снижению на 80% величины коробления при механической обработке деталей.
Для изучения влияния соотношения Zn/Mg на прокаливаемость сплава 1933 проведены исследования механических свойств по сечению поковок из трех плавок с различным соотношением Zn/Mg закаленных в холодную и горячую воду. Результаты приведены в таблице 4.2 и на рисунках 4.6-4.7.
Из таблицы 4.2 и рисунка 4.6 видно, что с увеличением соотношения Zn/Mg (в рамках марочного состава сплава) прочностные свойства образцов, вырезанных из поверхностных и центральных слоев поковок, закаленных в холодную воду, понижаются в среднем на 15 МПа по сравнению со свойствами поковок с отношением Zn/Mg=3,l.
Другую зависимость можно увидеть на рисунке 4.7 в поковках, закаленных в горячую воду. Прочностные характеристики образцов, вырезанных из поверхностных слоев, с повышением числа отношения Zn/Mg снижаются в среднем на 10 МПа, при этом прочность центральных слоев возрастает на 20 МПа, а снижение свойств по толщине уменьшается с 35 МПа до 10 МПа.
Разница в прочностных свойствах образцов, вырезанных из поверхности и центра поковки с соотношением Zn/Mg = 3,1:1, закаленной в горячую воду, составляет в среднем 35 МПа, что равно 7% от предела текучести, следовательно глубина прокаливаемости у данного состава составляет меньше 1А от толщины полуфабриката, так как условное начало распада раствора соответствует изменению прочностных свойств на 5% [6].
Это может быть связано с тем, что в сплаве с соотношением Zn/Mg = 3,1:1 в центральных слоях поковки при замедленном охлаждении в горячей воде успевает пройти распад пересыщенного твердого раствора с выделением частиц фазы MgZn2 по границам зерен и субзерен, а следовательно эффект последующего искусственного старения уменьшается.