ГЛАВНАЯ НА ВООРУЖЕНИИ ПЕРСПЕКТИВНЫЕ
РАЗРАБОТКИ
ОГНЕВАЯ МОЩЬ
ЗАЩИТА ПОДВИЖНОСТЬ 

ЭКСКЛЮЗИВНЫЕ МАТЕРИАЛЫ  БИБЛИОТЕКА ФОТООБЗОРЫ
 
 




ВЫСОКОПРОЧНЫЙ АЛЮМИНИЕВЫЙ ЛИТЕЙНЫЙ СПЛАВ ДЛЯ КОМБИНИРОВАННЫХ БРОНЕВЫХ ОТЛИВОК

Э. Я. ПЕТРОВА, Б. Ю. ФЕЙГЕЛЬСОН, А. М. КОРОЛЬКОВ,

Л. П. ГЕРАСИМОВА, А. Г. КУРИЛОВ

Вестник бронетанковой техники. 1970. №6

 

Среди алюминиевых сплавов наилучшим сочетанием противоснарядной стойкости и живучести при снарядном обстреле обладает деформируемый сплав АМг6. Высокопрочные алюминиевые дефор­мируемые сплавы типа В95, Д20 имеют низкую жи­вучесть при снарядном обстреле, малопрочные сплавы АМЦ, AMг — низкую противоснарядную стойкость при высокой живучести. Одним из ва­риантов использования алюминиевых сплавов яв­ляется создание на их основе комбинированной противоснарядной брони.

Задача данного исследования — разработка вы­сокопрочного литейного алюминиевого сплава, не уступающего по механическим свойствам деформи­руемому сплаву АМг. Эта задача очень сложна, так как возможность упрочнения (за счет деформирования) отсутствует.

Анализ посвященной этому вопросу литературы показал, что из литейных алюминиевых сплавов лучшим сочетанием твердости и ударной вязкости обладают сплавы системы AlMg. Применяемые в настоящее время известные сплавы системы AlMg:        Ал27, Ал27-1, Ал8, Ал8м, узаконенные ГОСТами, не обладают необходимом уровнем ударной вязкости — одной из наиболее решающих характеристик сплава, работающего под высокой нагрузкой. 

В целях получения сплава, системы AlMg, наиболее стойкого в условиях ударных нагрузок, необходимо было установить оптимальное содержание в его составе магния и легированных эле­ментов, которые, образуя с алюминием новые мелкодисперсные фазы, противостоят развитию пластической деформации.

Необходимо было выбрать соответствующий ре­жим термической обработки с целью получения требуемой твердости и ударной вязкости и оценить противоснарядную стойкость и живучесть разрабо­танного сплава при обстреле.

Наряду с этим нужно было добиться равномер­ности структуры и свойств по сечению отливки для получения высоких технологических свойств сплава.

Для определения оптимального количества магния, позволяющего достигнуть наиболее высокой ударной вязкости, было опробовано введение маг­ния в широких (от 3 до 12%) пределах. В качестве легирующих добавок были выбраны Ti, Zr, В, Mo каждый в количестве от 0,05 до 0,15% при по­стоянном содержании магния.

Выяснялось влияние на свойства сплава как комплексного, так и раздельного (каждым из них) легирования указанными элементами.

Исследовались сплавы системы AlMg (алю­миний марки АВ000 и магний марки Мг-0); Zr, Ti, В, Mo вводились в виде соответствующих двойных лигатур на алюминиевой основе, а также их солей (молибден в таком виде не вводился). Плавка ве­лась в высокочастотной индукционной печи. Каж­дая плавка подвергалась химическому анализу. Каждый опыт варьировался тремя плавками.

Была принята следующая методика плавки: алюминий расплавлялся в печи, нагревался до 780°С, затем вводилась AlMg лигатура; после тщательного перемешивания поверхность расплава покрывали смесью фтортитината, фторцирконата, фторбората из расчета получения в сплаве по 0,05—0,5% Zr, В, Ti. После прекращения взаимодействия расплава с солями сплав выдерживали в течение 8—10 мин при температуре 750°С; поверх­ность расплава покрывали смесью карналлитового флюса в количестве 2/3 и фтористого кальция 1/3 веса плавки и под слой флюса вводили расчет­ное количество магния. После расплавления маг­ния и тщательного перемешивания производили ра­финирование гексахлорэтаном в количестве 0,6% веса шихты. Для увеличения продолжительности взаимодействия гексахлорэтана с расплавом опе­рация рафинирования осуществлялась в три приема, для чего навеска гексахлорэтана делилась на три равные части. После введения в расплав по­следней порции гексахлорэтана сплав выдерживался в течение 10 мин.

Заливка в форму производи­лась при температуре 700°С. Из каждой плавки отливалась плита размером 400×280×100 мм для специспытаний, по две «шестиножки» (заготовки ударных и разрывных образцов), а также «парово­зик» для исследования макроструктуры. Из «шее- тиножек» изготавливались разрывные (типа Гага­ринских) и ударные (типа Менаже) образцы. Раз­рывные образцы с целью замера σв, σs, δ, φ испы­тывались на машине ИМ4Р с усилием 4 Т. Удар­ную вязкость и твердость по Бринеллю определяли на ударных образцах. Так как отливка из алюми­ниевого сплава системы AlMg является крупно­габаритной с переменным сечением, термическая обработка ее по стандартному режиму (нагрев под закалку 435±5° — 20 час, закалка в воде — 80—100° C) может привести к возникновению закалочных напряжений. Был опробован ступенчатый режим термообработки, предложенный МАТИ, а также режим термообработки с нагревом до 435±5° при выдержке 20 час, с последующим сни­жением температуры до 400°С в течение 30 мин, с дальнейшим охлаждением в воде 80—100° C. Пред­полагалось, что при таком режиме термообработки закалочные напряжения и вероятность разрушения отливки будут меньше.

Для более полной информации об особенностях структурного и фазового состава разрабатываемо­го сплава и о связи его структуры со свойствами методы исследования комбинировали: определяли макро- и микроструктуру, удельное электросопро­тивление, изменение параметра решетки α вердого раствора Mg в Al.

На рис. 1 показано изменение твердости и ударной вязкости, а также прочности и удлинения сплавов системы AlMg в зависимости от содер­жания магния. Низкие свойства отливок из такого сплава объясняются тем, что в структуре литого сплава присутствует эвтектика. Неравновесная эв­тектика окружает зерна первичного твердого раствора, образуя хрупкие прослойки. Сплавы алюминия с магнием (до 7%) после термической обра­ботки мало упрочня­ются. В процессе го­могенизации при температуре 435±5° С в течение длительного времени β аза переходит в α-твердый раствор и закалкой фикси­руется состояние пе­ресыщенного твер­дого раствора маг­ния в алюминии.

Изменение механических свойств сплава системы Al—Mg 
в зависимости от содержания магния

Рис. 1. Изменение механиче­ских свойств сплава системы AlMg

в зависимости от содержания магния

 

 

Анализируя приве­денные данные, сле­дует отметить, что твердость с увеличе­нием содержания магния повышается. Наиболее высокая ударная вяз­кость (αк = 6,8 кГм/см2) соответствует 8,3—9,4% Mg, механические свойства соответствуют микрострук­туре. Содержание магния в сплаве свыше 9„5%1 при­водит к увеличению [3-фазы, которая обеспечивает упрочнение сплава, с одной стороны, и существен­ное падение ударной вязкости — с другой. Упрочне­ние сплавов этой системы объясняется увеличением искажений кристаллической решетки с повыше­нием содержания магния в твердом растворе [1]. С целью дальнейшего повышения твердости и ударной вязкости производилось легирование спла­ва, содержащего 9% магния, 0,05—0,5% титана, циркония, бора, молибдена раздельным и совмест­ным введением.

Добавки Ti, Zr (особенно), В, Mo в количе­стве до 0,1% повышают твердость и ударную вязкость сплава Al+ 9% Mg. Содержание титана, цир­кония, бора, молибдена свыше 0,15% приводит к образованию грубых первичных выделений TiAl3, BAl2, ZrAl3, Mo Al5, принимающих форму игл, пла­стин и резко снижающих ударную вязкость. Особенно резкое падение ударной вязкости наблю­дается при введении более 0,1% Mo.

Титан, цирконий, бор вводились в сплав Al + 9% Mg не только в виде лигатур, но и солей K2TiF6, K2ZrF6, KBF4 из расчета получения в спла­ве 0,05—0,5% Ti, Zr, В соответственно. Оптималь­ная температура введения, как показали опыты, 780—800°С при выдержке соли на поверхности в течение 8—40 мин и тщательном перемешивании. Лигатуры добавлялись по стандартной методике.

Повышение механических свойств сплава Al + 9% Mg введением титана, циркония, бора, мо­либдена обусловлено не только уменьшением сте­пени окисления сплава в процессе плавки, литья и термической обработки, а также газовой пористо­сти и измельчением зерна, но и тем, что наличие этих элементов в твердом растворе сплава дает возможность применить более интенсивный режим термической обработки. Положительное влияние ле­гирующих добавок титана, циркония, бериллия, молибдена на свойства алюминиевомагниевых сплавав было отмечено Н. Н. Белоусовым [2, 3], М. Ф. Hикитиной [4]. Однако, как показано авто­рами, рекомендованные содержания (0,15—0,2%) модифицирующих добавок вызывают в производ­ственных условиях образование грубых интерме- таллидов, которые, несмотря на запас прочност­ных и пластических свойств сплава, приводят к преждевременному разрушению изделий. Особенно резко охрупчивают сплав интерметаллиды MoAl5, которые скопляются по границам зерен.

На основании многочисленных экспериментов по выявлению влияния добавок Ti, Zr, В, Mo на ме­ханические свойства и структуру сплава Al — 9%j Mg было предложено комплексное его ле­гирование добавками Ti, Zr, В, Mo в количествах, не превышающих 0,05—0,08% соответственно, по­зволяющее получить наибольшую прочность при сохранении высоких значений пластичности и удар­ной вязкости.

Более сильное упрочняющее воздействие ком­плексного легирования и наибольший эффект из­мельчения объясняются, по-видимому, тем, что в этом случае растворимость каждой из вводимых добавок уменьшается, перитектические точки на диаграммах AlZr, AlMo, AlTi сдвигаются влево, в сторону меньших концентраций Zr, Mo, Ti. Это приводит к тому, что количество интерметаллидов ZrAl3, MoAl3, TiAl3, образующихся в предкристаллизационный период, резко возрастает, но не­высокое содержание добавок в сплаве не позво­ляет этим интерметаллидам вырасти до значитель­ных размеров. Мелкие интерметаллиды могут слу­жить дополнительными центрами кристаллизации, что должно привести к сильному измельчанию зер­на и упрочнению сплава.

 

Изменение напряжения разрушения σ, кГ/мм2 (а); сред¬ней деформации ε, % (б); време¬ни до разрушения т, мин (в) ли¬тейного Al—Mg сплава в зависимости от способа введения до¬бавок

Рис. 2. Изменение напряжения разрушения σ, кГ/мм2 (а); сред­ней деформации ε, % (б); времени до разрушения т, мин (в) литейного AlMg сплава в зависимости от способа введения до­бавок

 

Так как в настоящее время разработан способ введения легирующих добавок из солей, были про­ведены сравнительные исследования влияния введе­ния Ti и Zr из солей и лигатур с помощью установ­ки ИМАШ5С, которые показали уве­личение напряжения разрушения, вре­мени от начала зарождения трещин до полного разрушения, а также рав­номерности деформации в случае вве­дения добавок из солей (рис. 2, а, б, в).

Образующиеся в этом случае интерметаллиды располагаются по гра­ницам зерен и внутри зерен в виде мелких точечных включений. Кроме того, достигается не только модифи­цирование, но и дегазация расплава.

В настоящее время для сплавов Ал8 и Ал27-1, согласно ГОСТ 2685—62, принят следующий режим термической обработки:       нагрев под закалку при 435±5° С в течение 20 час и закалка в воде, нагретой до 80—100°C.

В связи с тем, что полость броне­вой отливки, заполняемая алюминие­вым сплавом, имеет переменные тол­щины (от 50 до 300 мм ) и сложную конфигурацию, резкая закалка с температуры 435° С может привести к возникновению больших термических напряжений и в конечном счете к разрушению изделий. Нами был опробован режим термообработки, уменьшающий закалочные напряжения, обеспечивающий полноту перехода β-фазы в α-твердый раствор.

В данной работе отливки из сплава Ал8б под­вергались различным режимам термообработки. В табл. 1 приведены показатели механических свойств сплава Ал8б в зависимости от вида термообработки. Механические свойства отливок, обра­ботанных по режимам, указанным в табл. 1, нахо­дятся на уровне свойств отливок, обработанных по стандартному способу. Пластические свойства, осо­бенно ударная вязкость, более высоки при обра­ботке по предложенному режиму.

Так как механические свойства отливок, обра­ботанных по различным режимам, находятся при­близительно на одном уровне, с целью уменьшения закалочных напряжений принят режим термообра­ботки 435±5°С с медленным охлаждением до 400°С с печью, а затем закалки в кипящей воде.

Была проведена оценка служебных свойств Ал8б в сравнении с другими исследованными спла­вами. В лабораторных условиях подвергались об­стрелу с целью испытания на противоснарядную стойкость и живучесть гомогенные плиты из спла­ва Ал8б и комбинированные системы сталь—алю­миниевый сплав — сталь бронебойными снарядами Ø 37 мм (моделирующими 100-мм бронебойные снаряды) и подкалиберными снарядами с карбид-вольфрамовым сердечником Ø 57 мм .

 

 

Плиты из литейного алюминиевого сплава Ал8б после испытаний
(а — лицевая Сторона; б — тыльная сторона); 
то же деформируемого
сплава АМг6 (в—лицевая сторона; г — тыльная сторона)

Рис. 3. Плиты из литейного алюминиевого сплава Ал8б после испытаний

(а — лицевая Сторона; б — тыльная сторона);

то же деформируемого

сплава АМг6 (в—лицевая сторона; г — тыльная сторона)

 

 

Оценка противокумулятивной стойкости комбини­рованной брони сталь—алюминиевый сплав—сталь была проведена подрывом изделия 3H13. Результа­ты обстрела гомогенных плит и комбинированной брони из разработанного сплава бронебойными и подкалиберными снарядами приведены в табл. 2.

 

Таблица 1

Изменение механических свойств сплавов AiMg

в зависимости от режима термообработки

пп

Режим термической обработки

Химический состав, %

Механические свойства

Mg

Ti

Zr

В

Mo

Fe/Si

Al

отливка в песча­ную форму

отливка в

водоохлаждаемый кокиль

σв ,Кг/мм2

αк ,Кгм/см2

HB, Кг/мм2

σв Кг/мм2

δ, %

αкКгм/см2

HB Кг/мм2

1

Стандартный режим:

 

нагрев 435±5° — 20 час

охлаждение в воде 80° С

9,5

0,08

0,09

Остаь­ное

 

 

 

31,6

17,8

6,3

82,6

Ускоренный режим:

 

нагрев 435±5° — 4 час

подъем до 460° — 4 час

охлаждение в воде 80° С

9,5

0,08

0,09

То же

31,5

20,0

7,0

78,0

нагрев 435±5° — 20 час .

снижение до 395+5° в течение

30 мин

9,5

0,08

0,09

» »

 

 

 

31,6

26,0

7,8

82,6

охлаждение в воде 80° С

 

2

Стандартный режим:

 

нагрев 435 ± 5° — 20 час

охлаждение в воде 80° С

9,5

0,12

0,06

0,07

34,6

26

7,2

89,7

36,2

28,0

8,0

89,7

Ускоренный режим:

 

нагрев 435+5° — 4 час

подъем до 460° — 4 час

охлаждение в воде 80° С

9,5

0,12

0,06

0,07

36,0

23

6,9

89,0

37,7

29,3

9,2

87,2

нагрев 435+5° — 20 час

снижение до 395±5° в течение 30 мин

9,5

0,12

0,06

0,07

34,0

29

7,0

87,2

37,2

30,0

9,0

89,0

охлаждение в воде 80° С

 

 

Таблица 2

Результаты обстрела плит и комбинированных систем

 

пп.

Марка сплава

HB/αк

Тип системы

Толщина,

мм

Угол Ø,

мм

Характер образца

vпкп,

м/сек

1

Ал8б

90/4,5

Гомогенный

100

0/37

Живучесть высокая

435

2

АБКІІ

30/7,0

»

100

0/37

То же

340

3

АМг6

85/4,0

»

100

0/37

» »

435

4

40 мм стали

3,34

Комбинированный

200

0/57пк

» »

1650

80 мм Ал8б

85

80 мм стали

3,55

5

40 мм стали

3,45

»

200

0/57 пк

» »

1647

80 мм АМгб

80

80 мм стали

3,55

 

Анализируя данные, приведенные в табл. 2, и учитывая характер повреждений на плитах после обстрела по нормали снарядом Ø 37 мм , модели­рующим 100-мм бронебойный снаряд, можно заключить, что противоснарядная стойкость разрабо­танного сплава на 80—90 м/сек выше, чем у АБКІІ, применяемого в качестве наполнителя для брони, и находится на уровне деформируемого сплава АМгб.

Оценивая характер повреждений плит из спла­ва Ал8б, можно заключить, что они аналогичны наблюдаемым при испытании деформируемого сплава марки АМгб (рис. 3,а, б, в, г). Живучесть исследуемого сплава вполне удовлетворительная.

Проведенные испытания комбинированных си­стем сталь—Ал8б—сталь и сталь—сплав АМг6 — сталь обстрелом подкалиберными снарядами Ø 57 мм с карбидвольфрамовыми наконечниками показали, что противоснарядная стойкость этих систем одинакова.

Таким образом, сплав Ал8б обладает живу­честью и противоснарядной стойкостью на уровне деформируемого сплава АМгб, т. е. вполне удовлетворительны ми. Живучесть сплава Ал8б при обстреле кумуля­тивными и бронебойными снарядами удовлетворительна.


 

ЛИТЕРАТУРА

  1. Никитина М. Ф. Сб. Труды МАТИ, 1966, вып. 1967.
  2. Белоусов Н. H., Михеева Е. H., Сарафа­нова М. Н. Новые литейные алюминиевые сплавы. ЛДНТП, 1964.
  3. Б е л о у с о в И. H.,  Михеева Е. H.,  Сарафа­нова М. Н. Термическая обработка новых литейных алюминиевых сплавов. ЛДНТЛ, 1964.
  4. Никитина      М. Ф., Анташев В. Г., Фаде­ева Г. Н. Сб. Труды МАТИ, 1969, вып. 1970.
 





 



ГЛАВНАЯ НА ВООРУЖЕНИИ ПЕРСПЕКТИВНЫЕ
РАЗРАБОТКИ
ОГНЕВАЯ МОЩЬ
ЗАЩИТА ПОДВИЖНОСТЬ 

ЭКСКЛЮЗИВНЫЕ МАТЕРИАЛЫ  БИБЛИОТЕКА ФОТООБЗОРЫ