|
|||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
|
ВЫСОКОПРОЧНЫЙ
АЛЮМИНИЕВЫЙ ЛИТЕЙНЫЙ СПЛАВ ДЛЯ КОМБИНИРОВАННЫХ БРОНЕВЫХ ОТЛИВОК
Э. Я. ПЕТРОВА, Б. Ю.
ФЕЙГЕЛЬСОН, А. М. КОРОЛЬКОВ,
Л. П. ГЕРАСИМОВА, А. Г. КУРИЛОВ Вестник бронетанковой техники. 1970. №6
Среди алюминиевых сплавов наилучшим сочетанием противоснарядной стойкости и живучести при снарядном обстреле обладает деформируемый сплав АМг6. Высокопрочные алюминиевые деформируемые сплавы типа В95, Д20 имеют низкую живучесть при снарядном обстреле, малопрочные сплавы АМЦ, AMг — низкую противоснарядную стойкость при высокой живучести. Одним из вариантов использования алюминиевых сплавов является создание на их основе комбинированной противоснарядной брони. Задача данного исследования — разработка высокопрочного литейного алюминиевого сплава, не уступающего по механическим свойствам деформируемому сплаву АМг. Эта задача очень сложна, так как возможность упрочнения (за счет деформирования) отсутствует. Анализ посвященной этому вопросу литературы показал, что из литейных алюминиевых сплавов лучшим сочетанием твердости и ударной вязкости обладают сплавы системы Al—Mg. Применяемые в настоящее время известные сплавы системы Al— Mg: Ал27, Ал27-1, Ал8, Ал8м, узаконенные ГОСТами, не обладают необходимом уровнем ударной вязкости — одной из наиболее решающих характеристик сплава, работающего под высокой нагрузкой. В целях получения сплава, системы Al—Mg, наиболее стойкого в условиях ударных нагрузок, необходимо было установить оптимальное содержание в его составе магния и легированных элементов, которые, образуя с алюминием новые мелкодисперсные фазы, противостоят развитию пластической деформации. Необходимо было выбрать соответствующий режим термической обработки с целью получения требуемой твердости и ударной вязкости и оценить противоснарядную стойкость и живучесть разработанного сплава при обстреле. Наряду с этим нужно было добиться равномерности структуры и свойств по сечению отливки для получения высоких технологических свойств сплава. Для определения оптимального количества магния, позволяющего достигнуть наиболее высокой ударной вязкости, было опробовано введение магния в широких (от 3 до 12%) пределах. В качестве легирующих добавок были выбраны Ti, Zr, В, Mo каждый в количестве от 0,05 до 0,15% при постоянном содержании магния. Выяснялось влияние на свойства сплава как комплексного, так и раздельного (каждым из них) легирования указанными элементами. Исследовались сплавы системы Al—Mg (алюминий марки АВ000 и магний марки Мг-0); Zr, Ti, В, Mo вводились в виде соответствующих двойных лигатур на алюминиевой основе, а также их солей (молибден в таком виде не вводился). Плавка велась в высокочастотной индукционной печи. Каждая плавка подвергалась химическому анализу. Каждый опыт варьировался тремя плавками. Была принята следующая методика плавки: алюминий расплавлялся в печи, нагревался до 780°С, затем вводилась Al—Mg лигатура; после тщательного перемешивания поверхность расплава покрывали смесью фтортитината, фторцирконата, фторбората из расчета получения в сплаве по 0,05—0,5% Zr, В, Ti. После прекращения взаимодействия расплава с солями сплав выдерживали в течение 8—10 мин при температуре 750°С; поверхность расплава покрывали смесью карналлитового флюса в количестве 2/3 и фтористого кальция 1/3 веса плавки и под слой флюса вводили расчетное количество магния. После расплавления магния и тщательного перемешивания производили рафинирование гексахлорэтаном в количестве 0,6% веса шихты. Для увеличения продолжительности взаимодействия гексахлорэтана с расплавом операция рафинирования осуществлялась в три приема, для чего навеска гексахлорэтана делилась на три равные части. После введения в расплав последней порции гексахлорэтана сплав выдерживался в течение 10 мин. Заливка в форму производилась при температуре 700°С. Из каждой плавки отливалась плита размером 400×280×100 мм для специспытаний, по две «шестиножки» (заготовки ударных и разрывных образцов), а также «паровозик» для исследования макроструктуры. Из «шее- тиножек» изготавливались разрывные (типа Гагаринских) и ударные (типа Менаже) образцы. Разрывные образцы с целью замера σв, σs, δ, φ испытывались на машине ИМ4Р с усилием 4 Т. Ударную вязкость и твердость по Бринеллю определяли на ударных образцах. Так как отливка из алюминиевого сплава системы Al—Mg является крупногабаритной с переменным сечением, термическая обработка ее по стандартному режиму (нагрев под закалку 435±5° — 20 час, закалка в воде — 80—100° C) может привести к возникновению закалочных напряжений. Был опробован ступенчатый режим термообработки, предложенный МАТИ, а также режим термообработки с нагревом до 435±5° при выдержке 20 час, с последующим снижением температуры до 400°С в течение 30 мин, с дальнейшим охлаждением в воде 80—100° C. Предполагалось, что при таком режиме термообработки закалочные напряжения и вероятность разрушения отливки будут меньше. Для более полной информации об особенностях структурного и фазового состава разрабатываемого сплава и о связи его структуры со свойствами методы исследования комбинировали: определяли макро- и микроструктуру, удельное электросопротивление, изменение параметра решетки α -твердого раствора Mg в Al. На рис. 1 показано изменение твердости и ударной вязкости, а также прочности и удлинения сплавов системы Al—Mg в зависимости от содержания магния. Низкие свойства отливок из такого сплава объясняются тем, что в структуре литого сплава присутствует эвтектика. Неравновесная эвтектика окружает зерна первичного твердого раствора, образуя хрупкие прослойки. Сплавы алюминия с магнием (до 7%) после термической обработки мало упрочняются. В процессе гомогенизации при температуре 435±5° С в течение длительного времени β -фаза переходит в α-твердый раствор и закалкой фиксируется состояние пересыщенного твердого раствора магния в алюминии.
Рис. 1. Изменение
механических свойств сплава системы Al—Mg
в зависимости от содержания магния
Анализируя приведенные данные, следует отметить, что твердость с увеличением содержания магния повышается. Наиболее высокая ударная вязкость (αк = 6,8 кГм/см2) соответствует 8,3—9,4% Mg, механические свойства соответствуют микроструктуре. Содержание магния в сплаве свыше 9„5%1 приводит к увеличению [3-фазы, которая обеспечивает упрочнение сплава, с одной стороны, и существенное падение ударной вязкости — с другой. Упрочнение сплавов этой системы объясняется увеличением искажений кристаллической решетки с повышением содержания магния в твердом растворе [1]. С целью дальнейшего повышения твердости и ударной вязкости производилось легирование сплава, содержащего 9% магния, 0,05—0,5% титана, циркония, бора, молибдена раздельным и совместным введением. Добавки Ti, Zr (особенно), В, Mo в количестве до 0,1% повышают твердость и ударную вязкость сплава Al+ 9% Mg. Содержание титана, циркония, бора, молибдена свыше 0,15% приводит к образованию грубых первичных выделений TiAl3, BAl2, ZrAl3, Mo Al5, принимающих форму игл, пластин и резко снижающих ударную вязкость. Особенно резкое падение ударной вязкости наблюдается при введении более 0,1% Mo. Титан, цирконий, бор вводились в сплав Al + 9% Mg не только в виде лигатур, но и солей K2TiF6, K2ZrF6, KBF4 из расчета получения в сплаве 0,05—0,5% Ti, Zr, В соответственно. Оптимальная температура введения, как показали опыты, 780—800°С при выдержке соли на поверхности в течение 8—40 мин и тщательном перемешивании. Лигатуры добавлялись по стандартной методике. Повышение механических свойств сплава Al + 9% Mg введением титана, циркония, бора, молибдена обусловлено не только уменьшением степени окисления сплава в процессе плавки, литья и термической обработки, а также газовой пористости и измельчением зерна, но и тем, что наличие этих элементов в твердом растворе сплава дает возможность применить более интенсивный режим термической обработки. Положительное влияние легирующих добавок титана, циркония, бериллия, молибдена на свойства алюминиевомагниевых сплавав было отмечено Н. Н. Белоусовым [2, 3], М. Ф. Hикитиной [4]. Однако, как показано авторами, рекомендованные содержания (0,15—0,2%) модифицирующих добавок вызывают в производственных условиях образование грубых интерме- таллидов, которые, несмотря на запас прочностных и пластических свойств сплава, приводят к преждевременному разрушению изделий. Особенно резко охрупчивают сплав интерметаллиды MoAl5, которые скопляются по границам зерен. На основании многочисленных экспериментов по выявлению влияния добавок Ti, Zr, В, Mo на механические свойства и структуру сплава Al — 9%j Mg было предложено комплексное его легирование добавками Ti, Zr, В, Mo в количествах, не превышающих 0,05—0,08% соответственно, позволяющее получить наибольшую прочность при сохранении высоких значений пластичности и ударной вязкости. Более сильное упрочняющее воздействие комплексного легирования и наибольший эффект измельчения объясняются, по-видимому, тем, что в этом случае растворимость каждой из вводимых добавок уменьшается, перитектические точки на диаграммах Al—Zr, Al—Mo, Al—Ti сдвигаются влево, в сторону меньших концентраций Zr, Mo, Ti. Это приводит к тому, что количество интерметаллидов ZrAl3, MoAl3, TiAl3, образующихся в предкристаллизационный период, резко возрастает, но невысокое содержание добавок в сплаве не позволяет этим интерметаллидам вырасти до значительных размеров. Мелкие интерметаллиды могут служить дополнительными центрами кристаллизации, что должно привести к сильному измельчанию зерна и упрочнению сплава.
Рис. 2. Изменение напряжения разрушения σ, кГ/мм2 (а); средней деформации ε, % (б); времени до разрушения т, мин (в) литейного Al—Mg сплава в зависимости от способа введения добавок
Так как в настоящее время разработан
способ введения легирующих добавок из солей, были проведены сравнительные
исследования влияния введения Ti и Zr из солей и лигатур с помощью установки ИМАШ5С, которые
показали увеличение напряжения разрушения, времени от начала зарождения
трещин до полного разрушения, а также равномерности деформации в случае введения
добавок из солей (рис. 2, а, б, в).
Образующиеся в этом случае интерметаллиды располагаются по границам зерен и внутри зерен в виде мелких точечных включений. Кроме того, достигается не только модифицирование, но и дегазация расплава. В настоящее время для сплавов Ал8 и Ал27-1, согласно ГОСТ 2685—62, принят следующий режим термической обработки: нагрев под закалку при 435±5° С в течение 20 час и закалка в воде, нагретой до 80—100°C. В связи с тем, что полость броневой отливки, заполняемая
алюминиевым сплавом, имеет переменные толщины (от 50 до
В данной работе отливки из сплава Ал8б подвергались различным режимам термообработки. В табл. 1 приведены показатели механических свойств сплава Ал8б в зависимости от вида термообработки. Механические свойства отливок, обработанных по режимам, указанным в табл. 1, находятся на уровне свойств отливок, обработанных по стандартному способу. Пластические свойства, особенно ударная вязкость, более высоки при обработке по предложенному режиму. Так как механические свойства отливок, обработанных по различным режимам, находятся приблизительно на одном уровне, с целью уменьшения закалочных напряжений принят режим термообработки 435±5°С с медленным охлаждением до 400°С с печью, а затем закалки в кипящей воде. Была проведена оценка служебных свойств Ал8б в сравнении с
другими исследованными сплавами. В лабораторных условиях подвергались обстрелу
с целью испытания на противоснарядную стойкость и живучесть гомогенные плиты из сплава Ал8б и комбинированные системы сталь—алюминиевый
сплав — сталь бронебойными снарядами Ø
Рис. 3. Плиты из литейного алюминиевого сплава Ал8б после испытаний (а — лицевая Сторона; б — тыльная сторона); то же деформируемого сплава АМг6 (в—лицевая сторона; г — тыльная сторона)
Оценка противокумулятивной стойкости комбинированной брони сталь—алюминиевый сплав—сталь была проведена подрывом изделия 3H13. Результаты обстрела гомогенных плит и комбинированной брони из разработанного сплава бронебойными и подкалиберными снарядами приведены в табл. 2.
Таблица 1
Изменение
механических свойств сплавов Ai—Mg
в зависимости от
режима термообработки
Таблица 2
Результаты
обстрела плит и комбинированных систем
Анализируя данные, приведенные в табл. 2,
и учитывая характер повреждений на плитах после обстрела по нормали снарядом Ø
Оценивая характер повреждений плит из сплава Ал8б, можно заключить, что они аналогичны наблюдаемым при испытании деформируемого сплава марки АМгб (рис. 3,а, б, в, г). Живучесть исследуемого сплава вполне удовлетворительная. Проведенные испытания комбинированных систем
сталь—Ал8б—сталь и сталь—сплав АМг6 — сталь обстрелом подкалиберными снарядами Ø
Таким образом, сплав Ал8б обладает живучестью и противоснарядной стойкостью на уровне деформируемого сплава АМгб, т. е. вполне удовлетворительны ми. Живучесть сплава Ал8б при обстреле кумулятивными и бронебойными снарядами удовлетворительна.
ЛИТЕРАТУРА
|
|
|||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
|
|