Диссертация (Исследование влияния деформации, термической обработки и сварки на фазовый состав, текстуру и анизотропию механических свойств материалов авиационной техники из алюминий-литиевых сплавов 1441, 1461 и 1469), страница 4

σВСтанд.откл. δ, %Станд.откл.МПа032412,643412,812,91,2воду24159,847315,310,30,9(2500С/сек)44717,05131,510,40,6648815,551912,89,90,6850619,653121,110,61,5271.3 Слоистые алюмостеклопластики (СИАЛы) в авиацииЗначительную перспективу в использовании новых материалов вавиации связывают со слоистыми алюмостеклопластиками –СИАЛами(GLARE), которые отличает от алюминиевых сплавов пониженная на 10-15%плотность (2,4 г/см3), высокие прочность (σВ>600 МПа) и уникальныепоказатели СРТУ и пожаростойкости [44-52], рис.1.11. ИспользованиеСИАЛов в обшивке аэробуса А-380 позволило снизить вес более чем на 500кг.00 = НП Al листаAl слойЭпоксидный препрег (ЭП)армированный стекловолокном0(СВ) в 0 направленииЭП , армированный0стекловолокном в 90направленииAl слойЭП , СВ в 90ЭП , СВ в 000Al слойРисунок 1.11. Вид СИАЛаВ табл.1.6 приведены характеристики различных сортов СИАЛов и ихобозначения, а в табл.1.7 свойства компонентов СИАЛов [44-46].Таблица 1.6 Стандартные сорта СИАЛовСортПодвидСИАЛаТолщина листа (мм) иОриентацияПреимущественныеобозначение сплавапрепрегаа) вхарактеристикикаждомпакетеб)Glare 1-0,3-0,4 7475-Т761280/0Усталость, прочность,предел текучестиGlare 2Glare 2А0,2-0,5 2024-Т30/0Усталость, прочностьGlare 2В0,2-0,5 2024-Т390/90Усталость, прочность-0,2-0,5 2024-Т30/90Усталость,Glare 3ударостойкостьGlare 4Glare 4А0,2-0,5 2024-Т30/90/0Усталость, прочность в00 направленииGlare 4В0,2-0,5 2024-Т390/0/90Усталость, прочность в900 направленииGlare 5-0,2-0,5 2024-Т30/90/90/0УдаростойкостьGlare 6Glare 6А0,2-0,5 2024-Т3+45/-45Сдвиг, свойства вдиагональномнаправленииGlare 6В0,2-0,5 2024-Т3-45/+45Сдвиг, свойства вдиагональномнаправленииа)Все направления алюминиевых листов одинаковые, направление прокаткиобозначается 00, а поперечное – 900;б)Число ориентаций в этой колонкеравно количеству слоев препрега (каждый номинально толщиной 0,133 мм) вкаждом пакете.Таблица 1.7 Свойства компонентов СИАЛаСложная комплексная технология изготовления СИАЛов требует дляконтроля качества продукта различных методов испытания и контроля.

Нарис. 1.12 приведена установка для усталостных испытаний СИАЛов, а на рис.1.13 показано испытание для определения характеристики угла раскрытия ввершине трещины (CTOA - crack-tip-openingangle).29Рисунок 1.12. Оборудование для усталостных испытаний СИАЛовРисунок 1.13. Пример испытания для определения характеристики угла раскрытия ввершине трещины (CTOA - crack-tip-opening angle)Одним из важнейших преимуществ СИАЛов по сравнению сметаллическими материалами является высокое сопротивление росту30усталостной трещины.

По этой причине большое внимание уделяетсямоделированию этого процесса [47-52]. Наряду со многими достоинствамиСИАЛа этот материал обладает некоторыми недостатками, такими каквлагопоглощение[53-56],атакжепониженнымпосравнениюсалюминиевыми сплавами модулем упругости, табл.1.8Таблица 1.8 Упругие свойства СИАЛа и эпоксистекловолкнистого композита [53]МатериалОбемн.ДоляИсходные данныеExEyG12Расчет (эксперимент)ν12ExГПа(%)Eyν12ГПаЭпокс.смола40551,850,3---Стекл.волокно6072,072,028,80,14---2024-Т35772,472,428,00,33---СВ/Э43----30,6(27,4)30,6(27,4)0,38СИАЛ100----54,8(57,3)54,8(57,3)0,25Значительное количество исследований СИАЛов как и другихкомпозиционных материалов посвящено определению их механических иупругих характеристик, в том числе в условиях сложнонапряженногосостояния.

Это обусловлено сильной анизотропией СИАЛов, высокойчувствительностью их свойств к параметрам технологии и наличиемсложных корреляций их механических свойств со структурными игеометрическимипараметрами.Однимизважныхнаправленийисследований также является развитие неразрушающих методов контролякачества СИАЛов. Без создания таких методов их использование вответственных компонентах самолетов было бы невозможно, поскольку вбольшинстве случаев сам материал и деталь из него изготавливаютсяодновременно и отдельное испытание материала не может бытьосуществлено.При описании свойств КМ используют микромеханические имакромеханические (феноменологические) подходы. Первые описывают31свойства композитов на основе индивидуальных характеристик матрицы иармирующих компонентов, структуры поверхности раздела с учетомразличия упругих модулей, коэффициентов теплового расширения, а такжеих химического взаимодействия.

Микромеханические подходы позволяютустановитькорреляциимеждухарактеристикамикомпонентов,параметрами технологии и свойствами СИАЛови тем самым указываютпути оптимизации отбора компонентов и технологических процессов.Наиболее популярным количественным представлением упругих ипрочностных свойств КМ является правило смесей.Следует указать, что для КМ упругие характеристики играютбольшую роль, чем для монолитных материалов, поскольку их величина взначительной степени определяется потерей устойчивости на границераздела и в этом смысле величину упругих модулей можно отнести не кфизическим,амеханическимсвойствам.прочностныхипластическихсвойствЗначительныематрицыиразличияармирующегокомпонента, а также энергии границы раздела приводит к существенномуотклонению экспериментальных зависимостей прочности от объемнойдоли армирующего компонента. Экспериментальные величины заключенымежду верхней и нижней границами, вычисленными по правилу смесейпри условии равной деформации компонентов (верхняя граница) и равныхнапряжений (нижняя граница).Следует отметить важное обстоятельство, связанное с результатамимоделирования упругих характеристик СИАЛов.

Если использовать дляСВ/Э композита правило аддитивности, то исходя из данных табл.1.8(объемная доля эпоксидного наполнителя 40% и модуль 5ГПа, а модульстекловолокна 72 ГПа) получим, что модуль Юнга СВ/Э композита будетравен 45,2 ГПа. Тем не менее, микромеханический расчет дает 30,6 ГПа, аэксперимент 27,4 ГПа. Это является следствием того, что в отличии отэпоксиднойсмолыиалюминиястекловолокнообладаетсильнойанизотропией и модуль Юнга в нормальном оси волокна направлении32значительно ниже [53] (табл.1.8).

Из этого следует важный вывод о том, чтоувеличение модуля Юнга волокна менее эффективно по сравнению сувеличениеммодуляметаллическогокомпонента,вданномслучаеалюминия. Даже в случае использования самого эффективного для обечаекстроения СИАЛа (два слоя с параллельными и один с перпендикулярнымиволокнами) увеличение осевого модуля на 10% будет соответствоватьувеличению модуля металла всего на 3%.Поэтому самым эффективным способом повышения модуля упругостиСИАЛов является увеличение модуля упругости металлического компонента.Для решения этой проблемы ФГУП ВИАМ предложил новый класс СИАЛовна базе алюминий-литиевых сплавов, что позволило на 8-10% повыситьмодуль упругости и на 5-7% снизить плотность [59-64].331.4 Количественный фазовый анализВ работах [65-67] даны основные уравнения для расчета измененийобъемных и линейных размеров алюминиевых сплавов в результате реакцийрастворения/выделения связанных с термообработкой.

Параметры решеткидля двойных сплавов алюминия в соответствии с законом Вегарда линейносвязаны с содержанием легирующего элемента: a a  a Al   X (1) X  a X - изменение параметра решетки на 1 массовый процент легирующегоэлемента, А/мас.%; X– массовый процент легирующего элемента.a Значения  для двойных сплавов на основе Al приведены в X монографии [67]. Массовые проценты фаз в двухфазной области двойногосплава могут быть определены по правилу рычага:W A  100X B X 0, WB=100-WA(2)XB  XAгде: WA- масс. % фазы А; WВ - масс. % фазы В; XА - массовый %легирующего элемента в фазе А; XВ -массовый % легирующего элемента вфазе В; X0 - массовый % легирующего элемента в сплаве.a В табл.

1.9 приведены значения  , составы и удельные объемы X интерметаллидных фаз для сплавов систем Al-Mg, Al-Cu, Al-Mg-Liи Al-СuLi.Информация о количественном соотношении фаз в сплавах позволяетконтролировать состояние сплавов после различных режимов обработки,рассчитывать объемные и линейные изменения размеров, сопровождающиетермообработку.34Таблица 1. 9 Данные для расчета фазового состава сплавов систем Al-Mg, Al-Cu, AlMg-Liи Al-Cu-LiЭлемент a  3 10 X Фаза a  3 10 Y КонцентрацияУдельныйлегирующихобъем (VB)элементов (X)мас.%см3/г--0,3705+4,62β (Al3Mg2)37,60,448-5,10Θ (Al2Cu)54,20,2299Θ' (Al2Cu)54,20,2472Θ''44,00,2611AlLi20,50,5744Al3Li7,90,4583Å/ мас.%Å/ ат.%Al (основа)--Mg+5,18Cu-2,19Li--Cu+Li--T1 (Al2CuLi)5.5Li – 51.1Cu0.3223Mg+Li--S1 (Al2MgLi)8,1Li 28,5Mg0,5602К табл.1.9: аAl=4,0493×10-8 см; AAl=26,98 г/моль; VAl=1/= 0,3705см3/г; Y – атомный % легирующего элемента.В работе [66] приведены данные для определения фазового состава всплавах системы Al-Mg-Li.

Такой же подход может быть использован и длясплавов системы Al-Сu-Li [68-70].В сплавах системы Al-Mg-Li типа 1420присутствуют в основном две интерметаллидные фазы, ' (Al3Li) иS1(Al2MgLi) [1] и их количественное соотношение может быть рассчитано повеличине параметра решетки твердого раствора. Магний существенноувеличиваетпараметррешетки[1],поэтомувыделениеS1 –фазысопровождается его снижением.

Содержание лития в твердом растворепрактически не влияет на его параметр решетки [1], однако выделение 'фазы приводит к обогащению магнием твердого раствора и увеличению егопараметра решетки. Сплавы системы Al-Cu-Liс некоторыми допущениямиможно представить как трехфазные смеси из-твердого раствора, δ'- и Т1фаз. Помимо этих фаз могут присутствовать медьсодержащие двойные (Θ,35Θ', Θ'') и тройные (T2 - Al6CuLi) фазы, а также S' (Al2CuMg) в сплавах,содержащих магний и β' (Al3Zr) в сплавах, содержащих Zr. Однако приколичественных расчетах их вклад незначителен, хотя их роль может бытьсущественной, например это касается выделения дисперсных частиц δ'-фазына границах ГП-зон при ДНН (700С) [71].Важно отметить, что тройная Т1-фаза в сплавах Al-Сu-Liимеет сходнуюстехиометрию с S1 фазой в Al-Mg-Liсплавах, а именноAl2CuLi.

Единственноеразличие состоит в том, что медь снижает период решетки (см. табл.1.9) и всоответствии с этим выделение δ'- фазы приводит к увеличению периода-твердого раствора, а выделение Т1 фазы - к его снижению. Чтобы получитьрасчетное соотношение, воспользуемся уравнениями баланса элементного ифазовогосостава в сплаве:100 X Al0 = X Al Wα+ X AlT+ X Al'10100 X Cu= X CuWα+ X AlT(4)100 X Li0 = X Li Wα+ X LiT+ X Li1'1Wα++=1000Где: X Al0 , X Cu, X Li0 - концентрации Al, Cu и Li в сплаве, соответственно(мас.%); Wα ,X AlT1 , X LiT1 ,- массовый % α-, T1и δ'-фаз, соответственно; X Al , X Cu, X LiT1X Cu, X Al ' , X Li ' - концентрации Al, Cu и Li в α-, T1и δ'-фазах,соответственно.ЗначенияпараметровX Al , X Al ' ,SX AlT1 ,X LiT1 , X Li ' рассчитываютсяизстехиометрии T1(Al2CuLi) и δ' (Al3Li)-фаз.