ВЫСОКОПРОЧНЫЙ ДЕФОРМИРУЕМЫЙ СПЛАВ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЯ С ПОНИЖЕННОЙ ПЛОТНОСТЬЮ И СПОСОБ ЕГО ОБРАБОТКИ
HIGH-STRENGTH DEFORMABLE ALLOY BASED ON ALUMINIUM WITH LOWER DENSITY AND METHOD OF ITS PROCESSING

Предлагаемое изобретение относится к области металлургии алюминиевых сплавов, в частности деформируемых термически упрочняемых высокопрочных сплавов системы Al-Zn-Mg, предназначенных для изготовления деформированных полуфабрикатов, в том числе листов, используемых в авиастроении.
Цель изобретения - создать сплав на основе системы Al-Zn-Mg с высоким уровнем прочности и эксплуатационных характеристик с пониженной плотностью. Из известных термически упрочняемых сплавов системы Al-Zn-Mg наименьшую плотность имеет сплав В92 (Сборник «Алюминиевые сплавы», выпуск 3, издательство «Машиностроение», 1964 г., стр.76) следующего химического состава (мас.%):
Магний
3,9-4,6
Цинк
2,9-3,6
Марганец
0,6-1,0
Бериллий
0,0001-0,005
Железо
≤0,3
Кремний
≤0,2
Медь
≤0,05
Алюминий
Остальное
3
в
02
Сплав В92 имеет низкую плотность - 2,72 г/см, но по прочности он заметно уступает известным высокопрочным сплавам: листы из этого сплава после упрочняющей термообработки (закалки и искусственного старения) имеют σ=430-480 МПа, σ=290-350 МПа.
Известен высокопрочный термически упрочняемый деформируемый сплав на основе алюминия, содержащий цинк, магний, медь, железо, кремний, скандий, цирконий, титан, никель и/или кобальт, бор и/или углерод, по крайней мере один элемент из группы гафний, молибден, церий, марганец, хром, иттрий, ванадий, ниобий, принятый за прототип (RU №23394113 C1, C22C 21/08, 10.07.2010, 5 страниц) [1] и имеющий следующий состав:
Цинк
2,5-4,0
Магний
4,1-6,5
Медь
0,2-1,0
Железо
до 0,25
Кремний
до 0,15
Скандий
0,005-0,3
Цирконий
0,005-0,25
Никель и/или кобальт
до 0,1
Бор и/или углерод
до 0,05
По крайне мере один элемент из группы:
Гафний
до 0,15
Молибден
до 0,15
Церий
до 0,15
Марганец
до 0,5
Хром
до 0,28
Иттрий
до 0,15
Ванадий
до 0,15
Ниобий
до 0,15
Алюминий и неизбежные примеси
Остальное
Причем отношение содержания Mg к содержанию больше или равно 1,1.
Названный сплав в качестве неизбежных примесей содержит кальций, висмут, натрий, калий, водород, бериллий, свинец, олово и литий в количестве не более 0,01 мас.% каждого и не более 0,1 мас.% в сумме.
Сплав обладает достаточно высокими прочностными характеристиками и хорошими показателями статической и циклической трещиностойкости. Однако сплав малотехнологичен в металлургическом производстве, в частности при литье слитков, и обладает повышенной склонностью к трещинообразованию при сварке.
Технической задачей настоящего изобретения является создание сплава на основе системы Al-Zn-Mg с высоким уровнем прочности и характеристик трещиностойкости, необходимых для силовых элементов планера самолета, в сочетании с пониженной плотностью. При этом сплав должен обладать хорошей технологичностью в металлургическом производстве, в частности при литье слитков, и в машиностроительном производстве при выполнении операции аргоно-дуговой сварки.
Для решения этой задачи предлагается сплав на основе алюминия, содержащий магний, цинк, медь, в который дополнительно введены бериллий и водород при следующем соотношении (мас.%):
Магний
4,2-5,0
Цинк
3,2-3,9
Медь
0,4-1,0
Скандий
0,17-0,30
Цирконий
0,07-0,14
Титан
0,01-0,05
Бериллий
0,0001-0,005
Марганец
≤0,25
Хром
≤0,10
Железо
≤0,30
Кремний
≤0,20
Алюминий
Остальное,
3
при отношении содержания магния к содержанию цинка, равном 1,3, и содержании водорода в количестве 0,05-0,35 см/100 г металла.
3
Принятое в предлагаемом сплаве соотношение магния и цинка и пониженное содержание меди обеспечивает пониженное значение плотности - 2,71 г/см.
Слитки непрерывного литья из предлагаемого сплава гомогенизируют при пониженной температуре 400-430°C в течение 6-15 часов, горячую деформацию осуществляют при температуре 380-430°C, а суммарная степень деформации при горячей и холодной термомеханической обработке должна превышать 80%.
Предложенный сплав отличается от известного [1] тем, что дополнительно содержит бериллий и водород при следующем соотношении компонентов, мас.%:
Магний
4,2-5,0
Цинк
3,2-3,9
Медь
0,4-1,0
Скандий
0,17-0,30
Цирконий
0,07-0,14
Титан
0,01-0,05
Бериллий
0,0001-0,005
Марганец
≤0,25
Хром
≤0,10
Железо
≤0,30
Кремний
≤0,20
Алюминий
Остальное,
3
при отношении содержания магния к содержанию цинка, равном 1,3, и содержания водорода в количестве 0,05-0,35 см на 100 г сплава.
Предложенный способ обработки сплава отличается от известного [1] тем, что гомогенизацию проводят при температуре 400-430°C в течение 6-15 часов, горячую деформацию осуществляют при температуре 380-430°C при суммарной степени горячей и холодной деформации не менее 80%.
Деформированные полуфабрикаты из предлагаемого сплава подвергаются упрочняющей термообработке: закалке с 450-460°C в холодной воде и последующему старению по ступенчатым режимам, например по одному из двух рекомендуемых режимов:
1. 100°C, 10-24 ч + 150°C, 7-20 ч (старение на максимальную прочность, режим Т1).
2. 100°C, 10-24 ч + 190°C, 5-20 ч (небольшое перестаривание, при котором происходит некоторое снижение прочности, но достигается улучшенная коррозионная стойкость, режим Т2).
2
2
3
3
3
3
Основное упрочнение предлагаемого сплава определяется содержанием магния и цинка, образующих после закалки и старения частицы упрочняющих фаз η' и η (MgZn), T(AlMgZn) (в различной комбинации в зависимости от температуры и длительности старения). Однако принятые концентрации магния и цинка в предлагаемом сплаве не обеспечивают необходимой прочности. Для дополнительного упрочнения в сплав введены добавки переходных металлов скандия, циркония, титана. Механизм упрочнения сплава от этих добавок заключается в следующем. При кристаллизации в процессе непрерывного литья слитков упомянутые добавки почти полностью входят в пересыщенный твердый раствор, который при гомогенизации слитков при температуре 400-430°C распадается с выделением очень дисперсных наночастиц фазы Al(Sc, Zr), в которой растворено небольшое количество титана. Цирконий и титан, входящие в состав наночастиц AlSc и замещающие атомы скандия, стабилизируют частицы и предотвращают их быструю коагуляцию при последующих технологических нагревах.
3
Эти наночастицы (размером от 5 до 15 нм) наследуются деформированными полуфабрикатами полученными из слитка и обусловливают значительное дополнительное упрочнение, во-первых, непосредственно (эффект дисперсионного твердения), во-вторых, за счет того, что наночастицы фазы Al(Sc, Zr) повышают температуру рекристаллизации деформированных полуфабрикатов выше температуры нагрева под закалку, и в полуфабрикатах, в том числе в листах, сохраняется нерекристаллизованная, полигонизованная структура с мелким субзеренным строением нерекристаллизованных зерен, обеспечивая заметное структурное (субзеренное) упрочнение. Сохранение в листах из предлагаемого сплава после их закалки нерекристаллизованной структуры является принципиальным отличием от листов других высокопрочных алюминиевых сплавов.
Наличие в указанных пределах водорода, входящего при температурах обработки давлением в твердый раствор внедрения, обеспечивает повышенную технологическую пластичность и возможность достижения больших суммарных деформаций при обработке давлением.
Микродобавка бериллия меняет структуру защитной окисной алюминиевой плены, делает ее более плотной, предохраняя расплав от сильного пересыщения водородом, от окисления кислородом. Повышенные литейные свойства сплава и улучшенная свариваемость в значительной мере обусловлены присутствием микродобавки бериллия.
3
Суммарная величина упрочнения сплава непосредственно от наночастиц и от структурного упрочнения составляет 100-150 МПа и зависит от параметров термомеханической обработки, которой подвергается сплав в процессе изготовления деформированных полуфабрикатов. Основными параметрами термомеханической обработки, определяющими структуру и свойства полуфабрикатов из предлагаемого сплава, являются температура и выдержка при гомогенизации слитков, температура горячей деформации, суммарная степень горячей и холодной деформации. Режим гомогенизации слитков и температура горячей деформации определяют дисперсность нановыделений фазы Al(Sc, Zr), а степень суммарной горячей и холодной деформации определяет величину субзерен, образующихся в процессе полигонизации при температуре нагрева под закалку.
Как показали проведенные исследования, оптимальным режимом термомеханической обработки предлагаемого сплава является следующий:
3
1. Низкотемпературная гомогенизация слитков при температуре 400-430°C, 6-15 ч обеспечивает выделение частиц фазы Al(Sc, Zr) размером 5-15 нм.
3
2. Горячая обработка давлением (прокатка, прессование, ковка) при температуре 380-430°C обеспечивает сохранение наноразмеров выделений фазы Al(Sc, Zr) и формирование стабильной полигонизованной структуры.
3. Суммарная степень горячей и холодной деформации не менее 80% обеспечивает формирование при последующем нагреве под закалку дисперсной субзеренной структуры с величиной субзерен 1-3 мкм.
Примеры осуществления
Из предлагаемого сплава среднего состава методом полунепрерывного литья отлиты плоские слитки сечением 165×550 мм, состав которых приведен в таблице 1.
Таблица 1.
Фактический состав предлагаемого сплава, мас.%
Сплав
Легирующие компоненты и примеси
Zn
Mg
Cu
Sc
Zr
Ti
Be
Mn
Fe
Si
Предлагаемый
3,6
4,6
0,7
0,19
0,08
0,03
0,0005
0,11
0,06
0,05
Сплав продемонстрировал хорошую технологичность при непрерывном литье слитков. Слитки имели ровную поверхность без неслитин и ликвационных наплывов.
3
Содержание водорода в слитке, определенное методом вакуумной экстракции, составило 0,18 см/100 г металла.
Из слитков с соблюдением выше указанных параметров термомеханической обработки были изготовлены листы толщиной 9 мм (горячекатаные), 3,0 и 1,6 мм (горячая прокатка до 9 мм, далее холодная).
В таблице 2 приведены механические свойства листов разной толщины, подвергнутых упрочняющей термообработке. Нерекристаллизованные, полигонизованные листы всех толщин имеют высокие прочностные характеристики и низкую анизотропию свойств. С увеличением суммарной степени деформации прочностные свойства листов растут. Это обусловлено тем, что суммарная степень деформации при изготовлении листов влияет на субзеренную структуру - чем больше суммарная степень деформации, тем мельче субзерна и соответственно тем выше прочностные характеристики.
Деформированные полуфабрикаты с нерекристаллизованной структурой, в частности листы, изготовленные из предлагаемого сплава с соблюдением заявленных параметров термомеханической обработки, могут быть использованы, например, в двух состояниях: 1) после окончательной термообработки на максимальную прочность (Т1) и 2) после смягчающего старения (Т2), обеспечивающего высокую коррозионную стойкость при несколько пониженной прочности.
3
В таблице 3 и 4 приведены механические и ресурсные свойства тонких листов толщиной 1,6 мм из предлагаемого сплава в состоянии Т1 и Т2. Листы обладают хорошим сочетанием прочностных, пластических, ресурсных и коррозионных свойств. При этом плотность сплава составляет 2,71 г/см.
В таблице 5 приведены свойства листов из предложенного сплава, полученных с соблюдением заявленных параметров термомеханической обработки в состоянии Т1 в сравнении со свойствами листов из сплава - прототипа.
в
02
с
у
Сравнение свойств тонких листов предлагаемого сплава с известным [1] показывает, что предлагаемый сплав прочнее (σ и σ), имеет более высокие значения вязкости разрушения К  и свойства сварных соединений предлагаемого сплава заметно выше. Кроме того, проведенные лабораторные исследования показали, что предлагаемый сплав имеет более высокие показатели жидкотекучести, что обеспечивает лучшие литейные свойства и меньшую склонность к трещинообразованию при сварке.
Таблица 3.
Механические свойства листов толщиной 1,6 мм из предлагаемого сплава, термически обработанные на состояния Т1 и Т2
T1 - 100°C, 10 ч+150°C, 8 ч
Т2 - 100°C, 10 ч+190°C, 5 ч
Состояние
Продольное направление
Поперечное направление
РСК, балл
σ<sub>в</sub>, МПа
σ<sub>02</sub>, МПа
δ, %
σ<sub>в</sub>, МПа
σ<sub>02</sub>, МПа
δ, %
Т1
602
526
11,8
582
518
11,8
3-4
Т2
555
452
11,9
543
448
12,1
2-3
Таблица 4.
Характеристики трещиностойкости листов из предлагаемого сплава, термически обработанные на состояния Т1 и Т2
Т1-100°C,10 ч + 150°C, 8 ч
Т2-100°C, 10 ч + 190°C, 5 ч
Состояние
Продольное направление
Поперечное направление
К<sub>с</sub> <sup>у</sup>, МПа√м
σ<sub>тр</sub> <sup>нетто</sup>, МПа
СРТУ, мм/кцикл, ΔК=30 МПа√м
К<sub>с</sub> <sup>у</sup>, МПа√м
σ<sub>тр</sub> <sup>нетто</sup>, МПа
СРТУ, мм/кцикл, ΔК=30 МПа√м
Т1
85,3
415
2,0
89,8
436
2,2
Т2
76,9
374
2,6
79,7
388
2,6