Юдаев Дмитрий Петрович

Транскрипт

1 ФГБОУ ВПО «Самарский государственный технический университет» ОАО «РКЦ «Прогресс» На правах рукописи Юдаев Дмитрий Петрович ВЛИЯНИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ И ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ ВОЗДЕЙСТВИЙ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ 1151 И 1545К И ВОЗМОЖНОСТЬ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ИЗ НИХ КОНСТРУКЦИЙ ПЕРСПЕКТИВНЫХ РАКЕТ - НОСИТЕЛЕЙ Материаловедение (машиностроение) Диссертация на соискание ученой степени кандидата технических наук Научный руководитель доктор технических наук, профессор Муратов Владимир Сергеевич Самара 2014

2 2 СОДЕРЖАНИЕ Введение 5 1 Обзор применения алюминиевых сплавов в ракетно - космической 9 технике отечественного и зарубежного производства 1.1 Современные алюминиевые сплавы, используемые в ракетнокосмической 9 технике 1.2 Основные тенденции создания новых конструкционных 25 алюминиевых сплавов с улучшенным комплексом свойств 1.3 Анализ требований, предъявляемых к алюминиевым сплавам для 31 конструкций перспективных ракет-носителей Выбор марки алюминиевого сплава для герметичных криогенных 33 баков ракеты-носителя Выбор марки алюминиевого сплава для изготовления 36 негерметичных отсеков ракеты-носителя 2. Материалы и методы испытаний Исследуемые материалы Определение механических свойств листов при нормальной 41 температуре 2.3 Определение механических свойств листов при повышенных 41 температурах 2.4 Определение механических свойств сварных соединений 43 при нормальной и повышенной температуре 2.5 Измерение микротвѐрдости по сечению сварных швов Измерение удельной электрической проводимости Определение коррозионных свойств полуфабрикатов Ускоренные климатические испытания 45

3 2.7.2 Испытание листов из сплава 1151 на склонность к 48 межкристаллитной коррозии 2.8 Металлографических исследования структуры полуфабрикатов из 49 алюминиевых сплавов и их сварных соединений 3 Трансформация структуры и свойств сплавов 1151 и 1545К при 50 технологических и эксплуатационных нагревах 3.1 Режимы технологических нагревов деталей и сборок из 50 алюминиевых сплавов 3.2 Изменение механических, физических и эксплуатационных 53 характеристик листов из сплава 1151 после технологических нагревов Результаты исследования механических свойств листов из сплава Микроструктура листов из сплава 1151 в исходном состоянии и 57 после технологических нагревов Влияние технологических нагревов на склонность листов сплава к межкристаллитной коррозии Влияние технологических нагревов на удельное электрическое 66 сопротивление сплава Определение характеристик жаропрочности полуфабрикатов из 70 сплава Определение стандартных механических характеристик 70 полуфабрикатов из сплава 1151 при повышенных температурах Определение секундной прочности и секундной ползучести 74 полуфабрикатов сплава Влияние нагревов на механические характеристики листов из сплава К Влияние длительных низкотемпературных нагревов при 80 химическом фрезеровании Выбор режима межоперационного отжига при глубокой вытяжке 82 3

4 4 Формирование структуры и свойств сварных соединений из 88 полуфабрикатов сплавов 1151 и 1545К 4.1 Получение сварных соединений листов сплавов 1151 и 1545К 88 методом непрерывной аргонодуговой сварки Определение экспериментальных режимов непрерывной сварки Механические свойства сварных соединений Анализ структуры сварных соединений Получение сварных соединений из листовых полуфабрикатов 100 сплавов 1151 и 1545К методом контактной точечной сваркой Определение экспериментальных режимов точечной 101 электросварки Оценка геометрических параметров и механических характеристик 103 сварных точечных соединений Металлографические и рентгенографические исследования 111 структуры точечных сварных соединений из сплавов 1151 и 1545К 5 Промышленная апробация и внедрение результатов работы Разработка и испытание опытной конструкции из полуфабрикатов сплава 1151 с применением технологии непрерывной аргонодуговой и контактной точечной электросварки 5.2 Разработка и испытание опытной герметичной конструкции из полуфабрикатов сплава 1545К 5.3 Результаты ускоренных климатических испытаний полуфабрикатов из сплавов 1151 и 1545К 5.4 Ожидаемый годовой экономический эффект от применения сплавов 1545К и 1151 в конструкции блока II ступени перспективной ракеты - носителя повышенной грузоподъѐмности Заключение Список литературы диссертационного исследования Приложения

5 5 ВВЕДЕНИЕ Актуальность работы. Возрастающие требования, предъявляемые к прочностным, технологическим и эксплуатационным свойствам алюминиевых деформируемых сплавов, применяющихся в ракетно-космической технике, обусловлены увеличением нагрузок, расширением интервалов рабочих температур на элементах конструкции перспективных ракет-носителей, использованием новых видов топлива, а также стремлением применять в производстве более технологичные сплавы с возможностью применения обработки давлением, сварки и т.д. Для замены традиционно применяемых алюминиевых деформируемых сплавов со свойствами, не удовлетворяющими современным требованиям при разработке новых образцов ракетно-космической техники (РКТ), необходимо применять более совершенные конструкционные алюминиевые сплавы с повышенными механическими, эксплуатационными и технологическими свойствами. Разработкой алюминиевых сплавов, изучением их структуры и свойств, созданием технологии изготовления полуфабрикатов и технологических процессов изготовления конструкций из алюминиевых сплавов, изучением влияния факторов технологических процессов на структуру и свойства полуфабрикатов из алюминиевых сплавов занимались отечественные и зарубежные учѐные А. Вильм, В.А. Андерсон, А. Келли, Ю.Г. Музалевский, К. Андерко, П.И. Сидорин, И.Н. Фридляндер, В.И. Добаткин, В.А. Ливанов, Ю.А. Филатов, Ю.А. Багарятский, Н.И. Колобнев, Б.А. Колачев, В.И. Добаткин, Н.К. Харди, Н.И. Марин, И.И. Новиков, В.В. Захаров, В.А. Ливанов, В.В. Телешов, В.И. Елагин, А.А. Бочвар, Ф.И. Квасов и др. Для оценки возможности применения перспективных алюминиевых сплавов в конструкциях разрабатываемых ракет-носителей на начальных стадиях проектных работ необходимо выбрать алюминиевые сплавы с необходимым комплексом технологических, физико-механических и эксплуатационных свойств

6 6 исходя из условий работы конструкции, проанализировать технологические процессы, использующиеся при изготовлении деталей, провести отработку основных операций с определением оптимальных режимов обработки, обеспечивающих получение деталей с оптимальной структурой и свойствами, изготовить и испытать экспериментальные конструкции, имитирующие реальные условия работы материала в изделии. В нормативно-технической документации предприятия-изготовителя ракетно-космической техники, а также в отраслевых и государственных стандартах информация о свойствах и особенностях применения новых алюминиевых деформируемых сплавов на начальных этапах внедрения данных сплавов в производство или полностью отсутствует или приводится в ограниченном объеме, не позволяющем определить пригодность материала для использования в перспективных конструкциях и оценки эффективности замены традиционных сплавов. Эта информация постоянно пополняется в результате проведения научно - исследовательских и опытно-конструкторских работ по отработке новых сплавов в условиях реального производства на предприятиях отрасли. В процессе отработки новых алюминиевых сплавов определяется качество исходного материала в полуфабрикатах, дефектность структуры и механические свойства. Затем опробываются основные технологические операции получения деталей и соединений из полуфабрикатов нового сплава, влияние факторов технологических процессов на структуру и свойства нового алюминиевого сплава, оценивается коррозионная стойкость сплава в условиях производства, хранения и эксплуатации изделий. Для оценки технологичности и работоспособности новых материалов проектируются, изготавливаются и испытываются экспериментальные конструкции. Экспериментальные конструкции изготавливаются с применением основных технологических операций, затем они испытываются с приближением к реальным условиям эксплуатации материала в составе изделия.

7 7 Цель работы установление закономерностей влияния технологических и эксплуатационных воздействий на структуру и свойства перспективных алюминиевых деформируемых сплавов 1151 и 1545К и определение возможности применения полуфабрикатов из этих сплавов для изготовления сварных герметичных и негерметичных конструкций перспективной ракеты-носителя с повышенной грузоподъѐмностью. Для достижения поставленной цели решались следующие задачи: 1. Анализ условий работы алюминиевых сплавов в конструкциях перспективных ракет носителей и формирование требований к прочностным, технологическим и эксплуатационным характеристикам применяемых материалов; 2. Анализ влияния факторов технологических процессов на структуру и свойства алюминиевых сплавов и проведение испытаний для оценки изменения структуры и свойств новых алюминиевых сплавов в ходе изготовления деталей и сборок; 3. Экспериментальная отработка основных технологических процессов изготовления деталей и сборок из новых алюминиевых сплавов с определением оптимальных параметров для получения структуры сплава, обеспечивающей высокие механические и эксплуатационные свойства конструкций; 4. Проектирование, изготовление и испытание экспериментальных конструкций из новых алюминиевых сплавов для оценки их работоспособности в конструкциях ракеты носителя; 5. Разработка нормативных документов инструкций по изготовлению деталей и сборок из новых алюминиевых сплавов. Научная новизна: 1. Изучено влияние технологических нагревов на структуру и свойства листов из сплавов 1151 и 1545К. Установлены оптимальные диапазоны температур технологических нагревов полуфабрикатов из данных сплавов.

8 8 2. Для термически упрочняемого сплава 1151 построена диаграмма старения, позволяющая прогнозировать изменение структуры и свойств полуфабрикатов в зависимости от температуры и выдержки при старении. 3. Изучены закономерности формирования структуры и свойств сварных соединений листовых полуфабрикатов из сплавов 1151 и 1545К, при выполнении непрерывной сваркой в среде защитных газов. 4. Установлены особенности структуры и свойств сварных точечных соединений листовых полуфабрикатов из сплавов 1151 и 1545К при различных температурах. 5. Изучено изменение коррозионных свойств листовых полуфабрикатов из сплавов 1151 и 1545К при варьировании режимов технологических и эксплуатационных воздействий. Практическая значимость работы: 1. Обоснована необходимость применения алюминиевых сплавов с улучшенным комплексом свойств для изготовления герметичных и негерметичных конструкций перспективной ракеты-носителя с повышенной грузоподъѐмностью. 2. Определены оптимальные параметры основных технологических процессов производства деталей и сборочных единиц из перспективных сплавов 1151 и 1545К с учѐтом влияния на свойства сплавов повышенных температур. 3. При разработке, изготовлении и испытаниях экспериментальных конструкций подтверждена возможность изготовления деталей и сборочных единиц изделий ракетно-космической техники из полуфабрикатов сплавов 1151 и 1545К в изделиях РКТ по штатным технологиям, проведена оценка технологичности и работоспособности новых материалов. 4. Разработаны универсальные инструкции по изготовлению деталей и сборок ракетно-космической техники из полуфабрикатов сплавов 1151 и 1545К.

9 9 1 ОБЗОР ПРИМЕНЕНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ В РАКЕТНО - КОСМИЧЕСКОЙ ТЕХНИКЕ ОТЕЧЕСТВЕННОГО И ЗАРУБЕЖНОГО ПРОИЗВОДСТВА 1.1 Современные алюминиевые сплавы, используемые в ракетнокосмической технике Алюминиевые сплавы - основные материалы во многих силовых и ответственных конструкциях, работающих в самых разнообразных условиях: при повышенных температурах и в криогенной технике, при постоянных и переменных нагрузках, в различных климатических условиях. Славы на основе алюминия широко применяются в современной технике, особенно в тех случаях, когда важно снизить массу конструкции за счѐт применения материала с высокой удельной прочностью. Поэтому основными потребителями алюминиевых сплавов являются такие отрасли как авиастроение и космическая промышленность. По оценкам ведущих отечественных и зарубежных специалистов алюминиевые сплавы остаются на сегодняшнее время основным конструкционным материалом для изделий авиационной и ракетно-космической техники [1-5]. В конструкциях современной российской и зарубежной ракетно-космической техники алюминий применяется в виде технического алюминия и различных алюминиевых сплавов, которые можно разделить на три основные группы: - деформируемые сплавы, предназначенные для получения полуфабрикатов, а также поковок и штамповок путем прокатки, прессования, ковки и штамповки; - литейные сплавы, предназначенные для фасонного литья; - сплавы, получаемые методом порошковой металлургии. В ходе деформации при нормальной или повышенной температурах, заготовки из деформируемых алюминиевых сплавов сравнительно легко

10 10 принимают форму детали или полуфабриката, что является наиболее важным свойством этой группы алюминиевых сплавов. Деформируемые алюминиевые сплавов применяются для изготавливается большой номенклатуры полуфабрикатов: катаных - плит, листов, труб; прессованных профилей и прутков; кованых поковок и штамповок. Листовые полуфабрикаты из деформируемых алюминиевых сплавов являются основным конструкционным материалом для изготовления конструкций современных ракет-носителей (РН) и космических аппаратов (КА)[6]. В нашей стране и за рубежом создано большое количество марок алюминиевых деформируемых сплавов, различающихся химическим составом, структурой и свойствами. Основные системы легирования алюминиевых сплавов и упрочняющие фазы приведены в таблице 1.1. Система Таблица Развитие систем легирования алюминиевых сплавов Упрочняющая фаза (по данным [7-9]) Год открытия упрочняющего эффекта Марка сплава Al-Cu, Al-Cu-Mg CuAl 2, Al 2 CuMg Al-Mg-Si Mg 2 Si АД31, АД33 Al-Mg-Si-Cu Mg 2 Si, W фаза (Al 2 CuMgSi) 1922 АК6, AK8 Al-Zn-Mg MgZn 2, Т-фаза (Al 2 Mg 2 Zn 3 ) B92, 1915, 1925 Al-Zn-Mg-Cu MgZn 2, Т-фаза (Al 2 Mg 2 Zn 3 ), S фаза (Al 2 CuMg) Д1, Д16, Д18, АК4-1, Д B95, Al-Cu-Mn CuAl 2, Al 12 Mg 2 Cu 1938 Д20, 1201 Al-Mg твѐрдорастворное упрочнение, Al 3 Mg 1946 АМг3, АМг5, АМг6 Al-Cu-Li Т-фаза (Al 7,5 Cu 4 Li) 1956 ВАД23 Al-Li-Mg Al 2 LiMg ,1460 Al-Mg-Sc-Zr Al 3 Sc, Al 3 (Sc 1-x Zr x ) , 1545К, 1570 В таблице 1.2 приведены марки отечественных деформируемых сплавов, а также их аналоги по национальным стандартам США, широко применяющиеся для изготовления ракетно-космической техники.

11 11 п/п Таблица Химический состав некоторых отечественных алюминиевых деформируемых сплавов и их Страна Марка Стандарт зарубежных аналогов (по данным [10]) Химический состав, % (по массе) Cu Mg Mn Fe Si Zn Ti Cr Прочие 1 Россия АМц(1400) ГОСТ4784 0,10 0,20 1,0-1,6 0,70 0,60 0,10 0, США 3003 ANSIH35.2 0,05-0,25-1,0-1,5 0,70 0,60 0, ,30-0,02- Ве 0,0002- Россия АМг5(1550) ГОСТ4784 0,10 4,8-5,5 0,50 0,50 0,20-0,80 0,10 0,005 ANSI 0,05-0,05- США ,10 4,5-5,6 0,40 0,30 0, H35.2 0,20 0,20 3 Россия АМг6(1560) ГОСТ4784 0,10 5,8-6,8 0,50-0,02- Ве 0,0002-0,40 0,40 0,2-0,80 0,10 0, ,30- Россия Д16(1160) ГОСТ4784 3,8-4,9 1,2-1,8 0,50 0,50 0,30 0,10 - Ni 0,10 0,90 0,30- США 2024 ANSIH35.2 3,8-4,9 1,2-1,8 0,50 0,50 0,25 0,15 0,10-0,90 Россия АД31(1310) ГОСТ4784 0,10 0,40-0,90 0,10 0,50 0,30-0,70 0,20 0, ANSI США 6063 H35.2 0,10 0,45-0,90 0,10 0,35 0,20-0,60 0,10 0,10 0,10 - Россия АК8(1380) ГОСТ4784 3,9-4,8 0,40-0,80 0,40-1,0 0,70 0,60-1,2 0,30 0,10 - Ni 0,10 6 ANSI США 2014 H35.2 3,9-5,0 0,20-0,80 0,40-1,2 0,70 0,50-1,2 0,25 0,15 0,10-7 Россия В95(1950) ГОСТ4784 1,4-2,0 1,8-2,8 США 7075 ANSI H35.2 0,20-0,60 0,50 0,50 1,2-2,0 2,1-2,9 0,30 0,50 0,40 5,0-7,0 5,1-6,1 0,05 0,20 0,10-0,25 0,18-0,28 Ni 0,10 -

12 12 Одной отечественной марке алюминиевых сплавов может соответствовать несколько марок зарубежных сплавов, чаще всего марок США. Некоторые отечественные сплавы не имеют зарубежных аналогов, например сплав АМг6. Американская система маркировки алюминиевых сплавов и их состояний принята в качестве международной. Как правило, химический состав отечественных и зарубежных сплавов, предназначенных для применения в однотипных конструкциях, практически совпадает [10]. Из литературы известно, что деформируемые термически неупрочняемые алюминий - магниевые сплавы в соответствии с международной системой маркировки, обозначаемые как 5052, 5086, 5456, применялись в американских ракетах-носителях среднего класса «Сатурн- 1В», «Титан», «Тор» для изготовления стенок и днищ баков с компонентами топлива[11]. Из термически упрочняемых алюминиевых сплавов систем алюминий - медь и алюминий медь - кремний по международной классификации марок 2219 и 2014 изготавливались конструкции баков американской ракеты - носителя тяжелого класса «Сатурн V»[12,13]. Термически упрочняемые алюминиевые сплавы марок 2024 и 7075 по международной классификации широко применяются для изготовления негерметичных отсеков зарубежных ракет-носителей [11-13]. В последнее время в отечественной и зарубежной ракетно-космической технике всѐ шире используются алюминий - литиевые сплавы[14-18]. Алюминий - литиевые сплавы марок 2050, 2195, 2198 по международной классификации планировались к использованию для изготовления блоков новейших американских ракет-носителей «Арес 1» и «Фалькон 9»[19,20]. Сравнительные механические свойства полуфабрикатов из отечественных и зарубежных алюминиевых деформируемых сплавов приведены в таблице 1.3.

13 п/п 1 13 Таблица 1.3- Механические свойства полуфабрикатов из отечественных и зарубежных алюминиевых деформируемых сплавов (по данным [10]) Страна Марка сплава Полуфабрикат Состояние Стандарт Временное сопротивление разрыву Механические свойства Предел текучести Относительное удлинение МПа % Россия АМц(1400) Лист толщиной М ГОСТ США мм 0 ASTM B Россия АМг5(1550) Лист толщиной М ГОСТ США АА мм 0 ASTM B Лист толщиной 3 Россия АМг6(1560) М ГОСТ мм Россия Д16(1160) Т ГОСТ Профиль США AA2024 Т42 ASTM B Россия АД31(1310) Т1 ГОСТ Профиль США AA6063 Т6 ASTM B Россия АК8(1380) Штамповка Т1 ОСТ США АА2014 (вдоль волокна) Т6 ASTM B Россия В95(1950) Т1 ГОСТ Профиль США AA7075 Т6 ASTM B

14 14 Большое влияние на технологические и эксплуатационные свойства алюминиевых деформируемых сплавов оказывают постоянно присутствующие примеси железа, кремния и водорода[6-8]. С уменьшением содержания железа и кремния в структуре алюминиевых деформируемых сплавов уменьшается количество грубых первичных интерметаллидов, при этом повышаются характеристики пластичности и вязкости разрушения. Ограничение по содержанию в сплавах водорода гарантирует получение более качественных сварных соединений. Поэтому для изделий ответственного назначения, в том числе и для конструкций авиационной и ракетно-космической техники, разработаны алюминиевые сплавы с жесткими ограничениями по содержанию примесей, обладающие высокими пределами прочности при циклических нагрузках и возможностью получения качественных сварных соединений [11]. Получение необходимых механических, технологических и коррозионных свойств полуфабрикатов из алюминиевых деформируемых сплавов достигается с помощью различных методов: упрочнением пластической деформацией - нагартовкой, термической обработки, термомеханической обработкой [21-25]. На металлургических предприятиях слитки из деформируемых алюминиевых сплавов подвергают горячей и холодной обработке давлением - прессованию, прокатке, ковке, штамповке и т.д. Твердый раствор легирующих элементов в алюминии является основной структурной составляющей в деформируемых сплавах, что обеспечивает хорошую пластичность этих сплавов на всех этапах изготовления полуфабрикатов [26]. Упрочнение деформацией - нагартовка, повышающее прочностные свойства алюминиевых деформируемых сплавов, применяется особенно широко для термически неупрочняемых сплавов. Нагартовка используется для полуфабрикатов простой формы - листы, плиты.

15 15 В изделиях ракетно-космической техники, как в России, так и за рубежом, применяют в основном алюминиевые деформируемые сплавы двух типов: свариваемые аргонодуговой сваркой термически не упрочняемые сплавы системы Al-Mg и термически упрочняемые сплавы с повышенной прочностью, не свариваемые аргонодуговой сваркой, относящиеся к системам Al-Cu-Mg и Al-Zn-Mg-Cu [27-29]. В первой группе сплавов, предназначенных для изготовления сварных герметичных конструкций, можно выделить широко применяющиеся отечественные сплавы АМг5 и АМг6 - магналии, относящиеся к системе легирования Al-Mg (рис. 1.1). Рис Равновесная диаграмма состояния Al-Mg (по данным [30]). Магналии содержат добавки марганца и иногда - титана. Марганец способствует повышению прочностных свойств полуфабрикатов, а титан используется в качестве модификатора литой структуры слитков и металла в

16 16 сварных швах, уменьшая тем самым склонность сплавов к кристаллизационным трещинам при литье и непрерывной аргонодуговой электросварке. В химическом составе сплава АМг6 присутствует бериллий, назначение которого - предохранить алюминиевый расплав от интенсивного окисления во время плавки и литья, в процессе сварки полуфабрикатов, при горячей обработке давлением. Необходимо отметить, что исследование деформируемых неупрочняемых сплавов систем Al-Mg и Al-Mn за рубежом начались в 20-х годах прошлого столетия [31-33]. В более поздних работах зарубежных авторов [34-40] приведены результаты исследований структуры и свойств полуфабрикатов из неупрочняемых алюминиевых сплавов, влиянию технологии изготовления на структуру и свойства полуфабрикатов, коррозионной стойкости в различных средах, прочностных свойств при повышенных и пониженных температурах, влиянию примесей на механические и технологические свойства. Начало применения магналий в отечественной ракетной технике относится к середине прошлого столетия. Основные результаты по разработке, исследованию свойств и производству полуфабрикатов из алюминий - магниевых сплавов отражены в работах отечественных авторов [7, 8, 9, 21, 22, 26, 41, 42]. Промышленные сплавы системы Al-Mg в соответствии с равновесной диаграммой состояния (рис. 1.1) представляют собой (Al)-твердый раствор магния в алюминии с частицами β(al 3 Mg 2 )-фазы. Кроме того в сплавах могут присутствовать фазы, содержащие марганец и кремний [22, 40]. Из сплавов АМг5 и АМг6 изготавливаются все виды деформированных полуфабрикатов, прежде всего катаные плиты, листы, ленты, а также прессованные панели, профили, прутки, трубы и кованые - поковки, штамповки [42]. Полуфабрикаты из магналий выпускаются в термически необработанном состоянии и после отжига, а некоторые виды

17 17 полуфабрикатов изготавливаются холодной обработкой давлением (в нагартованном состоянии). Нагартовка повышает прочностные характеристики, особенно предел текучести, но снижает пластичность. Листы из магналий в отожженном состоянии хорошо штампуются, повышение содержания магния ухудшает свойства при холодной обработке давлением. Нагартованные полуфабрикаты имеют низкую технологичность при получении деталей методами холодной штамповки. Механические характеристики листовых полуфабрикатов из сплавов АМг5 и АМг6 в различных состояниях при нормальной температуре представлены в таблице 1.4. Таблица 1.4 -Механические характеристики листов из сплавов системы Al - Mg (по данным [22]) Сплав АМг5 АМг6 Состояние листов Толщина ζ в ζ 0,2 листов, мм МПа δ, % 0,5-0, Отожжѐнное 0,6-4, ,5-10, Отожжѐнное 0,5-0, ,6-10, Нагартованное 0,8-10, Полуфабрикаты из сплава АМг6 работоспособны в диапазоне температур от минус 196 до 150 о С при средних величинах механических нагрузок. Важно отметить, что в структуре полуфабрикатов из отожженного сплава АМг6 по данным работы [43] при неоднократных охлаждениях до температур ниже минус 196 о С наблюдается расслоение, делающее их непригодным для применения в условиях жидкого водорода с температурой

18 18 до минус 253 о С. В нагартованном АМг6 расслоения наблюдаются уже при температурах жидкого кислорода. В производстве полуфабрикаты из сплава АМг5 и АМг6 подвергаются только отжигу для снятия нагартовки и перевода их в мягкое отожженное состояние. Исследование структуры и свойств алюминий магниевых сплавов при термической обработке проводилось в работах авторов [7,8,9,11,44,45]. Отжиг как холоднодеформированных, так и горячедеформированных полуфабрикатов из сплава АМг6 повышает их сопротивление расслаивающей коррозии и коррозии под напряжением. Сплавы с более низким содержанием магния обладают высокой устойчивостью против любых видов коррозии как в отожженном, так и в нагартованном состоянии. Вопросы коррозионной стойкости и защиты от коррозии алюминий - магниевых сплавов рассмотрены в работах [46-50]. Сплав АМг6 обладает хорошей свариваемостью всеми видами сварки, поэтому полуфабрикаты из этого сплава часто используют для изготовления сварных герметичных конструкций. При сварке нагартованных полуфабрикатов из сплава АМг6 в зоне термического влияния сварного соединения механические свойства соответствуют свойствам сплава в отожженном состоянии. В работах [51-53] рассмотрены особенности сварки термически неупрочняемых сплавов, механические свойства, структура и дефекты сварных соединений, выполненных непрерывной аргонодуговой и точечной контактной электросваркой. Предел прочности материала в зоне сварного шва при аргонодуговой электросварке листов из термически неупрочняемых сплавов АМг5 и АМг6 приближается к прочности основного металла. Технология сварки магналий хорошо отработана и позволяет получить качественные сварные соединения с минимальным количеством дефектов.

19 19 Свойства сварных соединений листов из сплавов АМг5 и АМг6 приведены в таблице 1.5. Таблица Характеристики сварных соединений листов толщиной 2 мм для сплавов АМг5 и АМг6(по данным [51]) Марка сплава Прочность сварного шва, ζ св. ш, МПа Коэффициент ослабления сварного шва ζ св. ш /ζ в Коэффициент трещинообразов ания К тр, % Угол загиба, град АМг , АМг , Несмотря на хорошую технологичность термически неупрочняемых алюминиевых сплавов их применение в конструкциях ракетно-космической техники ограничивается невысокой прочностью и жаропрочностью. Для изготовления сборно-клѐпанных негерметичных отсеков ракетносителей, широко применяются термически упрочняемые алюминиевые сплавы систем легирования Al-Cu и Al-Cu-Mg - дуралюмины. Первый термически упрочняемый алюминиевый сплав на базе системы Al-Cu был описан в работе немецкого исследователя А. Вильма [61]. В х годах прошлого века в нашей стране, а также в Германии и США проводились интенсивные исследования, направленные на повышение содержания в сплавах основных легирующих меди и магния, для получения сплавов с более высокими механическими свойствами, упрочняемые закалкой и старением [62-66]. Результатом этих работ стало создание отечественных конструкционных алюминиевых сплавов группы дуралюминов марок Д1, Д16, Д18 и их зарубежных аналогов сплавов марок 2017, 2024, 2117.

20 20 Основные результаты по исследованию процессов литья, обработки давлением и термической обработки сплава Д16 изложены в работах [67-70]. Диаграммы состояния сплавов системы Al-Cu-Mg, приведѐнные на рисунках дают представление о фазовом составе промышленных дуралюминов. Рис Вертикальный разрез диаграммы состояния системы Al-Cu-Mg при постоянном содержании меди 5% (по данным [71]). Рис Изотермическое сечение системы Al-Cu-Mg при 400 о С. (по данным [72]).

21 21 Рис Политермическое сечение системы Al-Cu-Mg с расположением промышленных деформируемых сплавов (по данным [73]). Для получения высоких механических характеристик дуралюмины подвергают термической обработке закалке и старению. В результате быстрого охлаждения при закалке структура сплава Д16 состоит в основном из пересыщенного твердого раствора легирующих элементов в алюминии и выделений нерастворимых избыточных фаз. В закалѐнном состоянии листы из сплава Д16 обладают низкой прочностью и высокой пластичность. Основные результаты исследований фазовых превращений при распаде пересыщенных твѐрдых растворов, термодинамики, кинетики, механизма превращения в алюминиевых сплавах подробно изложены в работах [71-78]. В процессе старения алюминиевого сплава выделяют две основные стадии - зонное и фазовое старение [8, 9]. При зонной стадии старения в структуре матричного твердого раствора образуются наноразмерные области, обогащѐнные легирующими элементами - так называемые зоны Гинье - Престона. Кристаллическая решетка зон Гинье - Престона полностью когерентна с решеткой матрицы. В работах [18,79,80] приведены результаты исследований процессов образования и морфологии зон Гинье - Престона (ГП) в сплавах системы Al-Cu.

22 22 Структурные изменения, происходящие при распаде пересыщенного твѐрдого раствора в системе Al-Cu-Mg, изучались в работах[81-83]. В работе [84] установлено, что старение сплавов в системе Al-Cu-Mg начинается с образования наноразмерных выделений, названных зонами Гинье - Престона - Багаряцкого (ГПБ). Порядок расположения атомов в ГПБ подобен порядку расположения атомов в стабильной S(Al 2 CuMg)-фазе с сильными упругими искажениями на границе зона-матрица. Кристаллическая решетка ГПБ полностью сопряжена с решеткой матрицы [9, 42]. В ходе закалки и старения при комнатной температуре (зонное старение) в дуралюминах наряду с образованием зон ГП и ГПБ образуется некоторое количество метастабильных фаз Q и S. Согласно данным [9] характер взаимосвязи между изменениями структуры и комплекса свойств сплава при старении в широком интервале температур и выдержек лучше всего отражает диаграмма старения сплава. Построение диаграммы старения сплава необходимо для выбора режимов, обеспечивающих определенные стадии старения, а также для оценки влияния на свойства сплава технологических и эксплуатационных нагревов. На рисунке 1.5 приведена диаграмма старения сплава Д16. Рис Диаграмма старения сплава Д16 (по данным [85]).

23 23 Состояние с преимущественным зонным старением (область I на рисунке 1.5) характеризуется высокой прочностью, пластичностью, повышенной стойкостью к межкристаллитной коррозии и коррозии под напряжением. При этом предел текучести существенно ниже предела прочности (отношение ζ 0,2 /ζ в = 0,5-0,7), также наблюдается снижение электропроводности сплава [7-9, 40, 42]. Механические и физические свойства листов из сплава Д16 на различных стадиях старения приведены в таблице 1.6. Таблица Механических и физические свойств листов из сплава Д16 на различных стадиях старения (по данным [7, 9, 22]) Режим старения В свежезакаленном состоянии Естественное старение 60 сут Искусственное старение при 190 о С 12 часов Искусственное старение при 210 о С 12 часов Стадия старения ζ в ζ 0,2 МПа ζ 0,2 / ζ в δ, % 1/ρ, Мом/м Преимущественно зонное Преимущественно фазовое , , ,8 6 21,8 Коагуляционное ,7 9 23,8 На стадии фазового старения (область II на рисунке 1.5) происходит зарождение и рост частиц метастабильных и стабильных фаз, частично или полностью некогеррентных с решеткой матрицы. Зарождение частиц фаз может происходить как на зонах, так и независимо от них. По данным [9], в сплаве Д16 зарождение частиц некогеррентных фаз происходит не на зонах, а на дефектах кристаллической структуры в зерне и границах зерен. Переход от зонного старения к фазовому сопровождается повышением предела прочности и особенно предела текучести (отношение ζ 0,2 /ζ в = 0,8 -

24 24 0,95). Пластичность сплава снижается, увеличивается склонность материала к межкристаллитной коррозии и коррозии под напряжением, электропроводность повышается [9]. Увеличение температуры и времени выдержки при старении приводит к коагуляции частиц метастабильных фаз, появлению и росту в структуре сплава частиц стабильных фаз S(Al 2 CuMg) и Q(CuAl 2 ) - стадия коагуляционного старения (область III на рисунке 1.5). При этом предел прочности практически не изменяется, происходит значительное уменьшение величины предела текучести, повышается относительное удлинение и электропроводность сплава, снижается коррозионная стойкость. Так как на разных стадиях старения полуфабрикаты из сплава Д16 имеют различную структуру и свойства, состояние материала выбирается в зависимости от требований к конструкциям. Для деталей, работающих при температурах до 80 С рекомендуется применять листы из сплава Д16 в состоянии закалка + естественное старение (преобладающее зонное старение)[7, 22]. Для деталей, длительно работающих при температурах до 150 С, необходимо применять полуфабрикаты в искусственно состаренном состоянии (преобладающее фазовое старение). При этом необходимо отметить, что сплав Д16 в искусственно состаренном состоянии имеет пониженную пластичность, что сильно ограничивает его применение в этом состоянии [40, 42, 85]. В ракетно - космической технике листовые полуфабрикаты из сплава Д16 применяются в основном для изготовления сборно-клѐпанных негерметичных силовых конструкций. Листы из сплава Д16 удовлетворительно свариваются контактной точечной и роликовой электросваркой. Материаловедческие и технологические особенности сварки дуралюминов типа Д16 подробно рассмотрены в работах [51-53]. Получение

25 25 качественных сварных соединений полуфабрикатов из сплава Д16 газовой и аргонодуговой электросваркой затруднено, т.к. они имеют большое количество дефектов и, соответственно, низкие механические свойства. Полуфабрикаты из дуралюминов во всех состояниях имеют пониженную коррозионную стойкость, поэтому в конструкции изделий применяются с защитой гальваническими и лакокрасочными покрытиями. Рассмотренные выше алюминиевые деформируемые сплавы, массово применяющиеся в конструкции эксплуатирующихся в настоящее время ракет-носителей типа «Союз», постепенно перестают удовлетворять требованиям по комплексу механических и эксплуатационных характеристик, предъявляемым к алюминиевым деформируемым сплавам, предназначенным для использования в конструкциях новейших образцов ракетно - космической техники. В связи с этим становятся актуальными вопросы, связанные с улучшением свойств существующих алюминиевых деформируемых сплавов и разработкой сплавов новых групп и систем легирования, обладающих повышенными механическими и эксплуатационными характеристиками. 1.2 Основные тенденции создания новых конструкционных алюминиевых сплавов с улучшенным комплексом свойств Развитие ракетно-космической отрасли в России с начала 30-х годов XX века и продолжающееся в настоящее время заставляет непрерывно совершенствовать технологии получения и применения конструкционных алюминиевых деформируемых сплавов. При создании современных ракет-носителей гражданского назначения на передний план выходит конкуренция на рынке средств выведения [86, 87]. Современные мировые тенденции определяют конкурентоспособность создаваемых средств выведения следующими основными факторами: минимизация соотношения «сухой» вес - полезная нагрузка», снижение

26 26 затрат на подготовку производства, изготовление и испытание РН, обеспечение возможность применения криогенного экологичного и высокоэнергетичного топлива - жидкого водорода или сжиженного природного газа [88, 89]. В связи с этим появляются требования по расширению диапазона рабочих температур, улучшению прочностных, эксплуатационных и технологических характеристик алюминиевых сплавов. В качестве легирующих элементов, обеспечивающих необходимый комплекс свойств, в алюминиевых сплавах, использовавшихся в авиации и ракетной технике до середины прошлого столетия, применялись медь, магний, марганец, цинк и кремний. Во второй половине двадцатого века в качестве легирующих элементов начали применять литий и серебро [90]. Как известно, в алюминиевых сплавах присутствуют три основных механизма упрочнения: твердорастворное упрочнение, дисперсионное упрочнение и структурное упрочнение. При этом больший вклад в упрочнение термически упрочняемых сплавов вносит процесс дисперсионного упрочнения, термически неупрочняемых сплавов - твердорастворное и структурное упрочнение [7-10, 22]. Структурное упрочнение (прессэффект) связано с сохранением нерекристаллизованной структурой после пластической деформации и термообработки. По данным, приведѐнным в работах [7, 22], структурное упрочнение наблюдается как в полуфабрикатах термически упрочняемых деформируемых алюминиевых сплавов, так и в полуфабрикатах алюминиевых сплавов, не упрочняющихся термической обработкой. Уровень развития современных промышленных конструкционных алюминиевых сплавов определил большой объѐм исследований в области дисперсионного упрочнения интерметаллидными фазами, выполненный на протяжении всего двадцатого века [90]. Элементы, применяющиеся для легирования алюминиевых сплавов, как правило, имеют достаточно большую растворимость в твердом алюминии

27 27 при температурах, близких к температуре плавления и резко снижающуюся с понижением температуры. В результате при охлаждении сплавов с этими компонентами из твердого раствора выделяются избыточные интерметаллидные фазы, при нагреве избыточные фазы растворяются. Это фазовое превращение является единственным в твердых алюминиевых сплавах и позволяет влиять на структуру и свойства алюминиевых сплавов посредством термической обработки, состоящей из закалки и старения. Промышленные термически упрочняемые сплавы, разработанные на основе систем А1-Сu-Mg, А1-Сu-Mn, A1-Mg-Si, Al-Zn-Mg и др., имеют достаточно высокие механические свойства после упрочняющей термической обработки - закалки и старения, когда матрицей сплава является твердый раствор, упрочненный дисперсными частицами интерметаллидных фаз, выделившихся из твердого раствора при старении. Отличие алюминиевых термически упрочняемых сплавов друг от друга определяется составом, кристаллической структурой и свойствами дисперсных частиц интерметаллидов, выделяющихся из пересыщенного твердого раствора, от которых зависит эффект упрочнения. Главным свойством этих частиц является очень высокая по сравнению с матрицей твердость [7-9, 12, 39, 40]. Вторичные дисперсные выделения интерметаллидных фаз определили высокий уровень прочностных характеристик, достигнутый для алюминиевых сплавов и определивший возможность их применения для ответственных конструкций, в том числе и в ракетостроении. Интерметаллидные фазы стали основными упрочняющими фазами в алюминиевых сплавах потому, что в связи с их высокой переменной растворимостью в твердом алюминии найден простой и эффективный способ их диспергирования закалкой и последующим старением. Упрочняющий эффект от интерметаллидных фаз зависит от многих факторов: объемной

28 28 доли фазы, степени ее диспергирования, когерентности метастабильных и равновесных выделений с матрицей и собственной твердости. Дальнейшие исследования в области совершенствования алюминиевых деформируемых сплавов, легированных компонентами, имеющими высокую растворимость в твердом алюминии, продолжаются и в настоящее время [92-97]. Необходимо отметить, что при проведении таких работ трудно ожидать радикального улучшения свойств алюминиевых деформируемых сплавов, так как возможности легирования и подбора режимов термической обработки в значительной степени исчерпаны. При этом возможно создание сплавов с улучшенным, по сравнению с базовым вариантом, комплексом свойств, для целевого применения в конструкциях определѐнного типа. Известно, что в сплавах системы Al-Cu-Mg избыточное содержание меди по сравнению с содержанием магния приводит к образованию θ(cual 2 )- фазы. При этом снижается жаропрочность, свариваемость и коррозионная стойкость сплава [98]. В то же время увеличение содержания магния (абсолютного и относительно содержания меди) способствует образованию в структуре дуралюминов преимущественно S(Al 2 CuMg)-фазы, что повышает жаропрочность, свариваемость, коррозионную стойкость и технологичность сплавов [98-101]. Для сплава Д16 по данным работы [22] массовое соотношение содержания меди и магния должно быть приблизительно равно 2,61:1. При таком соотношение сплав имеет максимальную прочность, и в структуре сплава будет образовываться S(Al 2 CuMg)-фазой, которая более эффективно упрочняет сплав, чем Θ(СuAl 2 )-фаза. По-видимому, преобладание в структуре сплава S - фазы влияет на свариваемость сплава различными методами, коррозионную стойкость и прочность при повышенных температурах.

29 29 Автор работы [98] считает оптимальным соотношение по массе содержание меди и магния в дуралюмине, равное 2,75. Соотношение содержания меди и магния в основных сплавах группы дуралюминов приведены в таблице 1.7. Таблица 1.7. Соотношение содержания меди и магния в сплавах системы Al-Cu-Mg Марка сплава В65 Д1 Д16 Д Соотношение Cu:Mg 19 7,2 2,9 2,0 2,75 Перспективный алюминиевый деформируемый сплав 1151 относится к системе Al-Cu-Mg. Оптимизированное соотношение содержания меди и магния, а также дополнительное легирование переходными металлами, придает сплаву 1151 повышенную коррозионную стойкость, жаропрочность, возможность получения качественных сварных соединений [98-101]. Полуфабрикаты из сплава 1151 превосходят полуфабрикаты из традиционного сплава Д16 по жаропрочности, свариваемости и технологичности в производстве [99-101]. По результатам работ [ ] установлено, что алюминиевый сплав 1151 является перспективным материалом для изготовления хвостовых и межбаковых сборно-клепанных и сварных негерметичных отсеков новых ракет-носителей, так как имеет диапазон рабочих температур от минус 253 о C до плюс 200 о C (кратковременно до 400 о C). Сплавы системы Al-Cu-Mg имеют пониженную коррозионную стойкость, поэтому используются с защитными анодно-окисными и лакокрасочными покрытиями. Сплав 1151 отличается от сплава Д16 оптимизированным соотношением содержания меди и магния, а также дополнительным легированием переходными металлами, что повышает жаропрочность и

30 30 коррозионную стойкость сплава 1151 после воздействия повышенных температур [107]. Современные исследователи считают, что наиболее перспективным путем дальнейшего повышения прочности, коррозионной стойкости и многих других эксплуатационных и технологических характеристик алюминиевых сплавов является легирование их металлами, которые малорастворимы, или практически не растворимы в твердом алюминии, но образуют с алюминием различные интерметаллидные соединения. К таким металлам, прежде всего, относятся переходные и многие редкоземельные металлы [90, 91]. Твердость интерметаллидных фаз, образующихся в сплавах алюминия с малорастворимыми или нерастворимыми в твердом алюминии переходными металлами, как правило, выше твердости основных упрочняющих фаз в промышленных сплавах[110]. Изыскание способов легирования алюминиевых сплавов малорастворимыми в твердом алюминии и практически нерастворимыми переходными и редкоземельными металлами, обеспечивающими получение в сплавах дисперсных выделений алюминидов переходных и редкоземельных металлов, таких как скандий и цирконий, открыло новые перспективы создания алюминиевых сплавов с кардинально улучшенными свойствами. Возможность и условия образования пересыщенных твердых растворов скандия и циркония в алюминии при кристаллизации, условия и кинетика распада этих твердых растворов, структурные изменения при распаде твердых растворов и их влияние на свойства сплавов рассмотрены в работах [ ]. В результате проведѐнных исследований, было сделано общее заключение, что полезное влияние добавок скандия и циркония на свойства алюминиевых сплавов связано с дисперсными частицами интерметаллидов, которые выделяются при кристаллизации и последующих этапов изготовления полуфабрикатов и сильно влияют на их свойства [ ].

31 31 Легирование алюминий - магниевых сплавов скандием и цирконием позволяет существенно повысить прочностные свойства сплавов. Механизмы влияния скандия и циркония на структуру алюминиевых сплавов достаточно подробно изложены в работах [ ]. Скандий измельчает зерно в слитках алюминиевых сплавов. Частицы первичных интерметаллидов Al 3 Sc и Al 3 (Sc 1-x Zr x ), выделяющиеся при кристаллизации, оказывают сильное модифицирующее действие и способствуют образованию недендритной структуры слитка после литья. В полуфабрикатах скандий и цирконий выделяются в виде мелкодисперсных вторичных интерметаллидов, имеющих кристаллическую структуру по типу и параметрам близкую к решетке алюминия. Эти выделения затрудняют рекристаллизацию структуры полуфабрикатов после деформации, способствуют измельчению субзѐренной структуры нерекристаллизованной матрицы, а также оказывают непосредственное дисперсионное упрочнение. Такая структура позволяет значительно повысить механические свойства полуфабрикатов при сохранении технологичности сплавов в производстве. Сплавы 1545К и 01570, относящиеся к системе Al-Mg-Sc-Zr, являются перспективными для использования в ракетно-космической технике. Результаты по исследованию свойств полуфабрикатов из сплавов и 1545К, их сварных соединений и возможности изготовления конструкций ракетно-космической техники приведены в работах [ ]. 1.3 Анализ требований, предъявляемых к алюминиевым сплавам для конструкций перспективных ракет-носителей В настоящее время наиболее массовым средством выведения и единственной пилотируемой ракетой носителем (РН) в мире является отечественная ракета - носитель «Союз». На базе этого носителя создано семейство ракет-носителей среднего и лѐгкого класса. Конструктивно-

32 32 технологические и материаловедческие решения, применѐнные на данной ракете-носителе, реализованы практически на всех современных средствах выведения. Тактико-технические характеристики ракет на базе РН «Союз» постепенно перестают удовлетворять современным требованиям, поэтому проводится разработка перспективных ракет - носителей с повышенной грузоподъѐмностью. Общий вид ракеты-носителя с повышенной грузоподъѐмностью приведѐн на рисунке 2.1 Рисунок 1.6 Общий вид перспективной ракеты-носителя с повышенной грузоподъѐмностью Ракета-носитель состоит из отдельных блоков первой, второй и третьей ступеней. Основными конструктивными элементами каждого блоков являются герметичные несущие баки компонентов топлива окислителя и горючего, и негерметичные - верхний, межбаковый, переходный и хвостовой отсеки. Схематичное изображение конструкции одного из блоков ракеты - носителя представлено на рисунке 1.7.

33 33 Рисунок 1.7 Схема центрального блока перспективной ракеты-носителя Условия работы алюминиевых сплавов в составе герметичных и негерметичных отсеков ракеты-носителя кардинально отличаются, поэтому выбор марок сплавов для их изготовления осуществляется исходя из уровня и характера механических нагрузок, температурных условий работы, влияния компонентов топлива на структуру и свойства конструкционного материала, а также из технологических особенностей изготовления конструкции отсека Выбор марки алюминиевого сплава для герметичных криогенных баков ракеты-носителя Бак ракеты-носителя представляет собой несущую емкость, выполненную из листов и профилей алюминиевого деформируемого сплава. Он состоит из обечайки бака и двух днищ - верхнего и нижнего. Днища бака получают методом обтяжки на прессе из листов. Элементы обечаек и днища бака с помощью аргонодуговой электросварки соединяют в единую конструкцию. Согласно [6] к алюминиевым сплавам для изготовления герметичных криогенных баков ракет-носителей предъявляются следующие основные требования: 1. Повышенные прочностные свойства, при cохранении достаточной пластичности;

34 34 2. Хорошая свариваемость полуфабрикатов всеми видами сварки, коэффициент разупрочнения сварного шва должен быть не менее 0,8; 3. Удовлетворительная коррозионная стойкость полуфабрикатов в атмосферных условиях и в спецсредах; 4. Сохранение прочностных свойств и характеристик трещиностойкости при криогенных температурах; 5. Возможность ремонта конструкций на всех стадиях производства без проведения дополнительной термической обработки. Для изготовления элементов герметичных баков компонента топлива жидкий кислород с рабочей температурой минус 196 о С современных ракетносителей чаще всего применяют термически неупрочняемый деформируемый алюминиевый сплав АМг6 системы Al-Mg. В конструкции ракеты-носителя «Энергия» для баков с компонентом топлива жидкий водород с рабочей температурой до минус 253 о С (жидкий водород) был применѐн термически упрочняемый криогенный сплав 1201 системы Al-Cu. Применение термически упрочняемых алюминиевых сплавов, таких как сплав 1201, для изготовления герметичных баковых конструкций затруднено из-за низкой технологичности этих сплавов при сварочных и формообразующих операциях, невозможности ремонта изготовленных сборок. Кроме того, применение термически упрочняемых сплавов требует значительных энергозатрат на термическую обработку при изготовлении изделий. Листовые полуфабрикаты из традиционно используемого сплава АМг6 имеют высокое отношение прочности сварного шва к прочности основного металла (0,9-0,95), повышенную коррозионную стойкость в атмосферных условиях и в контакте с компонентами топлива, в отожжѐнном состоянии не имеют склонности к межкристаллитной коррозии, диапазон рабочих температур составляет от минус 196 о C до плюс 100 о C. Нужно отметить, что сплавы типа АМг6 не удовлетворяют требованиям по уровню физико-механических, технологических и эксплуатационных

35 35 характеристик, необходимых для изготовления и надежной работы конструкций современных ракет-носителей с повышенными тактикотехническими характеристиками. Перспективные изделия требуют применения материалов с более высокими механическими характеристиками, работоспособные при температурах жидкого водорода. С целью обеспечения требуемых характеристик на базе традиционных сплавов АМг5 и АМг6 разработаны сплавы, легированные скандием и цирконием. Одним из них является сплав марки 1545К. Алюминиевый термически неупрочняемый сплав 1545К системы Al-Mg-Sc-Zr имеет расширенный диапазон рабочих температур, обладает более высокими механическими характеристиками по сравнению со сплавом АМг6, поэтому рекомендуется для изготовления герметичных баковых конструкций перспективных ракет-носителей. Высокие механические, технологические и эксплуатационные характеристики полуфабрикатов и сварных соединений из сплава 1545К обеспечиваются совместным легированием переходными металлами - скандием и цирконием. Добавки скандия, марганца, хрома и циркония приводят к формированию в деформированных полуфабрикатах развитой субзѐренной структуры, появлению эффектов дисперсионного упрочнения - за счѐт выделения дисперсных частиц алюминидов и структурного упрочнения, связанного с сохранением нерекристаллизованной структуры. Материал для изготовления герметичных баковых конструкций должен обладать хорошей свариваемостью, обеспечивая получение качественных сварных соединений, выполненных непрерывной аргонодуговой электросваркой. По данным работ [ ]сплав 1545К хорошо сваривается всеми видами сварки, прочность и качество сварных соединений значительно превосходят характеристики сварных соединений из широко используемого сплава АМг6.

36 36 Исходя из вышеперечисленного, для изготовления сварных герметичных баков перспективной ракеты - носителя с температурой криогенного компонента до минус 253 С могут использоваться полуфабрикаты из алюминиевого сплава с улучшенными характеристиками марки 1545К Выбор марки алюминиевого сплава для изготовления негерметичных отсеков ракеты-носителя Хвостовой отсек предназначен для установки маршевого двигателя, защиты двигателя, арматуры пневмогидравлической системы, приборов и других монтажей, размещѐнных в хвостовой зоне блока от внешних воздействий. Корпус хвостового отсека состоит из верхней части хвостового отсека, силового кольца и нижней части хвостового отсека. Конструкция верхней и нижней частей корпуса хвостового отсека представляет собой тонкостенную цилиндрическую оболочку, подкреплѐнную продольным и поперечным наборами. Стрингеры бульбоуголкового сечения расположены внутри отсеков. Поперечный набор состоит из верхнего и нижнего торцевых шпангоутов и промежуточных шпангоутов. В зоне нижнего пояса связей расположено силовое кольцо. Силовое кольцо состоит из наружного, внутреннего поясов и двух стенок. На силовом кольце выполнены посадочные места для установки маршевого двигателя. Снаружи хвостового отсека выполнены кронштейны под узлы нижнего пояса связей, посадочные места РС и ЭРС, желоба пневмогидравлической системы и бортовой кабельной сети и аэродинамические обтекатели этих устройств. Для монтажа и обслуживания, расположенных в хвостовом отсеке элементов конструкции и систем, предусмотрены монтажные люки. Люки закрываются съѐмными крышками. В зоне нижнего торцевого шпангоута предусмотрены элементы, обеспечивающие соединение хвостового отсека с донной защитой и

37 37 посадочные места под элементы силовой связи ракеты-носителя со стартовостыковочным блоком. Алюминиевый сплав для изготовления негерметичных отсеков ракетносителей должен обладать следующими основными свойствами: 1. Высокие прочностные свойства и повышенный модуль упругости для обеспечения жѐсткости конструкции; 2. Сохранение достаточных механических характеристик при воздействии повышенных температур; 3. Возможность использования в конструкции отсека сварных соединений. Элементы конструкции хвостового отсека испытывают значительные механические нагрузки, как статические, так и динамические. Кроме того тепловое воздействие от выхлопов работающих двигателей ракеты-носителя приводит к нагреву оболочки и силового набора хвостового отсека до температур о С. Поэтому для изготовления хвостовых отсеков ракетносителей типа «Союз» применялись листы и профили из алюминиевого деформируемого сплава Д16 в состоянии закалка и естественное старение. Алюминиевые деформируемые термически упрочняемые сплавы типа Д16 - дуралюмины используются в силовых негерметичных, как правило, сборно-клѐпаных конструкциях. После закалки и старения сплавы имеют высокие механические характеристики. Основные недостатки сплава Д16 - низкая коррозионная стойкость, плохая свариваемость, рекомендуется применять при температурах не выше 150 о С. На второй ступени вновь разрабатываемой перспективной ракетыносителя с повышенной грузоподъѐмностью предполагается использовать более мощный двигатель с компонентами топлива кислород и водород. При установке таких двигателей рабочие температуры элементов конструкции хвостового отсека повышаются до о С.

38 38 На рисунке 1.8 приведено расчѐтное распределение температур на наружной поверхности по длине хвостового отсека перспективной ракетыносителя на 120 секунде полѐта с момента старта. Рисунок 1.8. Расчѐтное распределение температур по длине хвостового отсека на наружной поверхности блока второй ступени перспективной ракеты-носителя Согласно представленному распределению температур наружные поверхности хвостового отсека в полете могут нагреваться до температур порядка 250 о С, поэтому полуфабрикаты из сплава Д16 не удовлетворяет данным требованиям по верхнему пределу диапазона рабочих температур. Исходя из данных, изложенных в работах [99-109] для несущих конструкций ракетно - космической техники, испытывающих кратковременные эксплуатационные нагревы до температур порядка 250 рекомендуется применять полуфабрикаты из алюминиевого деформируемого сплав с повышенными характеристиками жаропрочности марки 1151, относящегося к системе легирования Al-Cu-Mg. о С

39 39 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ 2.1 Исследуемые материалы Для проведения исследований использовались листовые полуфабрикаты из перспективных алюминиевых сплавов 1151 и 1545К производства ОАО «Ступинская металлургическая компания» и широко используемых алюминиевых сплавов Д16 и АМг6 производства ЗАО «Алкоа СМЗ». Химический состав материала листов из сплавов 1151, 1545К, АМг6 и Д16 приведѐн в таблицах 2.1 и 2.2. Таблица Химический состав сплавов Д16 и АМг6 [126] Марка сплава Массовая доля элементов, % Al Mg Mn Cr Ti Cu Zn Fe Si Ti+Zr Прочие элементы Каждый Сумма Д16 Осн. 1,2-1,8 0,3-0,9 0,1 0,15 3,8-4,9 0,25 0,5 0,5 0,2 0,05 0,15 АМг6 Осн. 5,8-6, ,8-0,02-0,10 0,1 0,2 0,4 0,4 0,0002-0,005Be 0,05 0,10 Марка сплава Таблица Химический состав листов из сплавов 1151 (сертификат качества 0981 от г.) и 1545К [127] Массовая доля элементов, % Al Mg Mn Sc Zr Be Ti Cu Zn Cr Fe + Si Прочие примеси сумма 1151 Осн. 2,0 0, ,002 0,09 5,5 0,01 0,01 0,20 0, К Осн. 4,1-4,9 0,19-0,35 0,17-0,27 0,05-0,12 0,0002-0,005 0,01-0,04 0,1 0,1 0, ,06-0,25 0,1

40 40 Толщина, состояние поставки и соответствующие им механические характеристики всех использованных листовых полуфабрикатов, указаны в таблицах 2.3 и 2.4. Листы из сплавов 1151 и Д16 поставлялись с технологической плакировкой. Для листа 1151 толщина плакировки соответствовала требованиям [128], для листа Д16 требованиям [129]. Таблица 2.3 Механические свойства листов из сплавов Д16 и АМг6 [129] Марка сплава Толщина листа, мм Д16 3 Состояние поставки Закалка + естественное старение Предел прочности ζ в, МПа Предел текучести ζ 0,2, МПа Относительн ое удлинение δ, % АМг6 4,5 Отожжѐнное Нагартованное Таблица 2.4 Механические свойства листов из сплавов 1151 (сертификат качества 0981 от г.) и 1545К [127] Марка сплава Толщина листа, мм Состояние поставки Закалка + естественное старение (Т) Предел прочности ζ в, МПа Предел текучести ζ 0,2, МПа Относительн ое удлинение δ, % ,3 1545К 4,5 Отожжѐнное Нагартованное

41 Определение механических свойств листов при нормальной температуре Механические характеристики - предел прочности в, предел текучести 0,2 и относительное удлинение δ листовых полуфабрикатов из алюминиевых сплавов 1151 и 1545К определялись по стандартным методам, приведѐнным в [130]. Из листов в поперечном направлении вырезались плоские образцы с головками тип I в соответствии с [130]. Для определения каждого параметра изготавливались не менее пяти образцов. Испытания на растяжение проводились на универсальной разрывной машине типа УЭМ-5А. 2.3 Определение механических свойств листов при повышенных температурах Определение механических характеристик листов из сплава 1151 при повышенных температурах проводилось двумя способами: - по методике, изложенной в [131] (определение в, 0,2,, δ в диапазоне температур от 125 о С до 400 о С); - при условиях определенных исходя из специфики работы материала в конструкции хвостового отсека перспективной ракеты-носителя с определением нестандартных характеристик - секундной прочности η и секундной ползучести 0,2/300". Стандартные испытания образцов по [131] проводилось на машине «Schenk Trebel» с датчиком деформации А-25110, при комнатной и повышенных температурах. Стандартные испытания на растяжение при повышенных температурах листов из сплава 1151 проводились на базе ОАО «Композит». Определение секундной прочности и ползучести листовых

42 42 полуфабрикатов из сплава 1151 проводилось на исследовательской базе ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ. При оценке, секундной прочности задавались следующие условия испытания: - температура испытаний 20, 125, 175, 225, 250, 275, 325, 375 С; - скорости нагрева до заданной температуры 2,5 ± 0,2 С/с; - выдержка образца при температуре с.; - длительность разрушения образца - 5 с. При оценке секундной ползучести ( 0,2/300" ) необходимо было определить для вышеперечисленных температур напряжения, которое приводит к остаточной деформации 0,2% за время с. Испытания на секундную прочность проводились на сервогидравлической машине МТ8-810 (производство США) с максимальной нагрузкой 5 тонн. Управление обеспечивается компьютерным комплексом с контроллером. Нагрев до заданной температуры с заданной скоростью осуществлялся в печи лучевого нагрева, поскольку стандартные муфельные печи не могут обеспечить высокую скорость нагрева. Температура образца замерялась по термопаре, закрепленной в центральной части образца. Термопара крепилась к образцу асбестовым шнуром. Точность замера температуры ± 1 С. Термопара предварительно тарировалась на положительные температуры с помощью термометра с погрешностью не более 1 С. Замер образцов проводился с погрешностью не более 0,1 мм по ширине и 0,01 мм по толщине. В процессе испытания фиксировалась максимальная нагрузка разрушения, что позволяло оценить предел прочности при заданной температуре. Предел текучести и модуль упругости оценивался по диаграмме «напряжение - деформация». Время нагрева образцов до температуры испытаний приведено в таблице 2.5.

43 Таблица Время нагрева образцов до температуры испытаний 43 Температура испытаний, о С Время нагрева, с В процессе испытания на секундную ползучесть фиксировалось деформация образца при постоянной нагрузке и температуре. Остаточная деформация или деформация ползучести определялась как разница между деформацией на 1-й секунде выхода нагрузки на постоянный режим и 500-й секунде нагружения. 2.4 Определение механических свойств сварных соединений при нормальной и повышенной температуре Механические свойства сварных стыковых соединений листов из сплавов 1151 и 1545К, полученных непрерывной аргонодуговой электросваркой, при нормальной температуре определялись по стандартной методике, изложенной в [132]. При этом использовались образцы XV типа. Для определения прочностных характеристик сварных точечных соединений из листов сплавов 1151 и 1545К изготавливались плоские образцы (см. рис.4) следующих видов: образец технологической пробы, образец для испытаний на срез и образец для испытаний на отрыв.

44 44 а) б) в) Рис Образцы для определения характеристик сварных точечных соединений: а- образец технологической пробы, б образец для испытаний на срез, в образец для испытаний на отрыв. Образцы сваривались на трехфазной машине МТВ 8002ВП электродами марки Мц5Б. Для проверки стабильности на номинальном режиме выполнена сварка свыше 200 точек на образцах техпробы с последующим их разрушением и металлографическими исследованиями. Были изготовлены образцы для механических испытаний на срез и отрыв точек. 2.5 Измерение микротвѐрдости по сечению сварных швов Для определения микротвѐрдости в зоне сварного шва и околошовной зоне из сварных соединений листовых полуфабрикатов сплавов 1545К и 1151 вырезались образцы и изготавливались макрошлифы в соответствии с требованиями стандарта [133]. Испытания проводились на микротвердомере Micromet 6010 фирмы Buehler LTD (США)

45 2.6 Измерение удельной электрической проводимости 45 Измерения проводились в соответствии с требованиями стандарта [134]. Для измерения удельной электрической проводимости материала листов сплава 1151 из заготовок вырезались образцы в виде пластинок размерами мм, по три пластинки на каждое состояние материала. Величина удельного электрического сопротивления определялась контактным вихретоковым методом с помощью прибора ВЭ-27НЦ/5, при этом измерялась средняя удельная электропроводность каждого образца по трем точкам. Основная погрешность прибора ВЭ-27НЦ/5 составляет не более 3 %. 2.7 Определение коррозионных свойств листов Ускоренные климатические испытания В процессе производства, хранения и эксплуатации изделий ракетно - космической техники конструкционные алюминиевые сплавы подвергаются воздействию коррозионно-активной окружающей среды. Для оценки коррозионных свойств листовых полуфабрикатов из сплавов 1151 и 1545К в различных условиях внешней среды и при контактах с другими материалами и покрытиями проводятся ускоренные климатические испытания. Ускоренные климатические испытания (УКИ) проводились по режимам, представленным в таблице 2.6. Режимы испытаний имитируют транспортировку составных частей ракеты-носителя и нахождения их в полевых условиях в атмосфере умеренно-холодного климата в течении 1 года, а также хранение изделия в отапливаемом помещении в течении 12 лет.

46 режима 46 Режимы проведения ускоренных климатических испытаний Температура воздуха, о С Относительная влажность, % Таблица 2.6 Продолжительность выдержки Имитация температурно-влажностного воздействия воздуха на материалы при нахождении в полевых условиях в течение 1 года суток не нормируется 2 часа суток часа 20 циклов часа Имитация температурно-влажностного воздействия воздуха на материалы при хранении в отапливаемом помещении в течение 1 года не нормируется 7 суток часа 3 суток Для проведения испытаний использовались: 1. Образцы-пластины размерами 50х50х3мм, вырезанные из листов сплава 1151: - анодированные по режиму для сплава Д16, приведѐнному в отраслевом стандарте; - образцы без покрытия. 2. Образцы-пластины размерами 50х50х3 мм, вырезанные из листов сплава 1545К: - анодированные по режиму для сплава АМг6, приведѐнному в отраслевом стандарте; - образцы без покрытия. 3. Образцы контактных сочетаний, соответствующие требованиям стандарта [135], представлены в таблице 2.7. Для защиты алюминиевых сплавов использовались анодно-окисные покрытия, нанесенные по соответствующим режимам для каждого сплава. Для защиты стали

47 47 применялось кадмирование. Образец для ускоренных климатических испытаний с соединением болт-гайка приведен на рисунке 2.2. Рис.2.2. Образец для ускоренных климатических испытаний с соединением болт-гайка: 1,2 - пластины из контактирующих сплавов, 3 - шайбы из оргстекла. Для сравнения испытывались аналогичные образцы из листов сплавов АМг6 в отожжѐнном состоянии и Д16 в закалѐнном и естественно состаренном состоянии. Испытания проводились в камере тепла и влаги и камере холода. Состояние поверхности алюминиевого сплава и анодно-окисного покрытия после испытаний оценивали по методике, приведенной в отраслевых стандартах. Для сравнительной оценки внешнего вида анодно-окисного покрытия и металлических материалов использовали контрольные образцы, находящиеся на период испытаний в эксикаторе с силикагелем. Таблица 2.7 Перечень контактных сочетаний конструкционных материалов Контактные пары п/п Марка материала, покрытие, вид соединения 1 Сплав 1151(1545К) Ан.Окс.нв + сталь 20 Кд.6-9нхр Соединение болт-гайка М6 ст.45кд.6-9нхр 2 Сплав 1151(1545К) Ан.Окс.нв + сталь 30ХГСА Кд.6-9нхр Соединение болт-гайка М6 ст.45кд.6-9нхр Количество образцов 9 9

48 48 3 Сплав 1151(1545К) Ан.Окс.нв + ал. спл. АК6 Ан.Окс.нв Соединение болт-гайка М6 ст.45кд.6-9нхр 4 Сплав Д16(АМг6) Ан.Окс.нв + сталь 20 Кд.6-9нхр Соединение болт-гайка М6 ст.45кд.6-9нхр 5 Сплав Д16(АМг6) Ан.Окс.нв + сталь 30ХГСА Кд.6-9нхр Соединение болт-гайка М6 ст.45кд.6-9нхр 6 Сплав Д16(АМг6) Ан.Окс.нв + сплав АК6 Ан.Окс.нв Соединение болт-гайка М6 сталь 45Кд.6-9нхр 7 Клѐпанное соединение - сплав 1151(1545К) Ан.Окс.нв + сплав Д16 Ан.Окс.нв (заклепки из сплава В65 с покрытием Ан.Окс.нхр) Испытание листов из сплава 1151 на склонность к межкристаллитной коррозии Для оценки склонности к межкристаллитной коррозии листовых полуфабрикатов из алюминиевого деформируемого сплава 1151 проводились испытания, по методике, изложенной в [136]. Испытания образцов из сплава 1151 на склонность к межкристаллитной коррозии проводились в растворе, содержащем: 3%-ный раствор хлористого натрия плюс 1%-ный раствор соляной кислоты (30 г/л хлористого натрия плюс 10 мл/л соляной кислоты плотностью 1,19 г/см 3 ), температура раствора о С, продолжительностью 24 ч. Плакирующий слой с обеих сторон листа удаляли травлением в 5-10 %-ном водном растворе NaOH. Для оценки результатов испытаний применялся металлографический метод. Шлифы осматривали при увеличении х100 в нетравлѐном виде под световым микроскопом МИМ -7.

49 Металлографические исследования структуры полуфабрикатов из алюминиевых сплавов и их сварных соединений Для изучения микроструктуры листовых полуфабрикатов из алюминиевых деформируемых сплавов 1545К и 1151, а также сварных соединений, применялся метод микроанализа травлѐных и нетравленых шлифов с помощью световых микроскопов и электронно-микроскопический анализ. Для микроанализа шлифов использовался световой микроскоп Carl Zeiss Axiovert 40 MAT. Для анализа вырезались образцы из листов и сварных соединений. Из образцов изготавливались макро- и микрошлифы. Для травления микрошлифов использовался раствор Келлера состава (водный раствор 1,5% HCl, 2.5% HNO 3, 0,5 HF). Для травления макрошлифов применялся 15% водный раствор NaOH (KOH). Для электронно-микроскопического анализа применялся электронный растровый микроскоп JEOL JSM-7000F фирмы Tokyo Boeki LTD.

50 50 3 ТРАНСФОРМАЦИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ СПЛАВОВ 1151 И 1545К ПРИ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ И ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ НАГРЕВАХ 3.1 Режимы технологических нагревов деталей и сборок из алюминиевых сплавов При изготовлении изделий ракетно-космической техники из полуфабрикатов алюминиевых сплавов используются технологические операции, связанные с нагревом деталей и сборочных единиц до определѐнных температур. Технологические процессы нанесения на детали и сборки из алюминиевых сплавов разнообразных гальванических и лакокрасочных покрытий, съѐма металла с помощью химического фрезерования, нанесения теплозащитных покрытий (ТЗП) включают операции при температурах от 60 до 180 о С. В таблице 3.1 приведены примеры технологических процессов изготовления деталей и сборок ракет-носителей и космических аппаратов из алюминиевых деформируемых сплавов, включающих операции при повышенных температурах. Таблица Режимы технологических нагревов при изготовлении изделий ракетно-космической техники на производстве ФГУП ГНПРКЦ «ЦСКБ-Прогресс» Название технологического процесса Нанесение анодноокисного покрытия Нанесение лакокрасочного покрытия Нанесение теплоизоляционного покрытия Глубокое химическое фрезерование Операция Температура, о С Продолжительность выдержки, ч прогрев сушка горячее отверждение выдержка в ванне

51 51 Технологические нагревы деталей из алюминиевых сплавов могут значительно изменить структуру и свойства полуфабрикатов, что недопустимо. Наиболее велико влияние технологических нагревов на свойства полуфабрикатов из термически упрочняемых сплавов в закалѐнном и естественно состаренном состоянии и полуфабрикатов из термически неупрочняемых сплавов в нагартованном состоянии. Диапазон допустимых максимальных температур и длительностей технологических нагревов определяются маркой сплава и состоянием полуфабриката. В таблице 3.2 приведены режимы допустимых технологических нагревов для деталей и сборочных единиц из алюминиевых сплавов Д16 и АМг6 в соответствии с требованиями [137]. Таблица Режимы допустимых технологических нагревов для деталей и сборочных единиц из алюминиевых сплавов Д16 и АМг6 [137] Марка сплава Состояние материала Температура, о С Продолжительность пребывания детали (сборки) в нагретом состоянии, ч Примечание Д16 АМг6 Закалѐнный и естественно состаренный Отожжѐнный Для деталей и сборочных единиц, применяющихся в условиях с ограниченной влажностью и имеющих антикоррозионную защиту

52 52 Продолжение таблицы 3.2 Марка сплава Состояние материала Отожжѐнный Температура, о С Продолжительность пребывания детали (сборки) в нагретом состоянии, ч Примечание Режимы применяются при изготовлении отдельных деталей АМг6 Нагартованный или нагартованный с повышенной прочностью Предел прочности снижается на 10 МПа, предел текучести на 20 МПа Предел прочности снижается на МПа, предел текучести на МПа Предел прочности снижается на МПа, предел текучести на МПа По данным, приведѐнным в таблице 3.2, для полуфабрикатов из термически неупрочняемых сплавов типа АМг6 в отожжѐнном состоянии максимальная температура технологического нагрева составляет 260 о С. Для нагартованных листов сплава АМг6 максимальная температура технологического нагрева снижается до 100 о С. Технологические нагревы термически упрочняемых алюминиевых сплавов, таких как сплав Д16, допускаются, как правило, при температурах, не превышающих 130 о С. Анализ технологии производства деталей и сборок, проектируемых в настоящее время ракет-носителей и космических аппаратов, показывает, что при изготовлении конструкций из листовых полуфабрикатов сплава 1151 в закалѐнном и естественно состаренном состоянии возможны нагревы до температур о С продолжительностью от 6 до 8 часов. Полуфабрикаты из сплава 1545К в нагартованном состоянии могут

53 53 подвергаться нагреву до температур о С продолжительностью от 2 до 5 часов. Для оценки влияния технологических нагревов и применения новых сплавов в изделиях необходимо определить характер изменения структуры, прочностных и эксплуатационных характеристик полуфабрикатов из перспективных алюминиевых сплавов 1151 и 1545К. 3.2 Изменение механических, физических и эксплуатационных характеристик листов из сплава 1151 после технологических нагревов Так как полуфабрикаты из алюминиевого сплава 1151 рекомендуется применять в закаленном и естественно состаренном состоянии, технологические нагревы листов можно рассматривать как дополнительное искусственное старение. Сплав 1151, как и сплав Д16, относится к системе легирования Al-Cu-Mg. Данные о влияние искусственного старения при температурах от 40 до 200 о С с выдержкой 0,5 и 100 часов на механические свойства естественно состаренных листов из сплава Д16 приведены в работах[7-9]. Результаты исследований показывают, что искусственное старение листов из сплава Д16 при температурах до 40 о С и продолжительностью до 100 часов не влияют на свойства листов. При повышении температуры до 100 о С наблюдается незначительное понижение предела текучести и повышение пластичности, при этом предел прочности не изменяется. Дальнейшее повышение температуры старения до 150 о С приводит к снижению предела прочности и повышению пластичности. Искусственное старение при температурах порядка о С одновременно понижает прочность и пластичность листов из сплава Д16. В работах авторов [22, 24] показано, что в результате изменения структуры при искусственном старении закаленных и естественно состаренных листов из сплава Д16 изменяются их коррозионные свойства. В

54 54 частности, после длительных нагревов при температурах выше 125 о С увеличивается склонность листов к межкристаллитной коррозии. Предполагается, что аналогичные изменения структуры, механических и эксплуатационных свойств происходят и в результате искусственного старения закалѐнных и естественно состаренных листов из алюминиевого сплава 1151 при температурах о С Результаты исследования механических свойств листов из сплава 1151 Для проведения исследований из листа сплава 1151 в закалѐнном и естественно состаренном состоянии изготавливались стандартные плоские образцы на разрыв, толщина листа составляла 3 мм, направление вырезки - поперечное. Образцы подвергались длительной однократной выдержке 7 часов при температурах 100, 125, 150, 175 и 200 о С, что имитировало соответствующие технологические нагревы при изготовлении деталей. Нагрев проводился в сушильных шкафах типа СНОЛ-Ф-67/350 с точностью поддержания температурного режима ± 3 о С. После термического воздействия образцы испытывались на растяжение. Для определения механических свойств при растяжении использовалась универсальная разрывная машина УЭМ-5А. Результаты определения механических свойств образцов приведены в таблице 3.3. Как видно из таблицы 3.3 выдержка образцов из сплава 1151 при температуре 100 о С не влияет на механические характеристики.

55 55 Таблица Механические свойства листов из сплава 1151 в исходном Температура нагрева, о С Исходное состояние состоянии и после технологических нагревов Среднее значение ζ в, МПа Среднее значение ζ 0,2, МПа Среднее значение δ, % Отношение ζ 0,2 /ζ в , , , , , ,83 Повышение температуры нагрева до о С механические свойства материала изменяются незначительно. Наблюдается небольшое повышение предела текучести и снижение относительного удлинения. После выдержки при о С предел прочности ζ в и предел текучести ζ 0,2 увеличиваются, а относительное удлинение δ уменьшается по сравнению с исходным состоянием. При этом наиболее интенсивно происходит увеличение предела текучести на 18%. Предел прочности увеличивается по сравнению с исходным состоянием на 4%. Относительное удлинение по сравнению с исходным состоянием уменьшается на 47% Наиболее наглядно изменение механических характеристик полуфабрикатов из алюминиевых сплавов при изменении температуры искусственного старения отражает изменение отношения ζ 0,2 /ζ в (см. рисунок 3.1). Полученные результаты по изменению механических свойств листовых полуфабрикатов из сплава 1151 при дополнительном старении в интервале температур о С хорошо согласуются с данными по влиянию

56 56 нагревов на механические свойства листов из сплава Д16 в закалѐнном и естественно состаренном состоянии [7-9, 22]. По результатам настоящей работы, минимальная температура нагрева листов сплава 1151 в течение 7 часов, при которой наблюдаются значительные изменения механических характеристик, находится в интервале температур о С. Рисунок 3.1. Зависимость величины ζ 0,2 /ζ в от температуры технологического нагрева листов из сплава 1151 По данным [22] изменение механических свойств закалѐнных и естественно состаренных листов из сплава Д16 при дополнительных нагревах начинается уже с температур о С при выдержках до 100 часов. Повышение температуры нагрева, вызывающего изменения механических характеристик у сплава 1151 по сравнению со сплавом Д16 связано с большей стабильностью структуры сплава 1151.

57 57 Особенности легирования и фазового состава сплава 1151 обеспечивают замедление диффузионных процессов в структуре полуфабрикатов из сплава Микроструктура листов из сплава 1151 в исходном состоянии и после технологических нагревов После определения механических свойств из образцов листов сплава 1151 в исходном состоянии и после технологических нагревов были изготовлены микрошлифы в поперечной плоскости сечения листа для оценки степени изменения микроструктуры сплава. Микрошлифы изучались как под световым микроскопом МИМ-7, так и под электронным растровым микроскопом JEOL JSM-7000F фирмы Tokyo Boeki LTD Поскольку алюминиевые сплавы Д16 и 1151 относятся к дуралюминам и расположены в алюминиевом углу тройной диаграммы состояния системы Al-Cu-Mg, показанной на рисунке 3.2, рассмотрим эту часть диаграммы. Рисунок 3.2. Алюминиевый угол диаграммы состояния Al-Cu-Mg Наиболее полно алюминиевый угол тройной диаграммы был исследован [57]. Авторы установили, что данная система содержит две двойные (CuAl 2, Al 3 Mg 2 ) и две тройные фазы (Al 2 CuMg, Al 6 Mg 4 Cu).

58 58 Эти фазы растворяются при закалке и являются основными упрочнителями сплавов типа дуралюмин в ходе старения. Так как сплавы Д16 и 1151 кроме меди и магния содержат небольшие количества марганца, титана, кремния, железа и других легирующих элементов и примесей, в структуре этих сплавов присутствуют также фазы Al 3 Fe, Al 6 Mn, Al 10 Mn 2 Si, Al 7 Cu 2 Fe и соответствующие твѐрдые растворы на базе некоторых металлических соединений. После закалки и естественного старения структура сплава Д16 (см. рисунок 3.3) состоит из зерен твердого раствора легирующих элементов в алюминии и частиц нерастворимых фаз AlSiMnFe (или AlSiMnCuFe), которые являются твѐрдыми растворами на базе металлических соединений, например на базе фазы Al 6 Mn. Рисунок 3.3. Микроструктура листа из сплава Д16 в закалѐнном и естественно состаренном состоянии На рисунке 3.4 представлены фотографии микроструктуры листов из сплава 1151 в исходном закалѐнном и естественно состаренном состоянии. В этом случае структура сплава состоит из зерен α - твердого раствора легирующих элементов в алюминии и крупных частиц нерастворимых фаз. Соотношение по массе Cu:Mg в сплаве 1151 составляет 2,75, что по данным [98-101] является оптимальным для образования в ходе

59 59 естественного старения преимущественно зон Гинье - Престона - Багарятского (ГПБ) и небольшого количества зон Гинье Престона (ГП), упрочняющих сплав. а) б) Рисунок 3.4. Микроструктура листов сплава 1151 в исходном состоянии: а) под световым микроскопом( 420); б) под электронным микроскопом( 1500). По аналогии со сплавами Д16 и Д19, при естественном старении сплава 1151 на базе зон ГПБ и ГП происходит выделение промежуточных S '' - фазы и θ''- фазы, также способствующих увеличению прочности. Зоны ГПБ и ГП

60 60 имеют протяжѐнность в несколько десятков ангстрем (30-60Å) и толщиной 5-10Å и неразличимы на рисунках 3.3 и 3.4. На рисунке 3.5 представлены фотографии микроструктуры листов из сплава 1151 после нагрева при температуре 100 о С с выдержкой 7 часов. а) б) Рисунок 3.5 Микроструктура листов сплава 1151после нагрева при 100 о С: а) под световым микроскопом( 420); б) под электронным микроскопом( 2000).

61 61 Сравнивая фотографии, представленные на рисунках 3.4 и 3.5, можно сделать вывод о том, что нагревы листов при 100 о С в течении 7 часов не влияют на структуру сплава а) б) Рисунок 3.6. Микроструктура листов сплава 1151 после нагрева при 200 о С: а) под световым микроскопом ( 420); б) под электронным микроскопом ( 1500).

62 62 Представленные на рисунке 3.6 а,б фотографии структуры листов из сплава 1151 после выдержки при 200 о С свидетельствуют о переходе сплава к фазовому старению. На фотографии 3.6б видны субзерна α - твѐрдого раствора и частички S(Al 2 CuMg)-фазы, которая выделяется преимущественно по границам субзерен. Частички S-фазы препятствуют движению дислокаций, тем самым, повышая предел прочности и особенно предел текучести, пластичность сплава при этом уменьшается Влияние технологических нагревов на склонность листов сплава 1151 к межкристаллитной коррозии Наиболее опасной формой разрушения металлов от коррозии является межкристаллитная коррозия, так как разрушение происходит по границам зерен на большую глубину и первоначальная стадия коррозии визуально не обнаруживается. Сплавы системы Al-Cu-Mg типа Д16 в закалѐнном и искусственно состаренном состоянии по данным работ [22, 85] обладают пониженной коррозионной стойкостью. Эксплуатационные и технологические нагревы дуралюминов в естественно состаренном состоянии усиливают склонность к межкристаллитной коррозии. По мнению авторов [26, 60], увеличение склонности к межкристаллитной коррозии после длительного воздействия повышенных температур является результатом перехода от сплава от состояния преобладающего зонного старения к фазовому старению. В катаных листах из алюминиевых сплавов структура, как правило, частично нерекристаллизованная, наблюдается текстура деформации. На рисунке 3.7 представлена фотография структуры листа из сплава 1151 в состоянии поставки.

63 63 Рис.3.7. Текстура деформации в листе сплава 1151 ( 200) Авторы [7-9, 22] указывают на то, что в нерекристаллизованной структуре катаных полуфабрикатов (листов) распад твердого раствора при нагревах начинается по границам зѐрен с образованием метастабильных фаз с высоким содержанием меди (фазы S' и θ'). Это приводит к тому, что тело зерна обедняется медью и возникает значительная разность потенциалов между границей и телом зерна. При контакте с коррозионной средой такая структура склонна к развитию межкристаллитной коррозии. Чувствительность к развитию межкристаллитной коррозии естественно состаренного дуралюмина снижается, если температура и длительность технологических и эксплуатационных нагревов будут достаточными для коагуляции частичек фаз, выделившихся в ходе распада твѐрдого раствора. При этом будет нарушаться непрерывность в расположении выделений, возникающих на границах зѐрен, а также, распад твѐрдого раствора будет происходить не только на границах зерен, но и по всему телу зерну. Для оценки влияния технологических нагревов на склонность листов сплава 1151 к межкристаллитной коррозии проводились испытания в соответствии с методикой, изложенной в [136].

64 64 Для проведения испытаний изготавливались образцы из листа алюминиевого сплава 1151 в исходном состоянии и после технологических нагревов при температурах 100 и 200 о С с выдержкой 7 часов. Фотографии микроструктуры образцов сплава 1151 в исходном состоянии и после технологического нагрева при 100 о С, испытанных на межкристаллитную коррозию, приведены на рисунке 3.8. При изучении микроструктуры образцов, как в исходном состоянии, так и после технологического нагрева при 100 о С, участков с межкристаллитной коррозией выявлено не было. Таким образом, листы из сплава 1151 в закалѐнном и естественно состаренном состоянии и после технологического нагрева при 100 о С длительностью 7 часов, не имеют склонности к межкристаллитной коррозии. а) б) в) Рисунок 3.8. Микроструктура образцов в исходном состоянии (а, б) и после нагрева при 100 о С (в), испытанных на межкристаллитную коррозию (х200)

65 65 На двух из пяти образцов подвергнутых нагреву при 200 о С в течение 7 часов были обнаружены единичные участка с характерной межкристаллитной коррозии структурой (см. рисунок 3.9). Участки с межкристаллитной коррозией имели размеры: глубина мкм, ширина мкм, что свидетельствует о небольшом снижении стойкости к межкристаллитной коррозии листов из сплава 1151 после нагревов при 200 о С. Рисунок 3.9. Участки с межкристаллитной коррозией в образцах сплава 1151 подвергнутых технологическому нагреву (200 о С, 7 часов) (х200).

66 66 Появление на образцах очагов межкристаллитной коррозии говорит о том, что нагревы листов из сплава 1151 при 200 о С длительностью 7 часов изменяют структуру сплава. В исходном состоянии листы из сплава 1151 имеют структуру с преобладающим зонным старением. Нагрев и выдержка листов при температуре 200 о С активизирует дальнейший распад пересыщенного твѐрдого раствора с выделением избыточных фаз θ(cual 2 ) и S(Al 2 CuMg). В нерекристаллизованной деформированной структуре листа выделение избыточных фаз происходит преимущественно по границам зерен. Таким образом, структура сплава переходит в состояние с преобладающим фазовым старением и неравномерным распределением выделившихся избыточных фаз. Такая структура является благоприятной для развития межкристаллитной коррозии Влияние технологических нагревов на удельное электрическое сопротивление сплава 1151 Для качественной оценки процессов распада пересыщенного твердого раствора в процессе старения алюминиевых сплавов измерялось удельное электрическое сопротивление материала в исходном состоянии и после воздействия повышенных температур. Удельное электрическое сопротивление алюминиевых сплавов в значительной мере зависит от их структурно - фазового состояния. Технологические нагревы изменяют не только механические и эксплуатационные свойства алюминиевых термически упрочняемых сплавов сплава, но их физическую характеристику - удельное электрическое сопротивление. В свежезакалѐнном состоянии алюминиевые термически упрочняемые сплавы обладают высоким электрическим сопротивлением, так как большая часть легирующих элементов фиксируется в твѐрдом растворе.

67 67 Такая искаженная структура с большим количеством дефектов кристаллической решетки препятствует протеканию электрического тока. В сплавах типа Д16, стареющих при комнатной температуре, имеет место ещѐ большее увеличение удельного электрического сопротивления на стадии преобладающего зонного старения. На этой стадии старения в сплаве образуются наноразмерные области, так называемые зоны Гинье-Престона (ГП) и Гинье-Престона-Багарятского (ГПБ), обогащенные легирующими элементами, имеющие кристаллическую решетку матрицы и когерентно с ней связанные. Образование зон ГП и ГПБ вносит дополнительные искажения в кристаллическую решетку сплава, тем самым увеличивая сопротивление электрическому току. Выдержки сплава Д16 при повышенных температурах приводят к дальнейшему распаду твѐрдого раствора и переводят сплав в состояние с преобладающим фазовым старением. При этом в структуре сплава появляются выделения промежуточных (θ' и S)' и стабильных (θ и S) фаз. Твердый раствор обедняется легирующими элементами, количество дефектов, искажающих кристаллическую решетку, в значительной степени уменьшается, что приводит к снижению электрического сопротивления сплава. Для изучения влияния технологических нагревов на электрическое сопротивление материала листов из сплава 1151 из образцов в исходном состоянии и после проведения нагревов вырезались пластинки размерами мм, по пять образцов на каждое состояние материала. Методом вихревых токов с помощью прибора ВЭ-27А/5 измерялась средняя удельная электропроводность каждого образца по трем точкам. Прибор ВЭ-27А/5 имеет суммарную погрешность 2 3 %. Результаты измерений представлены на рисунке 3.10 в виде графика зависимости удельного электрического сопротивления сплава 1151 от температуры технологического нагрева.

68 68 Рисунок График зависимости удельного электрического сопротивления сплава 1151 от температуры технологического нагрева Характер кривой изменения удельного электрического сопротивления на рисунке 1 говорит о том, что после длительной выдержки при температуре 100 o C в течение 7 часов электрическое сопротивление сплава изменилось незначительно, так как такая температура и выдержка недостаточны для активации процессов дальнейшего распада пересыщенного твѐрдого раствора. Нагрев и выдержка образцов при температуре 200 o C приводит к распаду пересыщенного твѐрдого раствора с образованием частиц избыточных фаз, что значительно снижает электрическое сопротивление сплава. По данным определения электропроводности листовых полуфабрикатов сплава 1151 после старения при различных температурах и выдержках в соответствии с методикой, изложенной в [9], построена диаграмма старения, приведѐнная на рисунке.3.11.

69 69 Рисунок Диаграмма старения сплава 1151 При выборе температурно - временных режимов старения, соответствующих области I на рис. 3.11, структура и свойства сплава соответствуют преимущественно зонной стадии старения, области II преимущественно фазовой стадии старения. При дальнейшем повышении температуры и увеличении времени выдержки старения, соответствующем на диаграмме области III, структура и свойства сплава соответствуют коагуляционной стадии старения.

70 Определение характеристик жаропрочности полуфабрикатов из сплава 1151 Для общей оценки работоспособности полуфабрикатов из сплава 1151 в греющихся конструкциях проводились испытания для определения стандартных механических характеристик при повышенных температурах. Максимальная длительность работы сплава в конструкции блока ракеты - носителя при полѐте составляет порядка 300 секунд. Для определения характеристик жаропрочности сплава в условиях, приближенных к эксплуатационным, в соответствии с рекомендациями, приведѐнными в [8, 26], проводились нестандартные испытания с целью определения секундной прочности и секундной ползучести листов из сплава 1151 при различных температурах и нагрузках Определение стандартных механических характеристик полуфабрикатов из сплава 1151 при повышенных температурах Стандартные механические характеристики - предел прочности ( в ), предел текучести ( 0,2 ), относительное удлинение (δ) и статический модуль упругости (Е) листов из сплава 1151 определялись при нормальной температуре в соответствии с [130] и в диапазоне температур от 125 до 400 о С по методикам, приведѐнным в [131]. Образцы вырезались из плакированных листов сплава 1151 толщиной 4 мм в закалѐнном и естественно состаренном состоянии (Т), изготовленных на ОАО «Ступинская металлургическая компания». Механические свойства листов сплава 1151 толщиной 4 мм, определенные на образцах, вырезанных в поперечном направлении, при нормальной температуре испытания находятся на уровне в = 440 МПа, 0,2 = 316 МПа, δ = 13,3 %, что удовлетворяет требованиям технических условий на поставку листов ( в 420 МПа, 0,2 315 МПа, δ 13 %) и согласуется с сертификатными данными.

71 71 Результаты испытаний образцов из листов сплава 1151 представлены на рисунке а) б) в) г) Рисунок Графики зависимости предела прочности (а), предела текучести (б), относительного удлинения (в) и статического модуля упругости (г) листов из сплава 1151Т от температуры испытания Для сравнения на рисунке 3.13 представлены аналогичные характеристики для листов из сплава Д16 в состоянии Т.

72 72 а) б) в) г) Рисунок Графики зависимости предела прочности (а), предела текучести (б), относительного удлинения (в) и статического модуля упругости (г) листов из сплава Д16Т от температуры испытания (по данным [7, 22]) Результаты испытаний показали, что модуль упругости листов из сплава 1151Т при нормальной температуре находится в пределах 72 ГПа, с повышением температуры испытаний до 400 С значения модуля упругости монотонно снижается до 38,5 ГПа.

73 73 При повышении температуры испытаний до 400 С наблюдается снижение значений предела прочности и предела текучести. Относительное удлинение при повышении температуры до 225 С повышается, однако при дальнейшем повышении температуры испытаний до 400 С наблюдается снижение значений относительного удлинения. Подобные изменения механических свойств и модуля упругости наблюдаются при испытаниях листов из сплава Д16 в состоянии Т (см. рис. 3.13). Изменение механических и физических свойств алюминиевых деформируемых термически упрочняемых сплавов при повышении температуры происходит в основном по двум причинам [8]: - при повышенных температурах происходит ослабление межатомных связей, поэтому происходит снижение пределов прочности и текучести, также уменьшается модуль упругости (обратимая составляющая, после охлаждения восстанавливается); - при повышении температуры параллельно идут процессы дальнейшего распада, пересыщенного твѐрдого раствора, выделения и коагуляции избыточных фаз, а также процессы возврата и рекристаллизации (необратимая составляющая). При сравнении графиков на рисунках 3.12 и 3.13 выявляется более высокая жаропрочность листов из сплава 1151 по сравнению с листами из сплава Д16. Значительное падение пределов прочности и текучести у листов из сплава Д16 наблюдается в интервале температур С, у сплава 1151 этот интервал сдвинут в область С. Кроме этого, при температурах выше 325 С листы из сплава Д16 практически теряют конструкционную прочность, тогда как полуфабрикаты из сплава 1151 обладают некоторой конструкционной прочностью. Различия в динамике изменения свойств полуфабрикатов из сплавов Д16 и 1151 при повышенных температурах обусловлены заторможенностью диффузионных процессов в структуре сплава 1151, по сравнению со сплавом Д16. Сбалансированное отношение содержания меди и магния, а также

74 74 комплексное легирование сплава 1151 малыми добавками переходных металлов приводит к замедлению процессов выделения и коагуляции равновесных избыточных фаз и процессов рекристаллизации, развитие которых приводит к значительному падению механических характеристик Определение секундной прочности и секундной ползучести полуфабрикатов сплава 1151 Определение характеристик жаропрочности полуфабрикатов из сплава 1151 по специфической методике, разработанной исходя из условий работы материала в конструкции хвостового отсека ракеты-носителя (определение секундной прочности η и секундной ползучести 0,2/300" ) проводились на исследовательской базе ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ. При оценке секундной прочности η сплава 1151 задавались следующие условия испытания: - температура испытаний 20, 125, 175, 225, 275, 325, 375 С; - скорости нагрева до заданной температуры 2,5 ± 0,2 С/с; - выдержка образца при температуре испытания секунд; - длительность разрушения образца - 5 с. При оценке секундной ползучести 0,2/300 необходимо было определить для вышеперечисленных температур напряжение, которое приводит к остаточной деформации 0,2% за время 300 секунд. Результаты испытаний на секундную прочность, определяемую при кратковременном растяжении образца после его выхода на заданную температуру и выдержки при данной температуре в течение 300 секунд, представлены в виде графиков на рисунках

75 75 Рисунок График зависимости секундной прочности сплава 1151 от температуры испытания Рисунок График зависимости предела текучести сплава 1151 от температуры при испытании на секундную прочность

76 76 Рисунок График зависимости статического модуля упругости сплава 1151 от температуры при испытании на секундную прочность Результаты испытаний на кратковременную ползучесть, при которой образец, при заданной температуре нагружался постоянной нагрузкой в течение 300 секунд, представлены на рисунках 3.17, 3.18 и в таблице 3.4. Таблица 3.4 Пределы секундной ползучести листов из сплава 1151 в интервале температур С (допуск на остаточную деформацию 0,2 %, временная база 300 секунд) Температура испытания, С Предел секундной ползучести ζ 0,2/300, МПа

77 77 Рисунок 3.17 Кривые секундной ползучести образцов из сплава 1151 при различных температурах испытаний

78 78 Рисунок 3.18 Кривые секундной ползучести образцов из сплава 1151 при различных температурах испытаний

79 79 Анализ данных, приведѐнных на рисунках и в таблице 3.4 показал, что листы из сплава 1151 практически сохраняют прочностные характеристики до температуры порядка 200 С, при этом наблюдается небольшое снижение предела прочности. Разница между пределом прочности и пределом текучести сохраняется до этой температуры практически постоянной и равной порядка МПа, что свидетельствует о процессе упрочнения материала в процессе деформации. С температуры 250 о С и до температуры 400 С происходит снижение предела прочности и текучести практически по линейному закону. Пределы прочности и текучести достаточно близки, что указывает на отсутствие упрочнения на данном температурном участке. Пределы ползучести сплава 1151 до температуры 175 С на временной базе 300 секунд практически равны пределам текучести при данных температурах. Полученные результаты подтверждают повышенную жаропрочность полуфабрикатов из алюминиевого сплава Удовлетворительные значения прочности, ползучести и жесткости полуфабрикаты из сплава 1151 сохраняют при нагреве до 175 С. Вплоть до 400 С листы из сплава 1151 сохраняют относительную конструкционную прочность (Е = 38,5 ГПа; в =110 МПа; 0,2 =100 МПа).

80 Влияние нагревов на механические характеристики листов из сплава 1545К Влияние длительных низкотемпературных нагревов при химическом фрезеровании Химическое фрезерование листов из алюминиевых сплавов применяется с целью уменьшения веса элементов конструкций ракеты носителя при невозможности механической обработки. Глубокое химическое фрезерование, при котором величина съѐма металла составляет 1,5-3 мм, проводится в щелочных ваннах при температурах о С с продолжительностью до 5-ти часов. В случае применения глубокого химического фрезерования для листов из сплава 1545К в нагартованном состоянии необходимо оценить влияние длительного низкотемпературного нагрева на структуру и механические характеристики сплава. Для проведения химического фрезерования из нагартованного листа сплава 1545К толщиной 4 мм вырезались образцы в виде пластин прямоугольной формы с размерами мм (см. рисунок 3.19). Рисунок Внешний вид образца из сплава 1545К после проведения глубокого химического фрезерования Образцы подвергались химическому фрезерованию до толщины 1,5 мм.

81 81 Химическое фрезерование образцов из сплава 1545К проводилось при температуре 70 о С в течение 5-ти часов. Механические характеристики нагартованных листов из сплава 1545К в исходном состоянии определялись на стандартных образцах в соответствии с требованиями [130] и представлены в таблице 3.5. Таблица Механические характеристики нагартованных листов из сплава 1545К в исходном состоянии и после глубокого химического фрезерования Состояние Предел прочности ζ в, МПа Предел текучести ζ 0,2, МПа Относительное удлинение δ, % Исходное После химического фрезерования Сравнение механических свойств нагартованных листов из сплава 1545К в исходном состоянии и после глубокого химического фрезерования показывает, что длительные выдержки при температурах о С не оказывают значительного влияния. При этом происходит снижение предела прочности листов на 3-5 МПа, предела текучести на 5 7 МПа, относительное удлинение не изменяется. Снижение пределов прочности и текучести сплава происходит из-за частичной релаксации напряжений, вызванных нагартовкой полуфабрикатов при их изготовлении. Так как механические свойства нагартованных листов из сплава 1545К при глубоком химическом фрезеровании изменяются незначительно, данный технологический процесс может применяться для изготовления деталей сложного сечения с целью уменьшения их массы и получения требуемых размеров.

82 Выбор режима межоперационного отжига при глубокой вытяжке На производственной базе ФГУП ГНПРКЦ «ЦСКБ-Прогресс» проводилась отработка технологического процесса обтяжки сегмента днища бака РН (см. рисунок 3.20) из отожжѐнных листов сплава 1545К толщиной 4 мм. Операцию обтяжки проводили на обтяжном прессе РО-3М по технологии, применяемой при изготовлении штатного сегмента сферического днища бака на имеющемся пуансоне (Rсф = 1330 мм). Рисунок Экспериментальный сегмент сферического днища из сплава 1545К Так как по данным работ [ ] алюминиевые сплавы, легированные скандием, склонны к значительно большему упрочнению в процессе деформирования при комнатной температуре, чем полуфабрикаты из сплавов АМг5, АМг6. Таким образом, формообразование днищ баков и полусфер из листов сплава 1545К должно производиться за несколько переходов с невысокой степенью деформации за один переход с обязательными промежуточными отжигами.

83 83 Промежуточный отжиг проводился при температуре 370 ± 5 ºС, время выдержки составляло 1 час, охлаждение - на воздухе. В ходе проведения работы было выявлено, что выбранный режим промежуточного отжига заготовок не позволяет снять деформационное упрочнение, из-за этого при обтяжке происходило разрушение заготовок на 3-4 переходе. Для деформируемых термически неупрочняемых сплавов легированных скандием при выборе оптимальной температуры отжига полуфабрикатов необходимо учитывать то, что в отличие от термически упрочняемых сплавов типа Д16, где свойства достигаются закалкой и последующим старением, комплекс свойств сплава 1545К достигается образованием развитой субзѐренной структуры, дисперсионного упрочнения за счѐт выделения дисперсных частиц интерметаллидов Al 3 Sc и Al 3 (Sc 1-x Zr x ) и структурного упрочнения, связанного с сохранением нерекристаллизованной структуры. Формирование такой структуры происходит в процессе литья слитка и в ходе последующего технологического процесса получения полуфабрикатов. Известно, что в двойных сплавах Al-Sc образуется дисперсный интерметаллид Al 3 Sc. Частицы Al 3 Sc когерентны с твердым раствором, так как имеют решетку такого же типа, что и решетка твердого раствора, параметры решеток практически совпадают. По данным работы [ ] в процессе выдержки сплава Al-Sc при повышенных температурах дисперсный интерметаллид теряет когерентность с матрицей и начинает коагулировать, образуя более крупные частицы, что приводит к ускорению процессов рекристаллизации. Потеря когерентности и коагуляция дисперсной упрочняющей фазы приводит к необратимому снижению механических характеристик сплава. По данным работы [114, 115] при введении в двойные сплавы Al-Sc циркония, значительная его часть (до 50%) растворяется в фазе Al 3 Sc. Атомы циркония замещают часть атомов в решѐтке интерметаллида Al 3 Sc, образуются выделения описываемые формулой Al 3 (Sc 1-x Zr x ).

84 84 Интерметаллиды такого состава более устойчивы при повышенных температурах, имеют меньшую склонность к коагуляции. Высокодисперсные интерметаллиды Al 3 (Sc 1-x Zr x ) препятствуют перераспределению дислокаций в деформированной структуре, затрудняют движение малоугловых границ и их переход в высокоугловые при рекристаллизации. Таким образом, листы из сплава 1545К должны быть менее склонны к разупрочнению после нагревов, чем двойной сплав алюминия со скандием, но и в этих сплавах превышение оптимальных значений температуры выдержки при отжиге может привести к необратимому снижению механических свойств в результате частичной рекристаллизации. Для выбора оптимальной температуры отжига, обеспечивающей снятие деформационного упрочнения без значительного необратимого снижения механических характеристик в результате частичной рекристаллизации, исследовался характер изменения механических свойств деформированных образцов из листа сплава 1545К после отжигов при температурах от 350 до 420 о С, время выдержки 1 час. Заготовки толщиной 4 мм отжигались при температуре 500 ± 5 ºС, время выдержки составляло 1 час для получения равновесной структуры, затем деформировались растяжением со степенью деформации ε = 10 %, соответствующей максимальной расчѐтной степени деформации при обтяжке за один переход. После проведения отжига при заданной температуре из заготовок изготавливались стандартные образцы для испытания на растяжение по методике [130] в количестве 5 образцов для каждой температуры отжига. Значения механических свойств образцов после отжига представлены в виде графиков на рисунке Также проводилось измерение микротвердости деформированных и отожжѐнных образцов, результаты которого представлены на рисунке 3.22.

85 85 Рисунок Средние механические свойства деформированных образцов из сплава и 1545К в зависимости от температуры отжига Рисунок Изменение микротвердости образцов из сплава 1545К в зависимости от температуры отжига

86 86 Анализ характера изменения механических свойств и микротвѐрдости на графиках 3.21 и 3.22 показывает, что при температуре отжига от 350 до 400 о С происходит плавное снижение пределов прочности и текучести и повышение относительного удлинения образцов. Такие изменения механических свойств объясняются тем, что при температурах отжига о С в деформированных образцах происходит преобразование субструктуры, которое заключается в уменьшении плотности дислокаций, образовании субзѐрен и их росте. При этом дисперсные когерентные интерметаллиды Al 3 (Sc 1-x Zr x ), малоподвижные при таких температурах, препятствуют миграции малоугловых границ и их переходу в высокоугловые, замедляют рост субзерен. Микроструктура образцов не изменяется. а) б) а) б) Рисунок Микроструктура образцов из сплава 1545К: а) - исходное состояние; б) после деформации и отжига 1 час при 420 о С (х500) При температурах отжига выше 400 о С дисперсные интерметаллиды начинают коагулировать, расстояние между частицами увеличивается, растѐт

87 87 скорость миграции границ субзерен и образование зародышей рекристаллизации. Развитие процессов рекристаллизации и коагуляция упрочняющих дисперсных фаз приводит к значительному снижению предела текучести и микротвѐрдости сплавов. Микроструктура деформированного образца из сплава 1545К представлена на рисунке 3.23б. Таким образом, оптимальная температура промежуточного отжига при формообразовании элементов баковых конструкций из листов сплава 1545К находится в интервале о С. При этом деформационное упрочнение практически полностью снимается, а необходимый уровень механических свойств сохраняется.

88 88 4 ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ИЗ ПОЛУФАБРИКАТОВ СПЛАВОВ 1151 И 1545К 4.1 Получение сварных соединений листов сплавов 1151 и 1545К методом непрерывной аргонодуговой сварки При производстве сборок и узлов ракет-носителей с помощью непрерывной аргонодуговой ручной (АрДЭС) или автоматической электросварки (ААрДЭС) получают ответственные герметичные конструкции баки для компонентов топлива. Поэтому большую роль при выборе алюминиевого сплава для баковых конструкций является его свариваемость, т.е. совокупность свойств, обеспечивающих возможность получения сварных соединений определенного качества при выбранном способе сварки. Чем легче получаются качественные сварные соединения, тем выше свариваемость сплава. Свариваемость сплава характеризуется механическими свойствами сварных соединений, склонностью сплава к образованию трещин, пористости, коррозионной стойкостью и пр. При сварке плавлением качество сварных соединений из алюминиевого сплава зависит от химического состава сплава и структуры, которая создается в результате производства полуфабрикатов. Наибольшее влияние на параметры свариваемости оказывают такие физико-химические характеристики сплава, как наличие окисной пленки, химический состав, теплопроводность, температура плавления, плотность, коэффициенты теплопроводности и линейного расширения. Для оценки возможности применения перспективных алюминиевых сплавов 1545К и 1151 в сварных конструкциях необходимо исследовать структуру и механические свойства сварных соединений, а затем подобрать такие параметры технологического процесса сварки, при которых характеристики сварных соединений будет удовлетворять требованиям отраслевых стандартов.

89 Определение экспериментальных режимов непрерывной сварки Листовые полуфабрикаты из алюминиевых сплавов применяются для изготовления основных элементов конструкции ракет-носителей днищ и обечаек баков, а также для негерметичных «сухих» отсеков. Баки ракетносителей являются не только хранилищами компонентов топлива, но и силовыми несущими конструкциями. Наиболее рациональным типом сварных соединений при изготовлении элементов баков и «сухих» отсеков ракет-носителей являются стыковые [138]. Конкретный выбор конструктивных элементов сварных соединений производиться согласно отраслевой документации. Для получения высококачественных сварных соединений используется автоматическая непрерывная сварка неплавящимся вольфрамовым электродом в среде защитного газа - аргона или смеси аргона с гелием. Для оценки параметров свариваемости использовались образцы из листов алюминиевых сплавов 1151 и 1545К. Все образцы из сплава 1151 подвергались щелочному травлению с полным снятием плакирующего слоя операция необходимая для обеспечения качественной сварки. Конечная толщина образцов из сплава 1151 составляла 3 мм. В качестве присадочного материала для сварки листов из сплава 1151 использовалась сварочная проволока марки 1177, а для сварки листов из сплава 1545К сварочная проволока марки 1545К, рекомендованные разработчиками сплавов. Экспериментальные режимы сварки подбирались, исходя из химического состава сплавов, структуры и состояния поставки листовых полуфабрикатов, толщины свариваемых образцов. При выборе параметров экспериментальных режимов сварки также учитывались многолетний опыт, полученный при отработке на ФГУП ГНПРКЦ «ЦСКБ-Прогресс» технологических процессов непрерывной

90 90 аргонодуговой сварки алюминиевых сплавов и нормативные требования отраслевых стандартов для листов из сплава АМг6. Были выбраны несколько экспериментальных режимов сварки, отличающиеся величиной сварочного тока и скорости сварки. На каждом из режимов сваривались по десять образцов. Параметры экспериментальных режимов приведены в таблицах 4.1 и 4.2. Марка сплава Таблица Экспериментальные режимы ААрДЭС листов из сплава Толщина листа, мм Состояние Закалка + естественное старение 1151 режима Сварочный ток J св, А Скорость сварки, м/ч Таблица Экспериментальные режимы ААрДЭС листов из сплава Марка сплава 1545К Толщина листа, мм 1545К Состояние 4,5 Отожжѐнное 4 Нагартованное Сварочный ток J св, А Скорость сварки, м/ч Механические свойства сварных соединений Механические характеристики сварных соединений определялись на образцах по [132]. Данные по прочности полученных сварных стыковых соединений листов из сплавов 1151 и 1545К при сварке на экспериментальных режимах приведены в таблицах 4.3 и 4.4. Коэффициенты сварных соединений определялись по формуле:

91 91 в св. ш (4.1) где (ζ в ) св.ш временное сопротивление разрыву сварного соединения; ζ в - временное сопротивление разрыву основного материала. в Таблица Механические свойства сварных стыковых соединений листов сплава 1151, выполненных ААрДЭС на экспериментальных режимах сварки Толщина листа, мм 3 режима Состояние поставки Среднее значение ζ в, МПа Коэффициент сварного соединения, θ 1 Закалка ,6 2 естественное 375 0,8 3 старение 330 0,7 Таблица Механические свойства сварных стыковых соединений листов из сплавов 1545К, выполненных на экспериментальных режимах сварки и сварных соединений из листов сплава АМг6 по ОСТ Марка сплава 1545К Толщина листа, мм Состояние поставки Среднее значение ζ в, МПа Коэффициент сварного соединения, θ 4 Нагартованное 381 0,87 4,5 Отожжѐнное 376 0,94 АМг6 4 Нагартованное 310 0,8 4,5 Отожжѐнное 285 0,9 Из данных, приведѐнных в таблице 4.3, следует, что наиболее оптимальным режимом для сварки встык листов из сплава 1151 толщиной 4 мм является режим 2, так как при таких параметрах сварное соединение имеет наибольшую прочность. Традиционный сплав Д16 имеет близкий химический состав и ту же систему легирования, что и сплав 1151.

92 92 По результатам работ [51, 52] известно, что сварные соединения листов сплава Д16, выполненные непрерывной электросваркой в среде защитного газа имеют высокую дефектность и как следствие - небольшую прочность. Поэтому полуфабрикаты из сплава Д16 не применяются в сварных элементах конструкции ракет-носителей. По результатам настоящей работы листовые полуфабрикаты из алюминиевого сплава 1151 могут подвергаться аргонодуговой сварке с получением качественных сварных соединений. Так как сплав 1151 термически упрочняется, а отношение предела прочности сварного соединения к пределу прочности основного металла не превышает 0,8 целесообразно применять сварку листов из этого сплава для получения негерметичных нагруженных конструкций негерметичных отсеков. Сварные соединения из отожжѐнных и нагартованных листов сплава 1545К по данным, приведѐнным в таблице 4.4, имеют более высокие механические свойства, чем аналогичные соединения из листов сплава АМг6. Коэффициенты сварных соединений отожжѐнных и нагартованных листов из сплава 1545К, выполненных автоматической электросваркой в среде защитного газа, имеют большую величину, чем коэффициенты ослабления сварных соединений листов из сплава АМг6. Это означает, что зоны сварных швов в конструкциях из листов сплава 1545К менее ослаблены по сравнению с основным материалом, чем зоны сварных швов в конструкциях из листов сплава АМг Анализ структуры сварных соединений Проводился анализ макро- и микроструктуры сварных соединений из листовых полуфабрикатов сплавов 1545К и 1151.

93 93 Алюминиевый сплав 1151, как и сплав Д16, являются термически упрочняемыми. Для сварки по экспериментальным режимам использовались листы из сплава 1151 в закалѐнном и естественно состаренном состоянии (Т). По данным [51] при электросварке термически упрочняемых сплавов в околошовных зонах происходят процессы, ухудшающие свойства сварного соединения. В работах [51-53] проводилось измерение твердости и изучение структуры металла в зоне термического воздействия при сварке листов из сплава Д16. Обнаружено, что в околошовных зонах имеются участки металла с различной степенью распада твердого раствора и коагуляции упрочняющих фаз. Также в работах [51-53] установлено, что независимо от способа сварки и исходного состояния металла в непосредственной близости от шва наблюдается зона оплавления границ зерен. Ширина зоны оплавления зависит от способа и режима сварки. Распределение эвтектики в этой зоне изменяется в зависимости от исходного состояния сплава. В сварных соединениях, полученных при сварке листов сплава Д16 в закаленном состоянии, эвтектика располагается в виде сплошной прослойки вокруг зерен. Появление жидких прослоек между зернами снижает механические свойства металла в нагретом состоянии и способствует образованию кристаллизационных трещин. В структуре сплава 1151 эвтектика по границам зерен выделяется в небольших количествах, что обусловлено химическим составом сплава. На рисунке 4.1 приведена фотография макроструктуры сварного соединения листовых полуфабрикатов из сплава 1151 полученного автоматической аргонодуговой сваркой. Рисунок 4.1. Макроструктура сварного соединения листов сплава 1151 толщиной 4 мм, выполненного ААрДЭС по режиму 2 (х2)

94 94 Как видно из рисунка 4.1 структура сварного шва плотная, без трещин и крупных несплошностей. Имеется небольшое количество газовых пузырей, допустимых по отраслевой документации. Структура зоны сварного шва мелкозернистая, дезориентированная, что характерно для случая быстрого затвердевания расплавленного металла при переохлаждении. На рисунке 4.2 приведены фотографии микроструктуры в различных зонах сварного соединения листовых полуфабрикатов из сплава 1151 полученного автоматической аргонодуговой сваркой. а) б) б) в) Рисунок 4.2. Фотографии микроструктуры сварного соединения листов сплава 1151 толщиной 4 мм, выполненного ААрДЭС(х500): а) зона исходного металла зона, б) - переходная зона, в) зона сварного шва.

95 95 Структура исходного листа из сплава 1151 в закаленном и естественно состаренном состоянии (см. рисунок 4.2а) состоит из твердого раствора легирующих элементов в алюминии, крупных выделений первичных фаз и мелких дисперсных выделений упрочняющих фаз, неразличимых при данном увеличении. По данным [22, 42] в структуре сплавов системы Al-Cu-Mg при изменении массового соотношения содержания Cu:Mg от 4:1 до 1,5:1 увеличивается количество S(Al 2 CuMg) - фазы. Соотношение Cu:Mg в сплаве 1151 составляет 2,75. В соответствии с содержанием легирующих элементов сплав 1151 располагается в концентрационном треугольнике системы Al-Cu- Mg правее квазибинарного разреза α+s, поэтому в структуре сплава 1151 практически отсутствует фаза θ(cual 2 )-фаза. В работах [51, 100] показано, что θ(cual 2 )-фаза участвует в образовании легкоплавкой эвтектики α+ θ(cual 2 ) + S(Al 2 CuMg), которая локализуется в околошовной зоне по границам зѐрен. Легкоплавкая эвтектика вызывает образование кристаллизационных трещин при сварке плавлением листов из сплава Д16, что приводит к значительному снижению прочности сварных соединений. На рисунке 4.3 представлен график зависимости микротвердости от расстояния до центра сварного шва. Рисунок 4.3. График зависимости микротвердости от расстояния до центра сварного шва при сварке листов из сплава 1151

96 96 Из графика на рис. 4.3 следует, что с увеличением расстояния от центра сварного шва, где микротвѐрдость составляет HV 0,5, величина еѐ возрастает до HV 0,5. В зоне термического влияния (ЗТВ) на расстоянии 7-12 мм от центра сварного шва наблюдается провал микротвердости, объясняющийся тем, что в этой зоне температура нагрева достигает закалочной температуры, при этом растворяются все упрочняющие дисперсоиды, что и приводит к снижению микротвѐрдости. Таким образом, сплав 1151, в отличие от сплава Д16, не склонен к образованию кристаллизационных трещин. Сварные соединения из листовых полуфабрикатов сплава 1151 выполненные ААрДЭС, имеют механические характеристики, значительно превышающие механические характеристики сварных соединений из листов сплава АМг6 (см. таблицы 4.3 и 4.4), поэтому листы из сплава 1151 могут применяться для сварных негерметичных конструкций перспективных ракет-носителей. На рисунке 4.4 приведены фотографии макроструктуры сварных соединений листовых полуфабрикатов из сплава 1545К в отожженном и нагартованном состоянии, полученных автоматической аргонодуговой сваркой. а) Рисунок 4.4 Фотография макроструктуры сварного соединения листов сплава 1545К (х2): а) лист толщиной 4 мм в нагартованном состоянии; б) - лист толщиной 4,5 мм в отожженном состоянии. б)

97 97 Сварка выполнялась на экспериментальных режимах, указанных в таблице 4.3. Проплав, образовавшийся после сварки, удалялся фрезерованием. Структура сварных швов на рисунке 4.4 плотная, трещины и поры отсутствуют. Отчѐтливо видны зона сварного шва (тѐмное поле), переходная зона (области серого цвета) и зона основного металла (области светлого цвета). Такая макроструктура сварных швов свидетельствует о том, что экспериментальные режимы обеспечивают получение качественных сварных соединений. Сплав 1545К относится к системе легирования Al-Mg-Sc. Добавки скандия измельчают структуру алюминиевого сплава и повышают температуру рекристаллизации в деформированных полуфабрикатах. На рисунке 4.5 приведены фотографии микроструктуры листов сплава 1545К в исходном отожженном и нагартованном состояниях. а) б) Рисунок 4.5. Фотографии микроструктуры листов сплава 1545К (х500): а) в отожжѐнном состоянии; б) в нагартованном состоянии. Исходная микроструктура листа из сплава 1545К состоит из твердого раствора легирующих элементов в алюминии, крупных первичных выделений избыточных фаз и дисперсных выделений упрочняющих фаз,

98 98 преимущественно алюминида скандия ScAl 3, неразличимых при увеличениях светового микроскопа. На рисунке 4.5 в микроструктуре листов как в нагартованном, так и отожжѐнном состоянии наблюдается ярко выраженная вытянутая в направлении прокатки нерекристаллизованная структура. Это объясняется тем, что добавки скандия повышают температуру рекристаллизации, и в листовых полуфабрикатах из сплава 1545К даже после отжига при температурах o C сохраняется нерекристаллизованная структура. На рисунке 4.6 приведены фотографии микроструктуры различных зон сварного соединения листов сплава 1545К, выполненного ААрДЭС. а) б) Рисунок 4.6. Фотографии микроструктуры сварного соединения листов сплава 1545К выполненного ААрДЭС: а) - сварного шва(х500), б) переходная зона(х200). В зоне сварного шва (рисунок 4.6а) наблюдается литая структура, характерная для случая быстрого затвердевания объѐма расплавленного металла. Видны крупные частицы первичных фаз, дендритная структура не выражена. В переходной зоне (рисунок 4.6б) наблюдается плавный переход от исходной нерекристаллизованной структуры с мелкодисперсными структурными составляющими к более грубой литой структуре.

99 99 На рисунке 4.7 представлены графики зависимости микротвѐрдости от расстояния до центра сварного шва из листов сплава 1545К в отожжѐнном и нагартованном состояниях. а) б) Рисунок 4.7. График зависимости микротвердости от расстояния до центра сварного шва при сварке листов из сплава 1545К в отожженном (а) и нагартованном (б) состояниях

100 100 Микротвѐрдость в сварном шве из отожжѐнных и нагартованных листов сплава 1545К растѐт с увеличением расстояния от центра сварного шва. Зоны провала микротвердости, характерной для сварных соединений термически упрочняемых алюминиевых сплавов, не наблюдается. Равномерное увеличение микротвердости от центра сварного шва до зоны основного металла, без значительных провалов, с общим разбросом в HV 0,5 свидетельствует о том, что в зоне термического влияния процессы рекристаллизации и укрупнения размеров дисперсных выделений не приводят к значительным изменениям механических свойств. Всѐ указанное выше способствует получению сварных соединений с низким уровнем ослабления материала сварного шва. Таким образом, сварные соединения из листовых полуфабрикатов сплава 1545К, выполненные аргонодуговой электросваркой, имеют механические характеристики превышающие аналогичные характеристики сварных соединений из листов сплава АМг6 (см. таблицы 4.3 и 4.4), их геометрические параметры и структура удовлетворяют требованиям отраслевых стандартов к сварным соединениям из листов сплава АМг6. Листы из сплава 1545К в отожжѐнном и нагартованном состояниях обладают хорошей свариваемостью методом ААрДЭС и пригодны для изготовления герметичных баковых конструкций перспективных ракет-носителей. 4.2 Получение сварных соединений из листовых полуфабрикатов сплавов 1151 и 1545К методом контактной точечной сваркой Контактная точечная сварка (КТС) - это один из способов контактной сварки, который наиболее широко применяется в машиностроении, в том числе и в ракетно-космической промышленности для получения негерметичных сварных соединений. Этому способствовали положительные особенности процесса КТС: незначительные остаточные деформации, высокая производительность, высокий уровень механизации и автоматизации, гибкость и универсальность технологического процесса,

101 101 отсутствие вспомогательных сварочных материалов, высокая экологичность и культура производства. В изделиях ракетно-космической техники к качеству точечных сварных соединений предъявляются повышенные требования по надѐжности и стабильности прочностных характеристик, уровню остаточных деформаций, а также, в ряде случаев, по гарантированному уровню надѐжности полного отсутствия таких дефектов, как непровары и выплески. Поэтому очень важно установить оптимальные параметры технологического процесса сварки для полуфабрикатов из новых сплавов, с целью получения сварных соединений с характеристиками, удовлетворяющими требованиям отраслевых стандартов Определение экспериментальных режимов точечной электросварки Для изготовления методом контактной точечной электросварки (ТЭС) элементов негерметичных конструкций «сухих» отсеков ракеты-носителя - переходного, хвостовых отсеков, межбаковых отсеков и т.д., применяют листы из алюминиевого сплава АМг6. Нетермоупрочняемый алюминиевый сплав АМг6 относится к системе легирования Al-Mg. Сплавы этой группы хорошо свариваются всеми видами сварки. Термически упрочняемые сплавы системы Al-Cu-Mg - дуралюмины, к которым относится сплав Д16, практически не применяются для сварных конструкций, т.к. сварные соединения имеют низкую прочность. Предполагалось, что сплав 1545К, имеющий систему легирования Al- Mg-Sc, также хорошо сваривается методом точечной сварки, как и сплав АМг6. Сплав 1151 относится к той же системе легирования, что и сплав Д16, но по свойствам свариваемости превосходит его. Поэтому при определении параметров экспериментальных режимов точечной сварки листовых полуфабрикатов из перспективных алюминиевых сплавов 1151 и 1545К в качестве оценочных критериев геометрических и прочностных характеристик точечных соединений можно принимать

102 Марка сплава Толщина листа, мм Состояние поставки Сварочное усилие, кн Ковочное усилие, кн Сварочный ток, ка Диапазон изменения длительности импульса сварочного тока, сек 102 требования отраслевых стандартов [139, 140] для точечных соединений из листов сплава АМг6. Для оценки свариваемости сплавов 1151 и 1545К методом контактной сварки применялись полуфабрикаты: - лист из сплава 1151 толщиной 3 мм в закалѐнном и естественно состаренном состоянии; - лист из сплава 1545К толщиной 4 мм в нагартованном состоянии; - лист из сплава 1545К толщиной 4,5 мм в отожжѐнном состоянии. Так как листы из сплавов 1151 и 1545К, по сравнению с листами из сплавов АМг6 и Д16, имеют более высокие значения предела прочности и предела текучести (см. таблицы 4.2 и 4.4), выявляется необходимость увеличения значений сварочного и ковочного усилий при контактной сварке. Остальные параметры режима, определяющие уровень энерговложения в зону сварки, находились опытным путем с обеспечением конечного результата получения достаточно развитых зон расплава, при условии стабильного формирования соединений на серии сварных образцов. Параметры выбранных экспериментальных режимов точечной сварки листовых полуфабрикатов из сплавов 1151 и 1545К приведены в таблице 4.5. Таблица Экспериментальные режимы точечной электросварки листовых полуфабрикатов из сплавов 1151 и 1545К К закалка + естественное старение ,18-0,32 4 нагартованное ,15-0,22 4,5 отожжѐнное ,16-0,26

103 103 Номинальный режим сварки должен быть подобран таким образом, что геометрические размеры точек и, прежде всего, диаметр литой зоны по линии нахлеста соединяемых листов на некоторую величину (4-5 мм) превышали минимальные значения, указанные в стандартах [139, 140]. Наличие такого «запаса» гарантирует уверенное получение на штатных сборках надежных качественных соединений Оценка геометрических параметров и механических характеристик сварных точечных соединений Процесс точечной сварки листовых полуфабрикатов из сплавов 1151 и 1545К протекал стабильно, без образования внутренних выплесков. Отпечатки точек правильной формы, рельефные, с четкими границами. Разрушение образцов техпробы происходило с образованием вырыва круглого отверстия на одной из пластин (см. рисунок 4.6). Образование вырывов при разрушении, а также отсутствие выплесков и непроваров в полученных сварных точечных соединениях свидетельствует о высокой стабильности полученных качественных характеристик соединений. Рисунок 4.6. Образец техпробы: а) - до разрушения; б) - после разрушения D диаметр отпечатка, d диаметр ядра сварочной точки.

104 104 На каждом экспериментальном режиме для проверки стабильности выполнялась сварка свыше 200 точек на образцах листов из сплавов 1151 и 1545К с последующим их разрушением и металлографическими исследованиями. При выполнении точечной сварки в производственных условиях возможно отклонение энергетического параметра режима сварки - длительности импульса сварочного тока. Для оценки качества сварного точечного соединения при отклонении длительности импульса сварочного тока от номинального значения сваривались образцы техпробы с изменением длительности импульса сварочного тока t i. Диапазоны изменения длительности импульса сварочного тока для полуфабрикатов из сплавов 1151 и 1545К в различных состояниях приведены в таблице Рисунок 4.7. Графики зависимости диаметра отпечатка (1) и диаметра литого ядра (2) от длительности импульса сварочного тока при точечной сварке листов из сплава 1151 толщиной 3 мм. После разрушения образцов техпробы замерялись диаметры отпечатков и диаметры ядер сварных точек. Результаты испытаний отражены в графиках зависимости диаметра отпечатка и диаметра ядра от длительности импульса

105 105 сварочного тока при сварке ТЭС листов из сплавов 1151 и 1545К, приведенных на рисунках а) 1 2 б) Рисунок 4.8. Графики зависимости диаметра отпечатка (1) и диаметра литого ядра (2) от длительности импульса сварочного тока при точечной сварке: а) - листов из сплава 1545К толщиной 4,5 мм в отожженном состоянии; б) - листов из сплава 1545К толщиной 4 мм в нагартованном состоянии.

106 Состояние материала Толщина листа, мм Минимальный диаметр отпечатка, мм Минимальный диаметр литого ядра, мм Величина проплавления, % 106 Из графиков на рисунках 4.7, 4.8 видно, что при уменьшении длительности импульса сварочного тока происходит уменьшение диаметра отпечатка и диаметра литого ядра сварной точки. Такое уменьшение диаметров объясняется тем, что при уменьшении энерговложения в зону сварки диаметр ванны с расплавом уменьшается. В таблице 4.6 приведены геометрические параметры точечных соединений листов из сплавов 1151 и 1545К в сравнении с получаемыми при сварке листов сплава АМг6 в соответствии с требованиями [140]. Таблица Параметры точечных соединений листов из сплавов 1151 и 1545К в сравнении с получаемыми при сварке листов сплава АМг6 Марка сплава АМг6 отожжѐнное закалка + естественное старение 4,5 16 8, К нагартованное отожжѐнное 4, В таблице 4.6 в качестве минимального диаметр литого ядра для сварных соединений из листов алюминиевых сплавов 1545К и 1151 принимался средний фактический диаметр литого ядра сварной точки при отработке режима сварки на образцах технологической пробы.

107 107 Из таблицы 4.6 видно, что по размерным характеристикам сварные точечные соединения листовых полуфабрикатов из сплавов 1545К и 1151 близки по своим значениям случаю сварки АМг6 и удовлетворяют требованиям отраслевых стандартов. Для оценки механических свойств сварных соединений изготавливались образцы для испытаний на срез и отрыв сварной точки. Результаты механических испытаний сварных соединений из листов сплавов 1151 и 1545К на срез и отрыв приведены в таблице 4.7. Таблица Механические свойства сварных точечных соединений листов из сплавов 1545К и 1151, выполненных на экспериментальных режимах сварки Марка сплава Толщина листа, мм К Состояние поставки закалка + естественное старение Среднее усилие разрушения сварной точки при срезе Р среза Среднее усилие разрушения сварной точки при отрыве Р отрыва кн нагартованное ,5 отожжѐнное Для проведения прочностных расчетов конструкций, проектируемых с использованием точечной сварки листов из сплавов 1151 и 1545К, необходимо рассчитать минимальные усилия разрушения сварных точек сплавов 1151 и 1545К. Минимальные усилия разрушения сварных точек определяются исходя из данных, указанных в таблицах 4.6 и 4.7 по формулам (4.1) и (4.2): P P d 2 срезасредн. среза min, 2 dф. средн. кн (4.1)

108 108 P P d 2 отрыва средн. отрыва min, 2 dф. средн. кн (4.2) где P среза средн. - среднее усилие разрушения сварной точки при срезе; P отрыва средн. - среднее усилие разрушения сварной точки при отрыве; d минимальный диаметр литого ядра в соответствии с толщиной свариваемых листов по [140]; d ф. средн. фактический средний диаметр литого ядра сварной точки на образцах технологической пробы. Минимальные усилия разрушения сварных точек сплавов 1151 и 1545К приведены в таблице 4.8. Для сравнения в таблице 4.8 указаны минимальные усилия разрушения сварных точек из сплава АМг6 в соответствии с требованиями [139]. Таблица Минимальные усилия среза и отрыва сварных точек при сварке листовых полуфабрикатов сплавов 1151, 1545К на экспериментальном режиме и сварных точечных соединений из листов сплава АМг6 по ОСТ Марка сплава Толщина листа, мм Состояние поставки Минимальное Минимальное усилие разрушения усилие разрушения сварной точки при сварной точки при срезе Р среза min отрыве Р отрыва min кн 3 7,4 4,7 АМг6 4 отожжѐнное 9,3 6,3 4,5 10,3 6,9 закалка естественное 9,9 4,8 старение 1545К 4 нагартованное 13,2 9,2 4,5 отожжѐнное 17 13,1

109 109 Так как полуфабрикаты из сплава 1151 планируется применять в конструкции хвостовых отсеков ракет-носителей, работающих при повышенных температурах, необходимо определить прочностные характеристики сварных точечных соединений листов из сплава 1151 в диапазоне температур о С. Механические характеристики (Р среза и Р отрыва ) сварных соединений определялись по методам, приведенным в [139]. Результаты определения механических характеристик сварных точечных соединений листов сплава 1151 при повышенных температурах представлены в виде графиков на рисунках 4.9 и Рис График зависимости усилия среза сварной точки из сплава 1151 от температуры нагрева

110 110 Рис График зависимости усилия отрыва сварной точки из сплава 1151 от температуры нагрева Характер кривых на рисунках 3.9 и 3.10 позволяет сделать вывод о том, что при нагревах в интервале температур о С механические характеристики сварных точечных соединений листов сплава 1151 линейно снижаются. До температуры 175 о С значения механических характеристик сварных соединений сплава 1151 соответствуют требованиям отраслевых стандартов. При этом динамика падения механических свойств и их значения при более высоких температурах позволяют применять сплав в сварных малонагруженных конструкциях, эксплуатирующихся до С. Количество сварных точек в таких конструкциях, работающих при повышенных температурах, следует назначать с учетом падения механических свойств.

111 Металлографические и рентгенографические исследования структуры точечных сварных соединений из сплавов 1151 и 1545К Проводилось металлографическое исследование структуры сварных точек, выполненных из листовых полуфабрикатов алюминиевых сплавов 1545К и Фотографии макроструктуры поперечных сечений сварных соединений представлены на рисунке а) б) Рис Макроструктура сварной точки (х3): а) сварка листов из сплава 1151 толщиной 3 мм в состоянии закалка + естественное старение; б) - сварка листов из сплава 1545К толщиной 4,5 мм в отожженном состоянии. Структура сварных точек из сплавов 1151 и 1545К, приведѐнная на рисунке 4.11, плотная, без трещин, пористости и других несплошностей. В приграничной области, по окружности литого ядра в направлении теплоотвода просматривается периферийная зона столбчатых кристаллов.

112 112 Центральная часть литой зоны мелкозернистая, дезориентированная, что характерно для случая быстрого затвердевания объема металла при переохлаждении. Такая структура сварной точки свидетельствует о хорошей технологической свариваемости листов из алюминиевых сплавов 1545К и 1151 контактной точечной сваркой В производственных условиях необходимо контролировать точечные сварные соединения для исключения дефектов, ведущих к разрушению ответственных конструкций. Для контроля качества точечных сварных соединений алюминиевых сплавов используются неразрушающие методы ультразвуковой, дилатометрический, акустический и т. д.. Самым надежным, обеспечивающим наибольшую достоверность определения диаметра ядра точек является рентгеноконтроль с применением рентгеноконтрастных материалов. При выборе рентгеноконтрастного материала учитывают следующее: коррозионную стойкость самой фольги и сварного соединения в целом; температура плавления фольги должна быть не выше температуры плавления сплава, получение контрастной светотеневой картины точки на рентгеноснимке, отсутствие заметного снижения прочности и пластичности соединения. Для контроля качества сварных точечных соединений из алюминиевых сплавов 1151 и 1545К в качестве рентгеноконтрастного материала использовалась фольга состава Al-10%Ag (СрА10). На рисунке 4.12 приведена типичная рентгенограмма сварной точки алюминиевых сплавов с применением фольги СрА10. Темное кольцо на границе литого ядра обозначает на рентгенограмме непосредственно литое ядро, а светлое кольцо - от утолщения фольги вследствие ее деформации при образовании зоны расплавления.

113 113 Рис Рентгенограмма сварной точки алюминиевых сплавов с применением фольги СрА10 На рисунке 4.13а,б схематично показаны типичные светотеневые картины рентгенограмм для сварных точек из сплавов АМг6, 1151 и 1545К, где видно, что диаметр сварной точки сплавов АМг6 и 1545К можно определить только при использовании рентгеноконтрастной фольги СрА10. ядра отпечатка отпечатка а) б) Рис Типичная светотеневая картина при рентгенографировании точечных соединений: а) сплавов АМг6 и 1545К без использования СрА10; б) сплавов АМг6, 1545К с использованием СрА10 и сплава 1151 без СрА10. Однако, с изменением системы легирования алюминиевых сплавов (сплав 1151 легирован рентгеноконтрастным элементом медью) ситуация меняется. На рентгенограммах соединений из сплава 1151 (см. рис. 4.13б)

114 114 проявляется не только диаметр отпечатка, но и вторая внутренняя окружность. Образование рентгеноконтрастных границ является результатом перераспределения элементов, входящих в состав алюминиевого сплава 1151, в стадии плавления и кристаллизации. За счет дендритной ликвации при быстром охлаждении и кристаллизации основания столбчатых кристаллов по границе литого ядра оказываются обогащенными алюминием. Таким образом, граница литого ядра оказывается рентгеноконтрастной, и на рентгенограмме выявляется в виде темного кольца на границе зоны взаимного расплавления деталей. Замер диаметра этой окружности позволяет определить наиболее важный параметр точечного соединения диаметр литого ядра сварной точки. Опытным путѐм установлено, что с помощью рентгенопросвечивания сварных точечных соединений из листов сплава 1151 без закладки внахлест рентгеноконтрастной фольги погрешность определения диаметра ядра не превышает ±1,0 мм, что соответствует требованиям отраслевых стандартов и вполне достаточно для оценки качества сварки.

115 115 5 ПРОМЫШЛЕННАЯ АПРОБАЦИЯ И ВНЕДРЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ РАБОТЫ 5.1 Разработка и испытание опытной конструкции из полуфабрикатов сплава 1151 с применением технологии непрерывной аргонодуговой и контактной точечной электросварки Для подтверждения возможности изготовления сварных негерметичных конструкций ракет-носителей из листов перспективного алюминиевого деформируемого сплава 1151 была разработана и изготовлена опытная конструкция «отсек». Конструкторская документация на опытную сборку разрабатывалась в соответствии с технологическими процессами и нормативно-технической документацией, действующей на ФГУП «ГНПРКЦ «ЦСКБ-Прогресс». На рисунке 5.1 приведена фотография опытной сборки перед проведением испытаний на разрушение. Рисунок 5.1. Фотография опытной сборки из сплава 1151 перед испытаниями на разрушение

116 116 Опытная сборка разрабатывалась на базе штатной конструкции хвостового отсека серийной ракеты носителя (ХО РН) и представляет собой цилиндрическую оболочку из алюминиевого сплава Оболочка изготавливалась из двух частей, соединенных между собой аргонодуговой электросваркой. По торцам цилиндрической оболочки устанавливались верхний и нижний шпангоуты, изготовленные гибкой из листов сплава Шпангоуты изготавливались из двух полушпангоутов, соединенных между собой ААрДЭС. Соединение шпангоутов и оболочки осуществлялось методом точечной электросварки. Для имитации напряженно-деформированного состояния ХО РН в опытной конструкции были предусмотрены два круглых выреза - люка. Для определения характера разрушения сварных соединений, жесткостных характеристик, напряжѐнного состояния и несущей способности опытного отсека из алюминиевого сплава 1151 после изготовления сборка испытывалась на одноосное смятие до разрушения. Расчѐтное значение критической осевой силы, при достижении которой произойдет потеря устойчивости идеальной оболочки с размерами оболочки опытного отсека, производился по формуле [138]: Т кр = 2πkEδ 2 (5.1) где k - безразмерный коэффициент устойчивости идеальной оболочки; E - статический модуль упругости (для листов сплава 1151 в закаленном и естественно состаренном состоянии Е = 72 ГПа); δ толщина оболочки, мм.

117 [138]: 117 Коэффициент устойчивости идеальной оболочки находился по формуле 1 k 8 где δ - толщина оболочки, мм; 100 R 3 (5.2) R радиус оболочки. Для рассматриваемой опытной конструкции коэффициент устойчивости идеальной оболочки k составил 0,354. Расчѐтное значение критической осевой силы Т кр для идеальной оболочки равно 256,1 тонны. Согласно данным, приведѐнным в [138], фактическая величина критической осевой силы составляет 0,15-0,3 от расчѐтного значения, что обусловлено несовершенствами реальной оболочки по сравнению с идеальной. Следовательно, критическая осевая сила, при которой произойдет потеря устойчивости оболочки опытной конструкции, составит 38,4-76,8 тонн. Общий вид установки для испытания отсека из сплава 1151 представлен на рисунке 5.2. К верхнему шпангоуту крепилось массивное стальное кольцо, к которому с помощью гидравлических силовозбудителей прикладывалась нагрузка. Нагружение осуществлялось с помощью гидравлических силовозбудителей этапами по 20 % от испытательных нагрузок до 100 % их значений.

118 118 Рис Общий вид установки для испытания опытного отсека из алюминиевого сплава 1151: 1 - опытная конструкция, 2 силовозбудитель, 3 плита. Динамика разрушения опытной конструкции приведена в таблице 5.1. Таблица Динамика разрушения опытной конструкции (обечайки) из алюминиевого сплава 1151 Событие Начало разрушения сварных швов ААрДЭС стыков верхнего и нижнего шпангоута Начало разрушения сварных точек крепления верхнего и нижнего шпангоута Осевая нагрузка, т Полный отрыв полушпангоутов 57 Потеря конструкционной устойчивости оболочки (начало пластической деформации) Разрушение оболочки (деформация, трещины в местах сварных швов ААрДЭС и в местах точек контактной сварки ТЭС)

119 119 На рисунке 5.3 представлены фотографии опытной конструкции после разрушения. Рис Внешний вид опытной конструкции после разрушения Изучение зон деформации и разрушения указывает на то, что конструкция опытной сборки разрушилась с преобладанием пластической деформации в наиболее слабых местах сварные швы, околошовные зоны и зоны сварных точек. Критическая осевая нагрузка, под воздействием которой оболочка опытного отсека потеряла конструкционную устойчивость, составила 61 тонну, что хорошо согласуется с расчѐтными значениями. 5.2 Разработка и испытание опытной герметичной конструкции из полуфабрикатов сплава 1545К Для отработки технологических процессов изготовления герметичных конструкций и оценки работоспособности сварных соединений из полуфабрикатов алюминиевого сплава 1545К была изготовлена опытная конструкция ресивер. Опытная конструкция разрабатывалась на базе штатного ресивера, входящего в конструкцию серийной ракеты-носителя.

120 120 На рисунке 5.4 представлен внешний вид опытного ресивера после испытания на герметичность при низких температурах. Рисунок 5.4. Внешний вид опытной конструкции из алюминиевого сплава 1545К после испытания на герметичность при низких температурах. Схематичное изображение опытной сборки представлено на рисунке 5.5. Рисунок 5.5. Схема опытной конструкции из алюминиевого сплава 1545К: 1 фланец, 2 прижимное кольцо, 3 обечайка, 4 фланец.