Все существующие алюминиевые сплавы по их технологическим свойствам делят на две группы: обрабатываемые давлением (деформируемые) и литейные. Деформируемые сплавы разделяют также на следующие группы:
2. алюминиевомарганцевый сплав АМц;
3. алюминиевомагниевые сплавы (магналии); обозначаются буквами АМг (с цифрой, указывающей процент содержания магния. Если цифры нет, то магния в сплаве меньше 2,5%);
4. типа «авиаль» с магнием и кремнием: АД31, АД33, АД35 и А8 (входит немного меди);
5. с медью и магнием типа дюралюминий, обозначаемые буквой Д с цифрой, указывающей номер сплава, например Д1, Д16;
6. высокопрочные алюминиевые сплавы, в которые, кроме алюминия, входят еще три компонента: цинк, магний и в большинстве случаев медь; обозначаются буквой В с цифрой, например В92 (без меди); В95;
7. ковочные (жаропрочные), обозначаемые буквами АК с цифрой (АК2, АК4 и др.) применяемые для поковок и штамповок.
Сплавы групп 1-3 не упрочняются термической обработкой, сплавы групп 4-6 упрочняются (закалкой с последующим старением). Кроме приведенных выше обозначений, к маркам сплава добавляют еще буквы, указывающие состояние изделий или вид обработки. Например, Н – нагартованное состояние; П – полунагартованное; М – обожженное; А – нормальная плакировка; Т – закаленное и естественно состаренное; Т1 – закаленное и искусственно состаренное при 135-180˚С.
Алюминиевые сплавы характеризуются высокой удельной прочностью, высокой коррозионной стойкостью, в 10 – 20 раз превышающей стойкость обычной конструкционной стали, и повышенной пластичностью при низких температурах. Конструкции из алюминиевых сплавов устойчивы против сейсмических нагрузок, огнестойкости.
Характеристики сплава Д16А
Д16 – алюминиевый деформируемый сплав с высоким содержанием меди и магния. Буква Д обозначает дюраль, а цифра 16 указывает на процентную чистоту сплава. Химический состав материала указан в ГОСТ 4784-97. Отбор и подготовку проб для определения химического состава цветных металлов и сплавов осуществляют по ГОСТ 24231-80.
Таблица 1 – Химический состав в % материала Д16 ГОСТ 4784-97
Дюраль марки Д16А (другое обозначение 1160) отличается высокой пластичностью и легко поддается механической обработке. Удовлетворительная свариваемость и коррозионная стойкость материала, улучшаемая с помощью плакирования. Алюминиевые профили изготовляют с нормальной – Д16А и технологической плакировкой – Д16Б. Отжиг при определенной температуре увеличивает способность дюралей к деформации в холодном состоянии.
Таблица 2 – Теплофизические свойства материала
Производство сплава Д16А
Сплав Д16А относится к группе дюралюминов и по ГОСТ 4784-97 имеет следующий состав, приведенный в таблице 1. Его готовят в газовых отражательных печах. Кондиционный сплав из печи сливают в газовый миксер. В миксере сплав рафинируют хлораргонной смесью, вводимой с помощью специальных газов.
При рафинировании из расплава удаляют растворенный водород о твердые частицы в основном виде частичек оксида алюминия (Al 2 O 3). Рафинированный расплав разливают в слитки полунепрерывным методом на тросовых литейных машинах с опускающимся столом, либо электромагнитном кристаллизаторе (ЭМК).
Наложения электромагнитного поля на слиток в ЭМК позволяют получить более однородную мелкозернистую макроструктуру слитка, обладающую повышенной прочностью и пластичностью, и обеспечивающую прокатку слитков с более высоким выходом годной продукции. При этом исключается контакт слитка с формообразователем и на этой основе удается получить гладкие слитки без ликвидационных наплывов, с однордным химическим составом по сечению слитка.
Свойства и применение Д16А
Дюралюминий – основной конструкционный материал в авиации и космонавтике, а также в других сферах с высокими требованиями к весовой отдаче.
Плотность сплава 2500-2800 кг/м 3 , температура плавления 633˚С. Сплав широко применяется в авиастроении, при производстве скоростных поездов и во многих других отраслях машиностроения (так как отличается существенно большей твердостью, чем чистый алюминий). Также детали из сплава Д16 обычно эксплуатируются при температурах не выше 120˚С, так как при высоких температурах он проявляет склонность к межкристаллитной коррозии.
После отжига (нагрева до температуры около 500˚С и охлаждения) становится мягким и гибким (как алюминий). После старения (естественного – при 20˚С – несколько суток, искусственного – при повышенной температуре – несколько часов) становится твердым и жестким. Но при одинаковой прочности дюралюмины, подвергнутые естественному старению, более пластичны и коррозионностойки, чем подвергнутые искусственному старению.
Дюралюмины упрочняются термообработкой: подвергаются закалке и естественному старению. Характеризуются сочетанием высокой статической прочности (до 450-500 МПа) при комнатной и повышенной (до 150-175˚С) температурах, высоких усталостной прочности и вязкости разрушения.
Термоупрочняющая обработка (закалка в воде и старение) позволяют значительно повысить свойства дюралюминов. Нагрев под закалку требует очень точного соблюдения температурного режима: 505±5˚С (для Д1,Д19), 500±5˚С (для Д16, Д18) – опасность расплавления тройных эвтектик. Естественное старение сплавов продолжается от 4 до 10 суток в зависимости от соотношения Mg/Cu.
Недостаток дюралюминов – низкая коррозионная стойкость, изделия требуют тщательной защиты от коррозии. Листы дюралюминов, как правило, плакируют (нанесение на поверхность металлических листов, плит, проволоки, труб тонкого слоя другого металла или сплава термомеханическим способом) чистым алюминием. Также защита алюминиевых сплавов марок Д1А, Д16А, Д19А, Д20А, В95А от коррозии осуществляется с помощью лакокрасочных покрытий – грунтов АЛГ-1 и АЛГ-12, наносимых до сварки на внутренние поверхности нахлестки.
Также основные недостатки алюминиевых сплавов – относительно низкая упругость, высокий коэффициент линейного расширения, сравнительная сложность выполнения соединений из-за ограниченной применимости сварки алюминиевых сплавов, так как прочность сварных швов, особенно у термически упрочняемых сплавов, ниже прочности основного металла. К недостаткам этих сплавов также относятся низкая выносливость в условиях переменных и знакопеременных нагрузок и довольно высокая стоимость. Однако последний недостаток является временным, так как по мере совершенствования технологии стоимость полуфабрикатов из алюминиевых сплавов будет постепенно снижаться.
Железо во всех сплавах алюминия является вредной примесью, так как оно снижает электропроводность и коррозионную стойкость сплавов и ухудшает их пластические свойства. Исключение составляют жаропрочные сплавы, в которых железо – примесь полезная. Кремний растворим в железе при комнатной температуре в количестве не более 0,12%; при 570˚С растворимость его составляет 1,6%.
Для сплавов алюминия характерно, что в результате добавок менее коррозионностойких металлов получаются сплавы высокой коррозионной стойкости (например, типа магналия с 3-5% Mg, сплавы с марганцем и кремнием) и, наоборот, если данный металл более устойчив против коррозии, чем алюминий, то сплавы получаются низкой коррозионной стойкости(например, Al-Cu).
Прокат дюралюминия используется:
¾ в конструкциях самолетов, морских и речных судов;
¾ для производства транспортных деталей и обшивки;
¾ для изготовления бурильных труб;
¾ в химической промышленности;
¾ в строительной области;
¾ в машиностроении;
¾ в топливной промышленности.
Свариваемость
Свариваемость сплавов системы Al-Cu-Mg считается удовлетворительной. Сплав Д16 хорошо сваривается контактной, особенно точечной, сваркой. Способы сварки плавлением для получения соединений из таких сплавов применяются редко. Специфическим для алюминия и его сплавов способом обработки служит холодная сварка. При газовой и аргонно-дуговой сварках с присадкой Д16 склонен к образованию горячих трещин и разупрочнению металла в ЗТВ, этому спсобствует и дендритная ликвация с образованием толстых эвтектических прослоек в литом ядре. Механические свойства металла ядра приближаются к свойствам отожженного сплава.
При сварке сплавов, естественно и искусственно состаренных, структурные изменения в зоне термического влияния зависят от вида старения, однако в обоих случаях наиболее полные превращения наблюдаются при длительном тепловом воздействии на металл. Для сплавов, подвергающихся, например, естственному старению (сравы АВ системы Al – Cu – Mg с упрочняющей фазой Mg 2 Si; сплавы Д1 и Д16 системы Al – Cu – Mg с упрочняющими фазами CuAl 2 и Al 2 CuMg идр.), можно отметить такие характерные участки в зоне термического влияния:
1) участок неполного расплавления с увеличенной шириной границ между зернами;
2) участок частичного распада пересыщенного твердого раствора с пониженной по сравнению с основным металлм твердостью. Здесь уменьшается ширина границ между зернами, но заметно неравнрмерное распеделение легирующего элемента по обьему зерна;
3) участок полного или частичного отжига. Наибольшее разупрочнение и наименьшая твердость металла на этом участке наблюдаются при нагреве до 350˚С. По мере снижения температуры нагрева эффект возврата снижается повторным действием естественного старения, в связи с чем твердость металла повышается и достигае значений, свойственных металлу вне зоны термического влияния. Для участка отжига характерно укрупненное зерно с увеличенной по толщине сеткой включений второй фазы.
Наибольшую склонность к образованию горячих трещин имеют сплавы Д16, Д18, В95, ВД17, наименьшую – сплав ВАД1 и частично Д19.
Разные механические свойства участков зоны термического влияния и металла шва, получаемые при сварке плавлением термически упрочняемых алюминиевых сплавов, подобных дюралюмину, приводят к тому, что прочность сварных соединений по сравнению с основным металлом снижается в среднем на 50-60%, причем одновременно уменьшается пластичность. Различия в структурах различных участков также снижают коррозионную стойкость металла и усиливают его склонность к межкристаллитной коррозии. Но при перезакалке и естественном старении прочность достигает 90% от прочности основного материала.
| 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 | |
| Механические свойства сплава Д16 при Т=20 o С | |||||||||||
| Прокат | Толщина или диаметр, мм | E , ГПа | G , ГПа | σ -1 , ГПа | σ в , (МПа) | σ 0,2 , (МПа) | δ 5 , (%) | ψ , % | σ сж , МПа | KCU , (кДж/м 2) | KCV , (кДж/м 2) |
| 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 | σ в , (МПа) | σ 0,2 , (МПа) | δ 5 , (%) | 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 | |
| Механические свойства сплава Д16 при низких температурах | |||||
| Прокат | T испытания | σ в , (МПа) | σ 0,2 , (МПа) | δ 5 , (%) | 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/м 3) | 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 (СиА1 2 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 Аσ 11 от начального напряжения σ 0 . 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 σ 0 при Аσ 11 = 0) для этого сплава равен при 100° С 0,8 кгс/мм 2 , при 70° С 1,6 кгс/мм 2 , при комнатной температуре 5,4 кгс/мм 2 . 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/мм 2 , 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 (Al 2 CuMg). 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 СиА1 2 , 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.
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.
Предел прочности при кручении, максимальное касательное напряжение, МПа
Всё о марке алюминия д16: расшифровка, свойства, цены, аналоги, контакты поставщика. Доставка стали д16 всегда вовремя.
На современном рынке конструкционных материалов сегодня можно встретить довольно большой выбор различных марок металлов. Для большинства покупателей их названия не известны. А ведь по маркировке можно легко узнать характеристики металла и его основные свойства.
Одним из таких сплавов является марка Д16. Мало кто знает, что это самый обычный и всем известный дюраль. Он очень широко используется в самых различных отраслях.
Особенности сплава и его состав
Д16 представляет собой алюминиевый сплав с добавлением различных легирующих элементов. Главной особенностью дюраля является тот факт, что это самый первый металл, при упрочнении которого начало применяться старение.
В качестве легирующих элементов в сплаве Д16 применяют медь (Cu 4,4%), магний (Mg 1,5%), марганец (Mn 0,5%) и очень незначительное количество кремния (Si до 0,5%), железа (Fe до 0,5%), хрома (Cr до 0,1%), титана (Ti до 0,15%) и цинка (Zn до 0,25%).
Чистый сплав Д16 применяется очень редко, так как он обладает недостаточной прочностью и твердостью. По этой причине дюраль закаляют и подвергают старению. Эти процессы заключаются в нагреве деталей до 500 градусов Цельсия и дальнейшем охлаждении в воде. Старение в свою очередь может применяться искусственное и естественное. При этом название сплава изменяется на Д16Т.
Д16Т является самым востребованным алюминиевым сплавом. Он легкий, прочный и имеет отличные показатели сопротивления усталостным нагрузкам.
Основные характеристики и области применения
Благодаря очень низким показателям теплопроводности сплав Д16 прекрасно себя показывает при высоких температурах (от 120 до 250 градусов Цельсия). В этих пределах ему нет равных. Но изделия из данного сплава категорически запрещается использовать в условиях, когда температура выше 500 градусов Цельсия.
Применяют сплав Д16 в виде плит, листов, уголков и прутков разных размеров. Но лучше всего он себя демонстрирует в трубах, изготовленных для химической, нефтяной, газовой и пищевой промышленности. Также Д16 является материалом для изготовления заклепок.
Плюсы и минусы
Среди положительных характеристик, которыми обладает сплав Д16, можно выделить:
- высокая твердость и прочность;
- низкий вес;
- возможность применять при высоких температурах;
- низкая химическая активность.
Недостатки здесь также имеются, и они представляются в виде:
- образования межкристаллической коррозии;
- важности плакировать или анодировать изделия;
- плохой свариваемости для создания неразъемного соединения.
| 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 | |
| Механические свойства сплава Д16 при Т=20 o С | |||||||||||
| Прокат | Толщина или диаметр, мм | E , ГПа | G , ГПа | σ -1 , ГПа | σ в , (МПа) | σ 0,2 , (МПа) | δ 5 , (%) | ψ , % | σ сж , МПа | KCU , (кДж/м 2) | KCV , (кДж/м 2) |
| 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 | σ в , (МПа) | σ 0,2 , (МПа) | δ 5 , (%) | 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 | |
| Механические свойства сплава Д16 при низких температурах | |||||
| Прокат | T испытания | σ в , (МПа) | σ 0,2 , (МПа) | δ 5 , (%) | 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/м 3) | 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 (СиА1 2 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 Аσ 11 от начального напряжения σ 0 . 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 σ 0 при Аσ 11 = 0) для этого сплава равен при 100° С 0,8 кгс/мм 2 , при 70° С 1,6 кгс/мм 2 , при комнатной температуре 5,4 кгс/мм 2 . 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/мм 2 , 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 (Al 2 CuMg). 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 СиА1 2 , 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.
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.
Предел прочности при кручении, максимальное касательное напряжение, МПа
| Наименование | Теор вес (до 500кг) | Розничная цена за КГ в руб. с НДС | Розничная цена за 1шт в руб. с НДС |
| Лист Д16Ам 1,2х1200х3000 | 12.01 | 208 | 2498 |
| Лист Д16Ам 6,0х1200х2000 | 40.032 | 190 | 7606 |
| Лист Д16Ат 0,5х1200х3000 | 5.004 | 370 | 1851 |
| Лист Д16Ат 0,8х1200х3000 | 8.006 | 360 | 2882 |
| Лист Д16Ат 1,0х1200х3000 | 10.008 | 360 | 3603 |
| Лист Д16Ат 1,0х1500х3000 | 12.51 | 360 | 4504 |
| Лист Д16Ат 1,2х1200х3000 | 12.01 | 293 | 3519 |
| Лист Д16Ат 1,2х1500х3000 | 15.012 | 293 | 4399 |
| Лист Д16Ат 1,5х1200х3000 | 15.012 | 293 | 4399 |
| Лист Д16Ат 1,5х1500х3000 | 18.765 | 293 | 5498 |
| Лист Д16Ат 2,0х1200х3000 | 20.016 | 293 | 5865 |
| Лист Д16Ат 2,0х1500х3000 | 25.02 | 293 | 7331 |
| Лист Д16Ат 3,0х1200х3000 | 30.024 | 293 | 8797 |
| Лист Д16Ат 3,0х1500х3000 | 37.53 | 293 | 10996 |
| Лист Д16Ат 3,5х1000х2000 | 19.46 | 293 | 5702 |
| Лист Д16Ат 3,5х1200х3000 | 35.028 | 293 | 10263 |
| Лист Д16Ат 4,0х1200х3000 | 40.032 | 293 | 11729 |
| Лист Д16Ат 4,0х1500х3000 | 50.04 | 293 | 14662 |
| Лист Д16Ат 5,0х1500х3000 | 62.55 | 293 | 18327 |
| Лист Д16Ат 6,0х1200х3000 | 60.048 | 293 | 17594 |
| Лист Д16Ат 6,0х1500х3000 | 75.06 | 293 | 21993 |
| Лист Д16Ат 8,0х1200х3000 | 80.064 | 293 | 23459 |
| Лист Д16Ат 8,0х1500х3000 | 100.08 | 293 | 293 23 |
| Лист Д16Ат 10х1200х3000 | 100.08 | 293 | 293 23 |
| Лист Д16Ат 10х1500х3000 | 125.1 | 293 | 36654 |
| Лист Д16Ат 5,0х2000х4000 | 111.2 | 315 | 35028 |
Компания “Алюминий – Экспресс”предлагает широкий {сортамент} алюминиевых профилей и проката из чистого алюминия и сплавов, в том числе и алюминиевый лист Д16. Реализация производится, как {оптом}, так и {в розницу}.
Алюминиевый лист Д16 – это плоский металлопрокат согласно ГОСТ 21631-76. Сплав Д16 один из наиболее популярных и известных алюминиевых деформируемых сплавов, из которого, собственно говоря, и изготавливается лист Д16. В «народе» его называют дюралюминием. Это соединение представляет собой сплав алюминия с другими легирующими элементами (3 «м»): марганца, меди и магния. В ряде случаев, при необходимости, данный сплав подвергается закалке и старению. Возможно и плакирование чистым алюминием (его наносят тонким слоем термомеханическим способом), что дает возможность обеспечить максимальную стойкость различного рода негативным природным воздействиям.
{Алюминиевый лист Д16} активно подвергается термической обработке, где ему одинаково «комфортно» деформироваться, как в горячем, так и в холодном состояниях. При этом он обладает довольно высокими показателями статической и усталостной прочности. Листы дюралюминия проходят классификацию по таким следующим признакам: способ и качество изготовления, отделка, состояние материала. Прочность листа Д16 зависит от коэффициента вытяжки, устанавливаемого во время процесса прессования: более крупный {профиль} сплава обычно обладает лучшими прочностными характеристиками. Сплав Д16 абсолютно не теряет своих качеств и после его нагрева до 450 °С. Цифра «16» в марке сплава характеризует процент чистоты алюминия в нем.
Благодаря своим характеристикам он нашел широкое применение в авиационной промышленности для силовых конструкций летательных аппаратов, а также ему фактически нет альтернативы, когда речь заходит за обшивку самолетов. Также используется для производства кузовов автомобилей, труб различного назначения. Данный лист часто используют для изготовления различного рода функциональных узлов и деталей, работающих при очень низких температурах, до -230 град. Использовать дюралюминиевый лист Д16 можно также в пищевой промышленности, поскольку его соединения неядовитые, а сам алюминий имеет регистрацию и допуск к производству оборудования для нее. Еще из этого алюминиевого листа изготавливают уличные таблички и дорожные знаки, различные вывески.
Алюминиевые листы Д16 производятся в размерах от 0,5х1200х3000 до 10х1500х3000 мм. Чтобы узнать, какие {размеры} листов есть в данный момент в наличии, необходимо зайти на интернет-страничку компании, где указан весь листовой ассортимент Д16. Если нужный {размер} листа отсутствует, его всегда привезут {под заказ}.
Если говорить о такой услуге как доставка, то компания осуществляет ее, если заказ сделан минимум на 500 р., при заказе же от 20000 р. – доставка бесплатная. Также она бесплатна и нашим постоянным клиентам. Возможен самовывоз. Если необходимо порезать лист, то в нашей компании резка кратно одному метру осуществляется бесплатно. Что касается резки под размер, гибки или рубки листа, то стоимость таких услуг рассчитывается индивидуально для каждого конкретного заказа.
Приобретение алюминиевого листа Д16 в нашей компании – это всегда гарантия только качественной продукции. Обратившись один раз в компанию “Алюминий – Экспресс”, многие становятся нашими постоянными клиентами.
