Результаты исследований высокопрочных алюминиевых сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu по материалам международной конференции icaa13 (2012 г. )

-Ф-

НАУЧНАЯ ЖИЗНЬ

УДК 669.715

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ ВЫСОКОПРОЧНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

СИСТЕМЫ Д!-1п-Мд-Си ПО МАТЕРИАЛАМ

_ _ _ _ _

МЕЖДУНАРОДНОЙ КОНФЕРЕНЦИИ 1СДД13

В.В. Телешов., докт. техн. наук., А.П. Головлёва

В обзоре докладов 13-й Международной конференции по алюминиевым сплавам ICAA13, состоявшейся в 2012 г., рассмотрены представленные результаты исследования структуры и свойств различных полуфабрикатов и изделий из высокопрочных алюминиевых сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu.

Ключевые слова: конференция ICAA13, сплавы системы Al-Zn-Mg-Cu, структура и свойства полуфабрикатов.

The Results of Studies of High-Strength Al-Zn-Mg-Cu Aluminium Alloys Based on the ICAA13 International Conference Materials (2012). V.V. Teleshov, A.P. Golovliova.

Papers of the 13th International Aluminium Alloy Conference (ICAA13) which was held in 2012 are reviewed. The results of structure examinations and determination of properties of various high-strength Al-Zn-Mg-Cu aluminium alloy semiproducts and components are discussed.

Key words: ICAA13 Conference, Al-Zn-Mg-Cu alloys, structure and properties of semiproducts.

Международные конференции по алюминиевым сплавам (International Conference on Aluminium Alloys) регулярно проводятся с 1986 г. и посвящены практически всем аспектам металловедения, термической обработки и применения алюминиевых сплавов всех систем легирования. В июне 2012 г. в Питсбурге (США) состоялась 13 Международная конференция ICAA13, на которой было представлено 283 доклада ведущих специалистов по алюминиевым сплавам, объединенных по следующим направлениям: перспективный анализ;литье; слой и поверхность; расчетная металлургия; коррозия; усталость и вязкость разрушения; формирование и соединение; новые материалы; фазовые превращения; повторное использование; кристаллизация; термомеханическая обработка.

Ниже изложено содержание докладов, сделанных на конференции ICAA13 и представляющих результаты изучения высокопрочных алюминиевых сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu.

Вопросы развития сплавов и их применения

В докладе сотрудников Alcoa [1] приводятся данные о некоторых металлургических аспектах производства плит из алюминиевых сплавов с высокой вязкостью разрушения, предназначенных для изготовления отдельных внутренних деталей конструкции самолета, таких как лонжероны, фермы, перегородки и т. п.

На рис. 1 представлено изменение по годам некоторых характеристик толстых плит из разрабатываемых сплавов, состав которых

-Ф-

200

180

cs

a

160

140

120

100

7050T74 •

7075T6 7475T73 •

• 7075T73

С85Т-Т76 -l-

7085T76 • e

7085T74 • С85Т-Т74

1940 1960 1980 2000 Год внедрения а

2020

cs

С

7475T73-

7050T74-

—I-

7085T74

7085T76

, C85T-T74

> C85T-T76

30 28 26

2 24 ^ 22 20 18

1960 1970 1980 1990 2000 2010 Год внедрения б

Рис. 1. Изменение удельного предела текучести в долевом направлении (а) и вязкости разрушения

К1с Вд (б) плит толщиной 100 мм из сплавов авиационного назначения системы А1—1п—Мд—Си по годам их внедрения

представлен в табл. 1. Сплавы 7085 и С85Т разработаны специально для производства толстых плит. Наблюдается существенное увеличение удельной прочности новых сплавов серии 7ххх относительно сплава 7075.

Соотношение компонентов в сплаве 7085 позволяет получить низкую чувствительность к закалке при максимальной вязкости и прочности в толстых сечениях. Сплав C85T обеспечивает максимальную прочность при некотором снижении вязкости разрушения.

На рис. 2, 3 показано соотношение между вязкостью разрушения и пределом текучести сплавов 7085 и С85 в сравнении со сплавом 7050 в случае плит разных толщины и состоя-

36

34

4 32

Л

5 30 ^28

а 26

24

102-127 127-152 3> 152-178 102-12^У127-152 5 " 127-152

152-178

- ^tfrn-

Л52-178

400

420

440 460

°0,2, мин МПа

127-152

480

500

Рис. 2. Соотношение между минимальными значениями предела текучести и вязкости разрушения К1с (Kq) для плит толщиной от 102 до 178 мм из сплавов 7085Т7651 (Т7451) и 7050Т7451:

1 - 7050Т74

34 32

25-50

LH

Ti 30

с

28

26 24

22 410

430 450 470 490

"0,2, мин МПа

510 530

Рис. 3. Соотношение между минимальными значениями предела текучести в поперечном направлении и вязкости разрушения К1С (К^) при ориентации образцов ПД для плит толщиной от 25 до 125 мм из сплавов: 1 - 7050Т7451; 2 - 7050Т7651, 3 - С85Т-Т7451, 4 - С85Т-Т7651

Таблица 1

Состав алюминиевых сплавов, зарегистрированных в Алюминиевой Ассоциации

Сплав Год регистрации Плотность, г/см3 Cu Mg Zn Mn Zr

7050 1971 2,83 2,0-2,6 1,9-2,6 5,7-6,7 <0,1 0,08-0,15

7085 2002 2,85 1,3-2,0 1,2-1,8 7,0-8,0 <0,04 0,08-0,15

C85T 2012* 2,86 1,9-2,3 1,5-1,8 7,1-8,3 <0,04 0,05-0,15

*Ожидает регистрации.

НАУЧНАЯ ЖИЗНЬ

ний термической обработки, в том числе состояния Т7451 с высоким сопротивлением коррозии под напряжением (SCC). Увеличение толщины плит в одном состоянии термической обработки приводит к снижению прочности и вязкости разрушения. На рис. 4, 5 сопоставлены свойства плит из сплавов 7085 и С85Т в сравнении с плитами 7050, показывающие преимущество новых сплавов.

Проведенный анализ металлургических причин улучшения свойств плит с помощью термодинамического расчета по разработанной в Alcoa методике показал снижение сольвуса для выделяющихся упрочняющих фаз и увеличение количества n'-фазы при переходе от

SCC

а0,2

1c

Рис. 4. Улучшение свойств плит толщиной 102-127 мм из сплава 7085Т7451 (1) относительно плит из сплава 7050Т7451 (2):

ав и а0,2 - в долевом направлении: К1с ориентации ДП; оГмятИР - испытания на смятие

SCC

Рис. 5.. Улучшение свойств плит толщиной 51-76 мм из сплава С85Т-Т7651 (1) относительно плит из сплава 7050Т7651 (2):

ав и а0)2 - в долевом направлении: К1с ориентации ДП; стгмятир - испытания на смятие

Таблица 2

Сопоставление параметров частиц на границах зёрен для плиты 102 мм из сплава 7085 и плиты 89 мм из сплава 7050

Характеристика 7085 7050

Заполнение границ зерен, % 24,8 30,9

Плотность, шт. на мкм 2,2 2,3

Средняя длина, нм 114,9 135,4

Средняя толщина, нм 32,3 40,5

Сплав

сплава 7050 к сплавам 7085 и С85Т, что повышает прочность последних.

В табл. 2 приведены средние параметры частиц, выделившихся на высокоугловых меж-зеренных границах, а на рис. 6 показаны кривые изменения параметров для частиц разной толщины. Для сплава 7085 средние параметры распределения частиц меньше, чем

7

6 5

* 4

< 3 2 1

0

7085Д

1 \ А ,7050

Л \ \ \

1 / у \ \

У \ \ \

\ •

10 100

Толщина частицы, нм а

0,5

0,4

I 0,3 н

3 0,2 0,1 0

7085 К

J \

'м- \ // ч \ г / ^ \

/ V.

Ч 7050 ч ч

10 100

Толщина частицы, нм

Рис. 6.. Сравнение параметров распределения частиц разной толщины на границах зерен в сплавах 7085и 7050:

доля длины границы зерна, занятая частицами второй фазы: N - плотность расположения частиц разной толщины на границе зерна

Р

-t

а

в

а

в

250

200

cs

a

150

100

50

9 + 10  11

/4 6* •5

1

)

1920 1940 1960 1980 2000 Год первого применения

2020

Рис. 7. Изменение типичных значений удельного предела текучести плит из алюминиевых сплавов по годам их первого применения в авиации для сплавов и моделей самолетов:

1 - 2017Т4

в сплаве 7050, что благоприятно влияет на свойства плит из сплава 7085.

Таким образом, улучшение свойств плит из сплава 7085 обеспечивают низкий сольвус, большее количество упрочняющих выделений, низкая закалочная чувствительность, более редкое расположение включений на границах зерен.

В докладе сотрудников Alcoa [2] рассмотрено развитие высокопрочных алюминиевых сплавов в виде плит и прессованных изделий для самолетных конструкций. Отмечено первое применение алюминиевого сплава 2017-Т74 в 1919 г. в конструкции самолета «Юнкерс F13».

Дальнейшая разработка и применение сплавов до 1953 г. шли в направлении повышения прочности с увеличением вязкости разрушения и сопротивления коррозии - сплавы 2024, 7075, 7178 (рис. 7).

Катастрофы с самолетом «Комета» в 1954 г. показали необходимость обеспечения также высокого сопротивления усталости и распространению трещины. Для этого были разработаны новые режимы термической обработки (Т7651, Т7751) и скорректированы составы сплавов системы А1-2п-Мд-Си (сплавы 7150, 7055, 7255) путем легирования цирконием (сплавы 7150 и 7055) и уточнения содержания в сплаве цинка, формирующего фазу М -Мд(А1,Си,7п)2. Например, в сплавах 7075Т651, 7150Т651 и 7055Т7751 наблюдается увеличение содержания цинка (5,6, 6,4 и 8,0 % вес.) и увеличение типичного значения предела прочности (503, 551 и 620 МПа). Большое значение имеет отношение Мд/Си, влияющее на вязкость разрушения. Магний обеспечивает упрочнение сплавов серии 7ххх благодаря формированию фаз Б-А^СиМд и М. Если магния больше меди, то происходит снижение вязкости разрушения и сопротивления коррозии из-за сегрегации магния к границам зерен, поэтому отношение Мд/Си должно быть меньше 1 (в % вес.). В сплавах 7075, 7150 и 7055 оно составляет 1,56, 1,07 и 0,89.

В докладе американских авторов [3] изложена история развития броневых плит для во-

Таблица 3

Химический состав алюминиевых сплавов для броневых плит, % мас.

Элемент

Содержание компонентов в сплавах

5083 5456 7039 2519 5059 6061 2139 2195 7085

Кремний 0,4 0,25 0,3 0,25 0,45 0,40-0,80 0,1 0,12 0,06

Железо 0,4 0,4 0,4 0,3 0,5 0,7 0,15 0,15 0,08

Медь 0,1 0,1 0,1 5,3-6,4 0,25 0,15-0,40 4,5-5,5 3,7-4,3 1,3-2,0

Марганец 0,4-1,0 0,5-1,0 0,10-0,40 0,10-0,50 0,60-1,2 0,15 0,2-0,6 0,25 0,04

Магний 4,0-4,9 4,7-5,5 2,3-3,3 0,05-0,40 5,0-6,0 0,8-1,2 0,2-0,8 0,25-0,80 1,2-1,8

Хром 0,05-0,25 0,05-0,20 0,15-0,25 - 0,25 0,04-0,35 0,005 - 0,04

Цинк 0,25 0,25 3,5-4,5 0,1 0,4-0,9 0,25 0,25 0,25 7,0-8,0

Титан 0,15 0,2 0,1 0,02-0,10 0,2 0,15 0,15 0,1 0,06

Цирконий - - - 0,10-0,25 - - - 0,08-0,16 0,08-0,15

Ванадий - - - 0,05-0,15 - - 0,05 - -

Литий - - - - - - - 0,8-1,2 -

Серебро - - - - - - 0,15-0,60 0,25-0,60 -

НАУЧНАЯ ЖИЗНЬ

енного применения из ряда алюминиевых сплавов, таких как 5083, 5456, 7039, 2519. Рассмотрена возможность расширения сортамента сплавов для использования в этих целях.

В табл. 3 представлены составы как приведенных выше, так и дополнительно рассматриваемых сплавов авиационного назначения, в том числе сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu.

Результаты баллистических испытаний показывают перспективность использования для изготовления броневых плит сплавов, традиционно имеющих авиационное назначение.

Литейные процессы

В докладе китайских авторов [4] сопоставили результаты теоретического и экспериментального исследования полунепрерывного литья слитков сечением 360 s 1000 мм сплава 7055 с воздействием на процесс кристаллизации низкочастотного электромагнитного поля и воздушного обдува слитка на расстоянии 200 мм от поверхности расплава при температуре расплава 1003 К и скорости литья 55 мм/мин.

Сопоставили четыре варианта литья: обычное литье (DC), литье с воздушным обдувом (A-DC), литье с электромагнитным полем (EM-DC), литье с электромагнитным полем и воздушным обдувом (EMA-DC). Показано, что при воздушном обдуве величина дендритного зерна несколько увеличивается. Использование электромагнитного поля приводит к формированию равноосных зерен и в обоих использованных вариантах литья уменьшает величину зерна по сравнению с литьем DC.

На рис. 8 представлено изменение температуры поверхности слитка при охлаждении по двум вариантам литья с электромагнитным полем EM-DC и EMA-DC. Использование воздушного обдува приводит к повышению температуры поверхности слитка до 670 К, когда, как видно на рис. 9, сплав имеет достаточно высокую пластичность, чтобы уменьшить

970 870 770 670 570 470 370

N

Л i\ EMA- DC

\ \ \ \ ✓ / /

\ ^ V /

EM-I DC

0 100 200 300 400 500 600 L, мм

Рис. 8. Кривые охлаждения поверхности слитка при литье методами ЕМ-DC и ЕМА-DC

120 100 80 60 40 20 0

200 150 100 50 0

200 300 400 500 600 700 800 900 Т к

Рис. 9. Влияние температуры испытания на временное сопротивление и удлинение слитка из сплава 7055

опасность образования холодных трещин при литье.

В выводах по работе отмечается, что литье с использованием процесса ЕМА^С, обеспечивающее отсутствие трещин и получение мелкозернистой структуры, весьма эффективно при производстве слитков больших сечений из сплава 7055.

В докладе китайских авторов [5] приведены результаты исследования измельчения зерна в отливке из сплава 7050 при использовании лигатур А1-5Т1-1В и А1-3Т1-0,15С. Химический состав сплава 7050 приведен в табл. 4. Для обработки использовали объем металла

Химический состав сплава 7050 (% вес.) Таблица 4

Сплав Zn Mg Cu Zr Fe Si Mn Ti Al

7050 6,1-6,3 2,1-2,3 2,0-2,3 0,1-0,12 <0,15 <0,10 0,1 0,002 Ост.

80

ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ № 1 2013

-Ф-

-Ф-

около 20 кг, расплавляемый в электрической печи сопротивления. После модифицирования при 730 °С разным количеством прутковой лигатуры расплав кристаллизовали в медной изложнице диаметром 50 мм и исследовали структуру в центральном объеме отливки.

Исследование структуры исходной лигатуры Al-3Ti-0,15C показало наличие в ней удлиненных включений фазы A^Ti величиной 60-90 мкм. В лигатуре Al-5Ti-1B наблюдали сферические включения фазы A^Ti размером 20-40 мкм. Величина частиц TiB2 и TiC в соответствующих лигатурах составляла 0,5-1,0 мкм.

На рис. 10 показана величина зерна в отливках при введении в расплав разного весового количества лигатуры Al-3Ti-0,15C. Оптимальное содержание лигатуры составляет 0,30-0,45 % вес. Среднюю величину зерна определяли методом секущих. Использование лигатуры Al-5Ti-1B в количестве 0,45 % вес. позволяет снизить среднюю величину зерна до 105 мкм.

Исследование влияния выдержки расплава после модифицирования показало, что оптимальной является выдержка 20 мин (рис. 11). При увеличении времени выдержки модифицирующий эффект снижается. Приведенные в докладе данные свидетельствуют о большем структурном эффекте от введения в расплав лигатуры Al-5Ti-1B и о необходимости строгого соблюдения оптимальных параметров модифицирования для получения максимального эффекта измельчения зерна.

В докладах сотрудников А!соа [6, 7] приведены данные о влиянии плоской кристаллизации на структуру и механические свойства слитков и катаной плиты из сплава системы Al-Zn-Mg-Cu-Zr.

В докладе [6] рассмотрен способ литья толстых слитков методом плоской кристаллизации в сравнении с широко распространенным методом вертикального полунепрерывного литья в водоохлаждаемый кристаллизатор (DC), используемым в фирме Alcoa с 1934 г. В методе DC отливаемый слиток движется в направлении длины слитка, причем благодаря особенностям кристаллизации от боковой поверхности к центру и форме образующейся лунки жидкого металла, в слитке наблюдается макросегрегация, отрицатель-

L, мкм 220

200

180

160

140

120

100

0,4 0,6 M, % вес.

1,0

Рис. 10. Влияние массовой доли М лигатуры А1-3Т—0,15С в плавке на среднюю величину зерна ^ в отливке сплава 7050

X, мкм 210

180

150

120

1 У 1

2 У ' * * < Л * * * >

< \ \ \ У---- | <> Г / ✓ 1 * • 1

ч г »

10 20 30 40 т, мин

50

60

70

Рис. 11. Влияние выдержки т расплава после модифицирования лигатурами Al—5Ti—1B (1) и Al—3Ti—0,15C (2) на среднюю величину зерна L в отливке сплава 7050

ная в центре сечения слитка (Т/2) и положительная на расстоянии Т/4 от поверхности, где Т - толщина слитка.

Для борьбы с зональной ликвацией в фирме Alcoa развивается процесс плоской кристаллизации слитка, когда слиток отливают в направлении его толщины с одним направлением кристаллизации. При этом способе литья жидкий металл поступает на дно коробки (кристаллизатора) с четырьмя огнеупорными стенками и охлаждаемым дном, через которое происходит основной отвод тепла (рис. 12). Стенки кристаллизатора формируют длину и ширину слитка, а толщина слитка увеличивается по мере поступления металла и его кристаллизации на плоском фронте кристаллизации. При этом скорость охлаждения металла уменьшается по мере увеличения рас-

НАУЧНАЯ ЖИЗНЬ

н

cS g

я н о

о S Я

о Ц

я cS ft К

cS

X

Liquid | Mushy Zone |

cs W н S 4 о cs Я

s В

4 £

Рис. 12. Схематическое изображение литья слитка методом плоской кристаллизации

стояния от охлаждаемой поверхности, но это снижение происходит на меньшую величину, чем при полунепрерывном литье (рис. 13).

Особенности кристаллизации с плоским фронтом затвердевания позволяют существенно уменьшить проявление зональной ликвации (рис. 14). Рассматриваемый процесс по-

v, К/с 10

0,1

\ к \ V

\ \ А к ч —-о. ! г"—

10

20

30 40 L, см

50

60

70

Рис. 13. Сравнение рассчитанных

15

1,0

L

Рис. 14. Изменение концентрации цинка

зволяет также получать слоистые слитки из нескольких последовательно кристаллизующихся сплавов.

В докладе [7] представлены результаты исследования толстого слитка (66 см) сплава 7050, полученного с использованием плоской кристаллизации (без описания особенностей технологии) и изготовленной из него плиты толщиной 25 мм в состоянии Т7451. Для оценки макросегрегации и ее влияния на свойства определили состав и механические свойства в разных зонах по толщине плиты в слоях толщиной 2,5 мм.

Результаты изучения сегрегации, приведенные на рис. 15 для плит, изготовленных из слитков двух способов литья, свидетельствуют о практически одинаковом составе разных зон по толщине плиты, изготовленной из слитка, отлитого методом плоской кристаллизации. Для серийных плит наблюдается сильная сегрегация по всем компонентам.

Выравнивание состава в разных зонах по толщине плиты сопровождается получением более однородного распределения свойств, без снижения прочности центрального объема плиты (рис. 16).

2,4

2,2

cs

S 2,0

о ' О

1,8

6,5 6,0

о » ✓ о  о ч ч О ' ✓ ✓ ч о

- -Д-  А . V _ А - А - А

' ч / <

с-•—1 ь

Cu, Mg

0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 Расстояние от поверхности плиты

9

8 5,5

о

О

5,0

О „ , о - ° «. _ " <

\ / \ / о

1 Zn 1

0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 Расстояние от поверхности плиты

Рис. 15. Изменение содержания легирующих компонентов (Си, 1п — О, •, Мд —А, А) в разных зонах по толщине плит, изготовленных из слитков сплава 7050двух способов литья:

.....серийное полунепрерывное литье;

-метод плоской кристаллизации

1

0

82

ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ № 1 2013

-Ф-

-Ф-

490

я 470

е 450

430

0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 Расстояние от поверхности плиты

Рис. 16. Изменение предела текучести в разных зонах по толщине плит, изготовленных из слитков сплава 7050двух способов литья:

.....серийное полунепрерывное литье;

-метод плоской кристаллизации

Таким образом, использованный в работе способ отливки слитков методом плоской кристаллизации может составить альтернативу традиционному методу полунепрерывного литья слитков для получения плит с однородными свойствами в разных зонах по толщине.

Таблица 5

Параметры литья и составы исследованных сплавов

Сплав Mg Zn Zr Темпера-тура литья, °С Скорость охлаждения, К/с

Малолегированный 1,6 1,3 4,3 0,06 0,13 0,2

Среднеле-гированный 2,3 1,5 6,1 0,06 0,13 0,2 700 2

Высоколегированный 3,5 1,8 8,3 0,06 0,13 0,2

Таблица 6 Влияние содержания циркония и ультразвуковой обработки расплава на величину зерна в сплавах разной легированности

Сплав Величина зерна, мкм, при 0,2 или 0,13 % вес. Zr

без УЗО с УЗО

Малолегированный Среднелегированный Высоколегированный 220/250 210/270 140/240 140/235 85/170 90/160

В докладе нидерландских и английских авторов [8] рассмотрена роль расплава и его движения на измельчение зерна алюминиевых сплавов при ультразвуковой обработке расплава. Составы рассмотренных сплавов приведены в табл. 5. При трех уровнях легирования основными компонентами исследовали влияние двух уровней содержания циркония.

Сплавы сначала выплавили в электрической печи, а затем при 700 °С обработали ультразвуком в течении 10 с в тигле емкостью 0,3 кг металла. После УЗО расплав перелили в нагретую медную форму и кристаллизовали со скоростью охлаждения 2 К/с. Получили такую же отливку без УЗО. Исследование структуры отливок включало определение величины зерна методом секущих. Как видно в табл. 6, УЗО приводит к уменьшению величины зерна отливок из всех исследованных сплавов.

Влияние легирующих элементов на измельчение зерна можно количественно представить фактором ограничения роста О, контролирующим величину зерна в литых алюминиевых сплавах. Фактор О = 2т,С0, /(к,- - 1), определяется как сумма произведений (т,Со,, (к, - 1)) для каждого /-элемента. Здесь т - градиент ликвидуса, Со - массовая концентрация компонента в сплаве, к - коэффициент распределения (С5/С^ где С5 и С - состав равновесных твердой и жидкой фаз). Фактор О связан с величиной зерна в литом состоянии выражением ^ = а + Ь/О, где постоянная а соответствует максимальному числу частиц для активного зарождения, а коэффициент Ь характеризует потенциал зарождения частиц.

250 200 § 150

а

100 50

0,04 0,06

1/а 1/К

Рис. 17. Соотношение между фактором О и величиной зерна £ для сплавов серии 7ххх с 0,2 % вес. 1г, отлитых с применением УЗО ( ) и без нее (

0

-Ф-

НАУЧНАЯ ЖИЗНЬ

300 250

g 200

s

4 150 100 50

0,02

0,04 0,06

1/Q 1/К

0,08

Рис. 18. Соотношение между фактором О и величиной зерна £ для сплавов серии 7ххх с 0,13 % вес. 1г, отлитых с применением УЗО

На рис. 17, 18 показано соотношение между фактором 1/0 и величиной зерна в сплавах, представленных в табл. 5, 6. Из полученных данных следует, что измельчение литого зерна в сравниваемых сплавах происходит под влиянием двух причин - состава расплава, влияющего на фактор О, и движения расплава при УЗО, которое увеличивает число активных подложек для гетерогенного зарождения и уменьшает величину зерна. Увеличение содержания циркония в сплаве усиливает влияние УЗО на величину литого зерна.

Термомеханическая обработка

В докладе [9] китайские авторы рассмотрели закалочную чувствительность сплавов, состав которых приведен в табл. 7, в связи с содержанием легирующих компонентов и количеством равновесной фазы, определенным с использованием термодинамических расчетов.

Известно, что сплавы с большой суммой 2п, Мд и Си имеют большую закалочную чувствительность (снижение прочностных характеристик при снижении скорости охлаждения сплава в процессе закалки) и что высокое

отношение 2п/Мд и Си/Мд снижает закалочную чувствительность.

Для получения различного состояния материала образцы указанных сплавов обрабатывали на твердый раствор (475 °С, 1 ч) и осуществляли закалку в холодной воде или охлаждение на воздухе. Затем проводили искусственное старение (120 °С, 24 ч), замеряли твердость по Виккерсу (НУ) и исследовали микроструктуру. Охлаждение на воздухе приводит к более неоднородному травлению образцов с выявлением в структуре малоугловых границ, декорированных выделениями. Этот эффект слабее выражен в сплаве 7085.

На рис. 19 сопоставлена твердость сплавов в двух состояниях. Охлаждение на воздухе снижает НУ. Для оценки закалочной чувствительности сплавов 0 в работе использовали выражение О = (НУвода - НУВОздуХ)/НУВОда • 100, %. Чем больше снижается твердость, тем выше фактор О и тем больше закалочная чувствительность сплава. Для сплавов 7050, 7150, 7055 и 7085 параметр О равняется 18,4, 21,0, 21,7 и 8,6 % соответственно, т. е. у сплава

240 200 160

— 1-

^ 120

80 40

7050

7150 7055

Марка сплава

7085

Рис. 19. Твердость НУ сплавов в искусственно состаренном состоянии после закалки в воде

0

1

1

1

2

2

0

Таблица 7

Химический состав исследованных сплавов

Сплав Zn Mg Cu Zr Средний состав

7050 5,7-6,7 1,9-2,6 2,0-2,6 0,08-0,15 Ост. Al6,2Zn2,25Mg2,3Cu0,115Zr

7150 5,9-6,9 2,0-2,7 1,9-2,5 0,08-0,15 Ост. Al6,4Zn2,35Mg2,2Cu0,115Zr

7055 7,6-8,4 1,8-2,3 2,0-2,6 0,08-0,25 Ост. Al8Zn2,05Mg2,3Cu0,165Zr

7085 7,0-8,0 1,2-1,8 1,3-2,0 0,08-0,25 Ост. Al7,5Zn1,5Mg1,65Cu0,165Zr

84

ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ № 1 2013

-Ф-

-Ф-

-Ф-

-Ф-

НАУЧНАЯ ЖИЗНЬ

24

20

СУ

16

12

5,0 5,5

V, %

6,5

Рис. 20. Соотношение между мольной долей V всех равновесных фаз в сплавах при 300 °С и фактором О

7085 закалочная чувствительность существенно ниже.

Закалочную чувствительность сплавов сопоставили с общим количеством равновесных фаз в сплаве, которое связано с гетерогенными выделениями по границам зерен и субзерен, а также с образованием вторичных

10

8 6

* 4

7055

- — — \

**

ч

5 \ 6

ч ч

ч

ч N

Ч \

4 \

\ \

V ч

4 \ N

3 1 * \

фаз при медленном охлаждении. Равновесные фазы в рассматриваемых сплавах - это п(Мдгп2), ДА^пМдСи), в(А!Си2Мд), 0(А12Си), которые появляются в структуре в процессе медленного охлаждения с температуры нагрева под закалку. Их количество рассчитали по программе ТИегто-Са!с для среднего состава сравниваемых сплавов, приведенного в табл. 7. Как видно на рис. 20, уменьшение общего количества равновесных фаз при 300 °С, которых меньше у сплава 7085, сопровождается снижением закалочной чувствительности.

На рис. 21 для изученных сплавов показано изменение мольной доли всех равновесных фаз, выделяющихся при снижении температуры, а в табл. 8 сопоставлено их количество при критической температуре 300 °С (по С-кривым).

Преимуществом сплава 7085, обеспечивающим его пониженную чувствительность к скорости закалочного охлаждения, является меньшая мольная доля п- и в-фаз, выделяющихся при критической температуре в процессе охлаждения при закалке.

10 8 6 3 4

7150

'ч 6

100 200 300 400 500 г, °С а

100 200 300 400 500 г, °С

4

2

2

2

1

8

2

2

100

200 300 400 500 г, °С в

100

200 300 400 500 г, °С

г

Рис. 21. Влияние температуры t на мольную долю М равновесных фаз в сплавах7050, 7150, 7055, 7085:

1 - фаза А^г, 2 - фаза Т(AlCuMgZn); 3 - фаза А^Си; 4 - фаза Б (А^СиМд); 5 - фаза Mg2Zn; 6- сумма всех фаз

0

0

-Ф-

НАУЧНАЯ ЖИЗНЬ

-Ф-

Таблица 8

Характеристика состава и мольная доля равновесных фаз при температуре 300 °С

Сплав 2п + Мд + Си, % 2п/Мд П (Мд7п2), % Б(А1Си2Мд), % А132г, % Сумма, %

7050 10,75 2,76 3,9047 2,0157 0,09829 6,01869

7150 10,95 2,72 4,3201 1,66 0,12035 6,10045

7055 12,35 3,90 4,6266 1,5861 0,18424 6,39694

7085 10,65 5 3,4876 0,7604 0,12003 4,36803

В докладе индийских авторов [10] приведены данные об изменении в микроструктуре во время сверхпластической деформации с высокой скоростью деформирования сплава, имеющего состав А!-6,32п-2,3Мд-1,5Си-0,14Zr-0,23Sc-0,04Fe-0,03Si, % вес. Сляб из этого сплава толщиной 85 мм был прокатан при 435 °С на плиту толщиной 15 мм, которая после отжига была прокатана при 400 °С на лист толщиной 2,3 мм. Полученный лист имел нерекристаллизованную структуру.

Образцы из этого листа без предварительной термической обработки испытывали на растяжение в условиях сверхпластической деформации при ряде температур и скоростей деформирования для определения показателя т - чувствительности к скорости деформирования. Было установлено, что сплав имеет наибольшее значение т = 0,70 при 475 °С и скорости деформирования 1,9-10-2 с-1. Максимальное удлинение образца при этом составило 650 %.

Как видно на рис. 22, а, исходный гомогенизированный слиток имеет очень мелкозернистую структуру, обусловленную присутствием в сплаве скандия и циркония. Исследование

Рис. 22. Микроструктура гомогенизированного слитка:

а - зеренная структура

структуры в просвечивающем электронном микроскопе(см.рис.22, б)показывает наличие когерентных частиц дисперсоида Alз(ScxZr1 _ х), на что указывает характерный деформационный контраст вокруг выделений и подтверждают картины электронной дифракции.

В структуре листа перед сверхпластическим деформированием количество частиц диспер-соида А!з^с^Г| _ х) уменьшается и они выглядят как некогерентные включения величиной около 35 нм без деформационного контраста (рис. 23). При этом после сверхпластической деформации опять наблюдаются когерентные частицы (рис. 24).

Проведенные исследования показали, что при сверхпластическом деформировании происходит растворение выделившихся при прокатке крупных частиц фазы А!з^с^Г1 _ х) с ее последующим выделением в виде когерентных частиц после деформирования на 40 и 65 %.

В докладе китайских авторов [11] рассмотрено упрочнение и распад в сплаве 7А60, происходящий в течение неизотермического

Рис. 23. Включение дисперсоида А13

-Ф-

старения, когда закаленный сплав нагревают до определенной температуры и затем охлаждают до 100 °С с разной заданной скоростью.

Слиток состава Al-8,35Zn-2,5Mg-2,25Cu-0,14Zr-0,08Fe-0,04Si-0,05Mn-0,04Cr-0,03Ti (% вес.) был гомогенизирован 460 °С, 36 ч и откован при 400 °С со степенью деформации 65 %. Для экспериментов использовали образцы размером 30 х 30 х 15 мм. Их закаливали в воде после нагрева 470 °С, 2 ч с последующим неизотермическим старением в воздушной печи. На образцах измеряли твердость НВ и удельную электропроводимость у, которые характеризуют прочность сплава и сопротивление коррозии. При этом увеличение твердости соответствует увеличению прочности, а увеличение удельной электропроводимости соответствует увеличению сопротивления коррозии. Для исследования структуры использовали обычную и высокоразрешающую электронную микроскопию.

На рис. 25 показано изменение НВ и у при различных условиях старения: изменяется начальная температура нагрева при старении Тн и скорость охлаждения v в интервале от Тн до 100 °С. Варьирование параметров старения позволяет получить материал с различным сочетанием твердости и удельной электропроводимости. Это обусловлено существенным влиянием параметров старения на дисперсность продуктов распада твердого раствора внутри зерна (n'-фаза, рис. 26) и характер распада по границам зерен (n-фаза по границам зерен и зоны, свободные от выделений, рис. 27).

Ширина зон по границам зерен, свободных от выделений, видимых на рис. 27, а, б, составляет 22 и 19 нм при скорости охлаждения 20 °С/ч, а при скорости охлаждения 60 °С/ч эти зоны не выявляются. Определен размер пластинчатых выделений n'-фазы, расположенных вдоль плоскостей{111}кристаллической решетки алюминия. Для режима по рис. 27, б их толщина составляет 1,8-5,3 нм при длине до 12,3 нм, а для режима по рис. 27, в их толщина составляет 1,2-3,6 нм при длине до 9,3 нм.

Таким образом, параметры неизотермического старения позволяют существенно влиять на структуру и свойства сплава 7А60.

В докладе швейцарских и французских авторов [12] приведены результаты определения остаточных напряжений в свежезакаленной плите толщиной 75 мм из сплава АА7449 на разном расстоянии от поверхности мето-

> ч,"

У-'- о*. "

Л/-

i гЯ

80 нм

_*_*. *У __

Рис. 24. Включения дисперсоида А13

210

190

150 130

26

24 22

U 20

s 20

" 18

16 14

1 3

1 1 \ ( ТА

X

60

50

40 30 v, °с/ч а

20

10

д

1__1 __-- ъ

k —--- у—

2 ^ t___' -----'

3 --"4*

5 6 ,

60

50

40 30 v, °С/ч

20

10

Рис. 25. Зависимость НВ

a 170

"Ф

-Ф-

НАУЧНАЯ ЖИЗНЬ

Рис. 26. Электронная микроскопия распада твердого раствора внутри зерна при разных условиях

неизотермического старения:

а - (220 - 100) °С, V = 20 °С/ч; б - (200 - 100) °С, V = 20 °С/ч; в - (200 - 100) °С, V = 60 °С/ч

Рис. 27. Выделения по границам зерен при разных условиях неизотермического старения:

а - (220 -100) °С, V = 20 °С/ч; б - (200 -100) °С, V = 20 °С/ч; в - (200 -100) °С, V = 60 °С/ч

дом нейтронной дифракции в сравнении с расчетом методом конечных элементов.

Разные методы определения остаточных напряжений дают согласующиеся результаты, показывающие наличие на поверхности плиты сжимающего напряжения около 300 МПа, а в центре плиты - растягивающего напряжения около 200 МПа.

Структура материала и ее связь со свойствами полуфабрикатов

В докладе французских авторов [13] сопоставили сопротивление усталости плит толщиной 50 мм из сплава 7050-Т7451 и сплава 2050-Т8 системы А!-Си-Ы. Химический состав сплавов приведен в табл. 9. Структура плиты

Таблица 9

Химический состав плит из исследованных сплавов, % вес

Сплав Состав Б! Ре Си Мп Мд 2п и Ад

2050 т1п — — 3,2 0,2 0,2 - 0,06 0,7 0,2

тах 0,08 0,1 3,9 0,5 0,6 0,25 0,14 1,3 0,7

7050 тт - - 2,0 - 1,9 5,7 0,08 - -

тах 0,12 0,15 2,6 0,1 2,6 6,7 0,15

280

cs 240

С

S 200

с 160

120

Vv

Ч"

----° ^

104

105 106 N, цикл

107

Рис. 28. Влияние максимального напряжения цикла о-макс на количество циклов N до усталостного разрушения образцов из плит толщиной 50 мм из сплавов 7050Т7451

сплава 7050 содержит включения фаз Al7Cu2Fe и Мд2в1, а сплава 2050 - фазу А^еСиМп.

На многоцикловую усталость испытывали плоские долевые образцы толщиной 3 мм с центральным отверстием (коэффициент концентрации напряжений К = 2,3), взятых из средних слоев по толщине плит. Испытания проводили с максимальным напряжением цикла амакс от 140 до 260 МПа и коэффициентом асимметрии цикла 0,1. Результаты испытаний сопоставлены на рис. 28 и показывают преимущество сплава 2050 по этой характеристике, т. е. при одном максимальном напряжении цикла продолжительность испытаний до разрушения N у этого сплава выше, чем у сплава 7050. По скорости распространения трещины преимущество также имеет сплав 2050.

Структуру материала исследовали на поверхности разрушенных образцов в плоскости прокатки исходной плиты в сканирующем электронном микроскопе. Величину разветвленных включений характеризовали диаметром эквивалентных круглых включений той же поверхности.

В табл. 10 приведены результаты измерения величины включений избыточных фаз в сравниваемых плитах. Как следует из таблицы, для сплава 7050 наблюдается увеличение количества и размеров всех включений с эквивалентным диаметром более 2 мкм. При этом плита из сплава 7050 в структуре содержит в несколько раз больше включений размером более 6 мкм, чем плита из сплава 2050.

Исследование процесса зарождения трещин показывает, что в сплаве 7050 они появ-

ляются только на включениях, в то время как в сплаве 2050 трещины чаще возникают в полосах скольжения, что сопровождается увеличением долговечности образцов.

Проведенное сопоставление сопротивления усталости и структуры исследованных полуфабрикатов подтверждает необходимость анализа структуры для понимания причин получения различного сопротивления усталости.

В докладе китайских авторов [14] изучена многоцикловая усталость и зарождение трещины в сплаве АА7449. Этот сплав разработан ALCAN взамен сплава 7150 и имеет повышенную прочность при одинаковой вязкости разрушения и сопротивлении коррозии. Он используется в самолете Airbus A380.

Для проведения исследований сплав АА7449 в виде катаной плиты толщиной 40 мм в состоянии T7951 был поставлен ALCAN. Механические свойства плиты приведены в табл. 11.

Плита имела частично рекристаллизован-ную зеренную структуру (рис. 29, а). Просвечивающая электронная микроскопия показала наличие в матрице сплава мелких сфериче-

Таблица 10 Параметры распределения включений избыточных фаз в исследованных плитах

Параметр Плита 7050-T74

Площадь 2 анализа, мм Средний эквивалентный диаметр, мкм Числочастиц (>2 мкм) на мм2 23,7 4,4 249 25,8 3,6 215

Таблица 11

Свойства при растяжении плиты из сплава AA7449-T7951

Ориентация образца МПа МПа 8, % Модуль Юнга, ГПа

Д П 628,0 610,0 594,3 584,3 9,0 10,5 72,0 71,5

НАУЧНАЯ ЖИЗНЬ

Рис. 29. Микроструктура плиты из сплава АА7449-Т7951:

а - оптический микроскоп; б - просвечивающий электронный микроскоп

ских выделений п'-фазы величиной 10-20 нм и удлиненных выделений п-фазы (рис. 29, б).

Усталостные испытания проводили при комнатной температуре на гладких и надрезанных образцах при отношении напряжений

500

400

CS

С

300

200

100

öVo 3QO

—д-" о ° -Kt =1,0"

Kt = 3,0 г

—'

104

105

N, цикл а

106

10'

250

200

CS

С

й 150

с

100

50

оо

УЧ}

,0 = Kt

K = 3,0

<

в цикле R = 0,5 и -1,0, коэффициенте концентрации напряжений Kt = 1,0 для гладких образцов и 3,0 для надрезанных. Все образцы имели ориентацию ДП. Их поверхность перед испытаниями полировали для исключения влияния шероховатости поверхности. Морфологию разрушения усталостных образцов исследовали в сканирующем электронном микроскопе с энергодисперсионным спектрометром (EDS).

Результаты усталостных испытаний представлены на рис. 30 и в табл. 12.

Полученные данные показывают сильное влияние условий испытаний на предел многоцикловой усталости. Авторы доклада отмечают хорошее сопротивление усталости материала исследованной плиты.

Проведенные исследования структуры поверхности образцов в области зарождения и распространения трещины показали, что интерметаллические включения, содержащие железо, медь и другие компоненты, являются основной причиной зарождения трещин в образцах и способствуют также ветвлению трещины при ее росте.

В докладе сотрудников ВИАМ [15] сообщается о разработке высокопрочного сплава системы Al-Zn-Mg-Cu типа VAT, химический состав исследованных полуфабрикатов из которого в обобщенном виде приведен в табл.13.

104

105

N, цикл

106

10'

Рис. 30. Влияние максимального напряжения цикла о-макс и коэффициента концентрации напряжений К1 на количество циклов N до разрушения образцов из плиты сплава 7449Т7951 при Я = 0,5

Таблица 12

Предел усталости стм плиты из сплава ДД7449-77951 при разных условиях испытания

Отношение напряжений R Фактор надреза Kt aN, МПА ctn/ct0,2

0,5 1,0 349,0 0,58

3,0 137,5 0,23

-1,0 1,0 133,5 0,22

3,0 69,6 0,12

90

ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ № 1 2013

-Ф-

-Ф-

-Ф-

НАУЧНАЯ ЖИЗНЬ

Исследовали поковку размером 60 s 200 s s 350 мм, лист толщиной 2 мм и прессованную полосу толщиной 40 мм. После закалки с 470 °С образцы были состарены по трем режимам: 1 - двухступенчатое старение на состояние Т2 (115 °С, 8 ч + 165 °С, 7 ч); 2 - трехступенчатое старение Т101 с низкотемпературной третьей ступенью; 3 - трехступенчатое старение Т102 с высокотемпературной третьей ступенью. Исследования структуры показали наличие во всех случаях нерекристалли-зованной структуры со средней величиной зерна 2-4 мкм и включениями равноосных частиц фазы Al3(ScxZr1 _ x) среднего размера 15-18 нм для сплава с 0,1 % Ag; плотность распределения этих частиц в структуре составляла (2,6-3,1) • 1015 см-3. В сплаве с 0,2 % Ag величина частиц Al3(ScxZr1 _ x) несколько увеличилась (19-20 нм), а плотность распределения частиц уменьшилась (1,1-1,6) • 1015 см-3.

Упрочнение сплавов обеспечивает высокая плотность частиц М и М' при наличии свободных от выделения зон средней толщиной 15-20 нм. Присутствие скандия и серебра в сплавах типа VAT способствует повышению прочности, вязкости разрушения и сопротивления усталости (табл. 14).

Полоса из сплава VAT-1 хорошо сваривается электронно-лучевой сваркой с получением мелкозернистой структуры шва (5-10 мкм) и отсутствием оплавления границ зерен в зоне теплового влияния. Для листа этого сплава, сваренного автоматической аргонодуговой сваркой ав сварного соединения составляет 373-395 МПа при прочности основного металла 590-605 МПа. В табл. 15 сопоставлены механические и коррозионные свойства сварного соединения этих полуфабрикатов.

Легирование серебром улучшает свариваемость сплавов рассматриваемого типа. Они могут найти применение как конструкционный материал для летательных аппаратов нового поколения.

В докладе американских и китайских авторов [16] приведены результаты исследования с высоким разрешением выделений в состаренном сплаве системы Al-Zn-Mg-Cu, состав которого приведен табл. 16.

Образец сплава был закален в воде после нагрева 485 °С, 90 мин и состарен при 120 °С продолжительностью до 24 ч. Для получения информации о составе и структуре тонких выделений использовали технологию получения изображений с помощью высокоуглового кольцевого темного поля (high-angle annular dark field - HAADF) в сканирующем просвечи-

Таблица 13

Химический состав исследованных полуфабрикатов из сплавов типа VAT

Содержание легирующих компонентов,

Сплав % вес.

Zn+Mg+Cu Zr+Sc Ag Fe Si Al

VAT -1 11,8 0,25 0,1 0,05 0,03 Осн.

VAT-2 11,0 0,26 0,2 0,05 0,03 Осн.

Таблица 14 Свойства поковки из сплавов типа VAT в продольном направлении

Сплав а* МПа МПа S, % K1 С, МПаУм МЦУ, кцикл SCC*, акр, МПа

VAT-1 VAT-2 Типа VAT без Ag и Sc * ПЕ 650 600 560 напр 610 550 520 авлен 10 10 10 ие. 32 45 28 250 250 200 >170 > 250 > 150

Таблица 15

Механические и коррозионные свойства

сварного соединения для полосы и листа

из сплава VAT-1 при различных

видах сварки

Полоса, элек- Лист, аргоно-

Свойство тронно-лучевая дуговая

сварка сварка

0в сварного со- 470 385

единения, МПа

SCC, 0кр, МПа >250 >250

"Ф

НАУЧНАЯ ЖИЗНЬ

-Ф-

Таблица 16

Химический состав исследованного сплава

Ед. измерения 2п Мд Си Ре Мп Т! Б! 2г Бс Сг

% вес. 8,52 1,75 2,30 0,05 0,02 0,04 0,04 0,13 0,06 0,15

% ат. 3,75 2,08 1,04 0,03 0,01 0,02 0,04 0,04 0,04 0,08

а б в

Рис. 31. ИАЛОР-изображения структуры сплава после искусственного старения при 120 °С продолжительностью 2

вающем электронном микроскопе с детектором HAADF. Контраст на изображении в этом случае пропорционален Z 2, где Z-атомный номер элемента. Магний и цинк в исследуемом сплаве при старении образуют выделения п'-фазы, в которой светлая цепочка означает богатую цинком ^ = 30) атомную плоскость, а темная цепочка соответствует богатой магнием ^ = 12) атомной плоскости.

Полученные изображения структуры показаны на рис. 31 после разной продолжительности старения. Исследования выделений толщиной в 7 и 11 атомных слоев показали, что более тонкие образования после 2 ч старения являются п'-фазой, а более толстые после 24 ч старения - п-фазой. Общая последовательность выделений представлена как: пересыщенный твердый раствор ^ ГП зоны ^ п' ^ равновесная п (MgZn2).

Исследование сварных соединений

В докладе китайских авторов [17] изучена свариваемость полуфабриката, изготовленного по особой технологии из сплава состава

А!-8^п-2,6Мд-2,2Си-0,^г (% вес.). Заготовка для последующей обработки была изготовлена методом спреерного осаждения, в котором расплав готового сплава при 800 °С атомизируется в потоке азота и осаждается в форме на постоянном расстоянии 550 мм. Из заготовки отпрессовали полосу толщиной 10 мм, которую сварили методом электронно-лучевой сварки вдоль направления прессования. После сварки металл закалили в воде после нагрева 475 °С, 1,5 ч и искусственно состарили 120 °С, 16 ч. Изучали структуру сплава в области сварного шва и механические свойства сварного соединения на поперечных образцах относительно направления сварки. Основной металл испытывали на образцах, ориентированных вдоль направления прессования.

В зоне сварки наблюдали несколько структурных областей: чрезвычайно мелкозернистая область металла в зоне шва с величиной зерна около 3 мкм; узкая переходная область с четкой границей между швом и основным металлом, имеющим тонковолокнистое строение с толщиной волокна около 10 мкм.

-Ф-

Таблица 17 Свойства сварного соединения сплава системы Al-Zn-Mg-Cu

Зона испытаний а02, МПа ав, МПа 8, % ав сварного соединения в % от ав основного металла 8 сварногосоединения в % от 8 основного металла

Основной металл, Т6 Сварное соединение, Т6 710-725 735-750 605-640 8-10,5 2,5 82,3-85,3 23,8-31,3

Результаты определения свойств сварного соединения приведены в табл. 17.

Проведенные эксперименты показали хорошую свариваемость использованного полуфабриката методом электронно-лучевой сварки с получением высоких механических свойств сварного соединения.

В докладе китайских авторов[ 18] описаны результаты изучения изменения микротвердости и микроструктуры в зоне сварки трением с перемешиванием (Friction Stir Welding - FSW) листа толщиной 6 мм из сплава 7075 в состаренном (120 °С, 24 ч) или закаленном после нагрева 470 °С, 2 ч состояниях.

Полученный шов состоит из центральной зоны термомеханического влияния и зоны термического воздействия, в которых изменяется микротвердость и дисперсность продуктов распада твердого раствора относительно исходного состояния. При этом HV в состаренном состоянии изменяется от 1 65 единиц в зоне основного металла до 125 единиц в зоне термического воздействия.

Заключение

Материалы конференции, относящиеся к высокопрочным алюминиевым сплавам системы Al-Zn-Mg-Cu, позволяют заключить, что эти сплавы и изготовленные из них полуфабрикаты по-прежнему являются предметом исследования для уточнения происходящих в них структурных изменений и оптимизации технологических процессов.

На основании представленных в докладах результатов исследований можно отметить следующие.

1. Развитие авиационных материалов идет в направлении создания сплавов с повышен-

ными прочностью, вязкостью разрушения, сопротивлением возникновению и распространению трещин, коррозионной стойкостью. Существенным достижением в этом направлении является разработка сплава 7085, который благодаря низкой закалочной чувствительности и хорошей прокаливаемости позволяет получить максимальную вязкость и прочность в толстых сечениях. Преимуществом сплава 7085, обеспечивающим его пониженную чувствительность к скорости закалочного охлаждения, является меньшая мольная доля п- и в-фаз, выделяющихся при критической температуре в процессе охлаждения при закалке. В отдельных работах фазу п (п') обозначают как М (М').

2. Продолжаются исследования влияния различных физических и технологических факторов на формирование литой структуры как в условиях литья небольших модельных объемов, так и при литье промышленных слитков с рассмотрением их микроструктуры и склонности к образованию трещин. Способ отливки слитков методом плоской кристаллизации позволяет получить слиток со слабым развитием зональной ликвации, прокатанные из которого плиты имеют однородные свойства в разных зонах по их толщине.

3. Приведенные данные свидетельствуют о большем измельчении литого зерна от введения в расплав лигатуры А1-5ТМВ, чем А1—3Т1—0,15во, и о необходимости строгого соблюдения установленных оптимальных параметров модифицирования для получения максимального эффекта измельчения зерна. Эффективность применяемой при литье ультразвуковой обработки расплава зависит от состава сплава по основным легирующим компонентам (2п, Мд, Си) и от содержания цирко-

-Ф-

НАУЧНАЯ ЖИЗНЬ

ния, увеличение которого усиливает влияние УЗО на размер литого зерна.

4. На примере сплава 7А60 рассмотрено влияние неизотермического старения, когда закаленный сплав нагревают до определенной температуры и затем охлаждают с определенной скоростью, на структуру и свойства деформированного материала и показано, что варьирование температуры и скорости охлаждения позволяет существенно влиять на дисперсность продуктов распада твердого раствора и получаемое соотношение твердости и удельной электропроводимости.

5. Исследование процесса зарождения трещин при усталостных испытаниях сплавов 7050 и 7449 показывает, что интерметаллические включения величиной более 2 мкм, содержащие железо, медь и другие компоненты, являются основной причиной зарождения трещин в образцах. Однако эти же включения способствуют ветвлению усталостной трещины при ее росте, т. е. снижают СРТУ. Общее значение долговечности образцов (период до зарождения трещины и период ее роста до разрушения) определяется суммарным влия-

нием структуры на каждую из этих стадий. Проведенное сопоставление сопротивления усталости и структуры исследованных полуфабрикатов подтверждает необходимость анализа структуры для понимания причин получения различного сопротивления усталости.

6. Разные методы определения остаточных напряжений дают согласующиеся результаты, показывающие наличие на поверхности закаленной плиты сжимающего напряжения величиной около 300 МПа, а в центре плиты -растягивающего напряжения около 200 МПа.

7. Проведенные на листе из сплава А!^п-Мд-Си-в^г исследования показали, что при сверхпластическом деформировании на 40 и 65 % происходит растворение выделившихся при прокатке крупных частиц фазы А^вс^г^ _ х) с ее последующим выделением в виде когерентных частиц.

8. Описанные эксперименты показывают хорошую свариваемость полуфабрикатов из высокопрочных сплавов системы А!^п-Мд-Си методами электронно-лучевой сварки или трением с перемешиванием.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Boselli J., Bray G., Rioja R., Mooy D., Venema G., Feyen G., Wang W. The Metallurgy of High Fracture Toughness Aluminum-Based Plate Products for Aircraft Internal Structure. P. 581-586.

2. Denzer D., Rioja R., Bray G., Venema G., Colvin E. The Evolution of Plate and Extruded Products with High Strength and Fracture Toughness. P. 587-592.

3. Doherty K., Squillacioti R., Cheeseman B., Pla-czankis B., Gallardy D. Expanding the Availability of Lightweight Aluminum Alloy Armor Plate Procured from Detailed Military Specifications. P. 541-546.

4. Zhang H., Nagaumi H., Cui J. Study on Electromagnet-Air Knife DC Casting Process of Large-Size AA 7055 Aluminum Alloys. P. 77-83.

5. Guo S., Xue G., Ma K., Nagaumi H. The Grain Refinement of 7050 Alloy Using Al-5Ti-1B and Al-3Ti-0.15C Grain Refiners. P. 97-103.

6. Men G. Chu, Alvaro Giron, William A. Cassada. Aluminum Monolithic Alloy and Multi-alloy Cast Using Planar Solidification Approach. P. 1367-1375.

7. Hosch T., Chu M., Feyen G., Rioja R., Cassada W.

The Effect of Planar Solidification on Mechanical Properties of Al-Zn-Mg-Cu-Zr Alloy Plate. P. 1377-1382.

8. Zhang L., Eskin D., Miroux A., Katgerman L. Role of Solute and Transition Metals in Grain Refinement of Aluminum Alloys under Ultrasonic Melt Treatment. P.1389-1394.

9. Nie B., Liu P., Zhou T., Xie Y. Evaluation of the Quenching Sensitivity of Al-Zn-Mg-Cu-Zr Aluminum Alloys by Mole Fraction of Equilibrium Phases. P. 331-336.

10. Mukhopadhyay A., Prasad K., Kumar A., Raveen-dra S., Samajdar I. Changes in Microstructure During High Strain Rate Superplastic Deformation of an Al-Zn-Mg-Cu-Zr Alloy Containing Sc. P. 819-824.

11. Liu Y., Jiang D., Wu G. Ageing Hardening and Precipitation of the 7A60 Alloys during Cooling Aging. P. 1173-1180.

12. Chobaut N., Repper J., Pirling T., Carron D., Drezet J-M. Residual Stress Analysis in AA7449 As-Quenched Thick Plates Using Neutrons and FE Modelling. P.285-291.

-Ф-

НАУЧНАЯ ЖИЗНЬ

13. Daniеlou A., Ronxin J., Nardin C., Ehrstrom J.

Fatigue Resistance of Al-Cu-Li and Comparison with 7XXX Aerospace Alloys. P. 511-516.

14. Zheng Z., Zhong S., Li S., Li J. Research on the High-cycle Fatigue and Crack Initiation Behavior of AA7449 Alloy. P. 599-605.

15. Vakhromov R., AntipovV., Tkachenko E. Research and Development of High-Strength of Al-Zn-Mg-Cu Alloys. P. 1515-1520.

16. Li Y., Kovarik L., Phillips P., Hsu Y., Wang W., Mills M. High Resolution Characterization of the

Precipitation Behavior of an Al-Zn-Mg-Cu Alloy. P. 1069-1074.

17. Wang F., Zuo Y., Xiong B., Zhang Y., Li Z., Liu H.,

Li X. Microstructure and Mechanical Properties of an Electron Beam Welds in a Spray-Deposited Al-Zn-Mg-Cu Alloy. P. 921-92.

18. Zhou Z., Chen S., Liu Q. Microhardness Profile and Microstructure Characterization in Friction Stir Processing Zone of the Aged and Solid Solution Treated 7075 Aluminum Alloys. P. 637-642.