Высокопрочный термически неупрочняемый алюминиевый сплав и способ его изготовления
HIGH-STRENGTH THERMALLY NON-STRENGTHENED ALUMINIUM ALLOY AND METHOD FOR ITS PRODUCTION

Предлагаемое изобретение относится к области металлургии, в частности, может быть использовано для получения деформированных полуфабрикатов для высоконагруженных конструкций.
в
0,2
Известен термически неупрочняемый сплав АМг6 системы Al-Mg, содержащий (в мас. %): 5,8-6,8 Mg, 0,02-0,1 Ti, 0,5-0,8 Mn, до 0,2 Zn, до 0,1 Cu, до 0,4 Fe, до 0,4 Si. Сплав отличается удовлетворительной технологичностью при литье, прессовании, прокатке и сварке, прессованные и катаные полуфабрикаты из сплава АМг6 используют для получения сварных конструкций, однако их прочность недостаточна (предел прочности при статическом растяжении составляет σ=300-320 МПа, условный предел текучести σ=180 МПа (Машиностроение. Энциклопедия. том II-3. Цветные металлы и сплавы. Композиционные металлические материалы // под ред. И.Н. Фридляндера. М.: Машиностроение, 2001, стр. 25), аналог.
Известен более прочный свариваемый термически неупрочняемый сплав 01570C системы Al-Mg-Sc (Филатов Ю.А., Плотников А.Д. Структура и свойства деформированных полуфабрикатов из алюминиевого сплава 01570C системы Al-Mg-Sc для изделия РКК «Энергия» // Технология легких сплавов, №2, 2011, стр. 15-26), содержащий в мас. %: 5,0-5,6 Mg, 0,18-0,26 Sc, 0,2-0,5 Mn, 0,05-0,12 Zr, 0,01-0,03 Ti, 0,0002-0,005 Be, 0,0002-0,0009 Ce, до 0,07 Fe, до 0,05 Si, прототип.
в
0,2
Указанные сплавы имеют относительно низкие прочностные характеристики, по сравнению с термически упрочняемыми конструкционными сплавами (для сплава 01570C σ=380-450 МПа, σ=280-320 МПа). В связи с этим его нельзя использовать при изготовлении высоконагруженных конструкций.
Задачей изобретения является повышение прочности полуфабрикатов и конструкций из термически неупрочняемых алюминиевых сплавов.
Техническим результатом является получение заготовок и конструкций с пределом прочности не ниже 600 МПа, увеличение срока службы изделий за счет использования более прочного сплава, а также расширение номенклатуры применяемых конструкций.
Указанный технический результат достигается тем, что предлагается сплав на основе алюминия, содержащий магний, скандий, по крайней мере один элемент из группы, содержащей хром, цирконий, гафний и титан, по крайней мере один элемент из группы, содержащей цинк, медь и марганец, по крайней мере один элемент из группы, содержащей церий, лантан, иттрий, эрбий, иттербий, гадолиний, диспрозий, европий, лютеций и тулий, при следующем соотношении компонентов, мас. %:
Магний
от 1,0 до 7,0
Скандий
от 0,1 до 1,5
По крайней мере один элемент из группы,
содержащей хром, цирконий, гафний и титан,
при суммарном содержании
от 1,5 до 5,0
По крайней мере один элемент из группы,
содержащей цинк, медь и марганец,
при суммарном содержании
от 0,05 до 2,0
По крайней мере один элемент из группы,
содержащей церий, лантан, иттрий, эрбий,
иттербий, гадолиний, диспрозий, европий,
лютеций и тулий, при суммарном содержании
от 0,003 до 0,75
Алюминий
Остальное
при этом соотношение содержания скандия к суммарному содержанию элементов из группы церий, лантан, иттрий, эрбий, иттербий, гадолиний, диспрозий, европий, лютеций и тулий составляет от 0,1:1 до 500:1, а отношение содержания элементов из группы хром, цирконий, гафний и титан к содержанию скандия составляет от 2:1 до 50:1.
3
7
Технический результат достигается также за счет того, что предлагается способ получения полуфабрикатов из сплава на основе алюминия, описанного выше состава, включающий выплавку сплава, кристаллизацию сплава со скоростью охлаждения от 1⋅10 до 1⋅10 К/с с получением частиц сплава размером 10-2000 мкм, последующее компактирование частиц в заготовку и ее горячее деформирование. При этом компактирование частиц в заготовку может осуществляться с плотностью не менее 0,9 от расчетной плотности сплава, а горячее деформирование заготовки может осуществляться путем прессования со степенью деформации не менее 80%.
Для увеличения прочности алюминиевого сплава предлагается обеспечить более высокую степень легирования переходными металлами (по сравнению с прототипом, сплавом 01570C) и более высокую термическую стабильность дисперсных упрочняющих фаз алюминидов переходных металлов.
Магний является одним из основных упрочняющих компонентов алюминиевых сплавов. С увеличением содержания магния в сплаве возрастает механическая прочность полуфабрикатов, но при этом существенно ухудшаются технологические свойства при последующей обработке давлением. При содержании магния в сплаве более 7 мас. % существенно ухудшаются коррозионные свойства сплава, а при содержании менее 1 мас. % недостаточна прочность сплава. В связи с этим для обеспечения оптимальных свойств сплава содержание магния в предлагаемом сплаве должно составлять от 1,0 до 7,0 мас. %.
Легирование сплава системы Al-Mg нерастворимыми редкоземельными металлами способствует тому, что дисперсные фазы алюминидов редкоземельных металлов, равномерно распределяясь в матрице сплава, играют роль зародышей при распаде твердого раствора Sc и твердого раствора переходных металлов из группы Cr, Zr, Hf, Ti способствуя их равномерному распаду. При этом первоначально происходит распад твердого раствора скандия в алюминии, так как скандий имеет более высокий коэффициент диффузии, а затем происходит распад переходных металлов из группы Cr, Zr, Hf, Ti. Некогерентность фаз редкоземельных металлов, играющих роль зародышей, способствует стабильности упрочняющих фаз при технологических нагревах.
3
Скандий является наиболее эффективным упрочнителем сплава системы Al-Mg, потому что фаза AlSc, образующаяся при распаде твердого раствора, когерентна с матрицей, имеет практически такую же величину параметра кристаллической решетки. Таким образом, добавка скандия в сплавы на основе системы Al-Mg позволяет существенно повысить его прочностные характеристики. При содержании скандия в сплаве в количестве, меньшем 0,1 мас. %, весь скандий находится в твердом растворе и его упрочняющее действие незначительно. При его содержании более 0,1 мас. % дисперсные зародыши фаз редкоземельных металлов способствуют выпадению скандия из твердого раствора, что приводит к упрочнению сплава. Увеличение содержания скандия в сплаве более 1,5 мас. % нецелесообразно, так как может привести к образованию грубых фаз на основе скандия и не будет способствовать дальнейшему увеличению прочности.
Наибольший упрочняющий эффект достигается при суммарном содержании переходных металлов от 1,5 до 5,0 мас. %. При этом в сплаве может содержаться как один, так и несколько элементов из группы Cr, Zr, Hf, Ti при соблюдении данного соотношения. При содержании переходных металлов (ПМ) в данном сплаве менее 1,5 мас. % эффект упрочнения проявляется незначительно и не удается обеспечить необходимый уровень прочности. При суммарном содержании ПМ более 5,0 мас. % происходит образование грубых первичных интерметаллидов и, как следствие, наблюдается снижение прочностных и пластических характеристик сплава.
Поскольку диффузионные процессы протекают с разными скоростями (скандий имеет коэффициент диффузии примерно на 2 порядка выше, чем у элементов из группы ПМ), то для стабильности получения свойств полуфабрикатов необходимо обеспечить равномерный распад пересыщенного твердого раствора ПМ в алюминии на комплексных зародышах, образованных фазами нерастворимых РЗМ и скандием. Опытным путем было установлено, что оптимальных характеристик можно достичь за счет обеспечения в сплаве соотношения содержания элементов группы ПМ к содержанию скандию от 2:1 до 50:1. Соотношение элементов из группы ПМ к скандию более 50:1 приводит к тому, что происходит неравномерный, независимый от наличия зародышей, распад пересыщенного твердого раствора ПМ в алюминии. В результате формируется структура с грубыми включениями упрочняющих фаз, что не обеспечивает требуемый уровень прочностных характеристик. При соотношении менее 2:1 объемная доля фаз переходных металлов, выпадению которых способствует комплексный зародыш, недостаточна и морфология фаз также неблагоприятна с точки зрения обеспечения требуемой прочности.
6
Введение в состав сплава растворимых элементов Zn, Cu и Mn способствует упрочнению твердого раствора. Выбор компонента зависит от того, какие служебные характеристики предъявляют к сплаву. Введение цинка упрочняет сплав, но снижает коррозионную стойкость. Введение меди упрочняет сплав, но снижает сопротивление образованию горячих трещин при сварке. Введение марганца также увеличивает прочность, но может привести к уменьшению растворимости элементов из группы ПМ и способствовать образованию комплексных интерметаллидных фаз с низким упрочняющим действием (например, AlMn(Cr,Ti), которые при сварке охрупчивают шов). Оптимальное суммарное содержание в сплаве растворимых элементов из группы Zn, Cu и Mn составляет от 0,05 до 2,0 мас. %. При этом в сплаве может содержаться как один, так и несколько элементов из данной группы.
Введение в состав сплава по крайней мере одного элемента из группы редкоземельных металлов Ce, La, Y, Er, Yb, Gd, Dy, Eu, Lu и Tm позволяет повысить стабильность дисперсных упрочняющих фаз - продуктов распада пересыщенного твердого раствора скандия и переходных металлов за счет предотвращения их коагуляции и, соответственно, уменьшения степени разупрочнения сплава при термомеханическом воздействии. Элементы из группы редкоземельных металлов нерастворимы в алюминиевой матрице, и при их больших концентрациях в структуре металла возможно появление грубых первичных фаз, что приводит к охрупчиванию материала и существенному снижению его механических свойств. Оптимальное содержание редкоземельных элементов в сплаве должно составлять от 0,003 до 0,75 мас. %. При этом положительное действие редкоземельных элементов проявляется как при легировании одним элементом из представленной группы, так и рядом элементов при условии общего содержания менее 0,75 мас. %.
Для получения равномерных свойств по сечению полуфабриката в сплаве необходимо обеспечить соотношение скандия к компонентам из группы РЗМ от 0,1:1 до 500:1. В этом случае будет обеспечиваться равномерность распада твердого раствора за счет формирования так называемой структуры «предраспада», на которой затем происходит распад пересыщенного твердого раствора металлов из группы ПМ. Если соотношение скандия к элементам из группы РЗМ в сплаве больше чем 500:1, то распад твердого раствора скандия происходит неравномерно. В случае, если соотношение содержания скандия к элементам из группы РЗМ в сплаве меньше чем 0,1:1, количества скандия оказывается недостаточно для формирования комплексной подложки и последующий распад твердого раствора металлов из группы ПМ происходит также неравномерно.
3
7
3
7
3
Поскольку большая часть легирующих элементов предлагаемого сплава имеет ограниченную растворимость в алюминиевой основе, то для достижения требуемой прочности полуфабрикатов (более 600 МПа) необходимо обеспечить равномерное упрочнение твердого раствора, а также высокую объемную долю продуктов распада пересыщенного твердого раствора - равномерно распределенных упрочняющих фаз. Высокая объемная доля достигается за счет высокой концентрации переходных металлов в твердом растворе, которая, в свою очередь, обеспечивается за счет высокой скорости охлаждения при кристаллизации. При скоростях охлаждения 1⋅10-1⋅10 К/с возможно обеспечить пересыщение твердого раствора сплава легирующими компонентами и обеспечить последующее выделение упрочняющих фаз, например AlSc. Любым из методов высокоскоростного затвердевания расплава (распыление через форсунку, литье на вращающийся диск, спинингование, экстракция из расплава и т.д.) при заданных значениях скорости охлаждения получают сплав в виде частиц (ленточек, чешуек, гранул) дисперсностью от 10 до 2000 мкм. Конкретное значение дисперсности определяется выбранным способом получения и технологией. При скорости охлаждения при кристаллизации меньше чем 1⋅10 К/с в сплаве образуются первичные интерметаллиды переходных металлов, что не позволяет обеспечить прочностные характеристики, сплав охрупчивается. При этом не удается равномерно распределить в объеме матрицы и диспергировать фазы редкоземельных металлов, которые являются подложкой при распаде пересыщенных твердых растворов скандия и переходных металлов. Если скорость охлаждения при кристаллизации больше чем 1⋅10 К/с, в быстрозакристаллизованной частице, имеющей толщину менее 10 мкм или грануле диаметром 5-10 мкм, формируется большая объемная доля поверхностного оксида и сплав получается малопластичным и нетехнологичным при последующей обработке, а металлы из группы РЗМ растворяются в твердом растворе и не способствуют, таким образом, равномерному распаду скандия в алюминии.
После получения частиц сплава проводится компактирование заготовки из полученных частиц и их последующее горячее деформирование, например, прессованием, штамповкой и т.д. Режимы компактирования (усилие, температура) должны обеспечить плотность компактной заготовки не менее 90% от плотности сплава. Если плотность компактной заготовки будет меньше 90%, то при последующем прессовании, вследствие наличия в межчастичном (межгранульном) пространстве молекулярного газа (воздуха), может происходить образование дефектов в виде пузырей, расслоений. При плотности более 90% в процессе прессования и образования ювенильных поверхностей весь газ, заключенный в микронесплошностях, активный по отношению к алюминию, прореагирует с образованием оксидов и нитридов, и, таким образом, газовые дефекты в полуфабрикате не будут образовываться и будет обеспечен требуемый уровень прочности. При нагреве при компактировании обеспечивается распад пересыщенного твердого раствора с образованием упрочняющих фаз на основе Sc, Zr, Hf, Cr и Ti и за счет высокой плотности компакта достигается равномерность свойств по сечению заготовки.
Прессование компактной заготовки осуществляется со степенью деформации не менее 80%, это обеспечивает достаточное межчастичное взаимодействие, схватывание гранул, ленточек и т.п. между собой и в итоге получение качественного прессованного полуфабриката (прутка, профиля и т.п.), который может использоваться для изготовления ответственных деталей и конструкций. Если степень деформации будет менее 80%, прессованный полуфабрикат будет иметь низкие прочностные свойства в поперечном направлении. При прессовании заготовки предлагаемого состава в структуре будет образовываться подложка из фаз на основе РЗМ, что, в свою очередь, будет способствовать более полному и равномерному распаду аномально пересыщенного твердого раствора и достижению высокой механической прочности полуфабрикатов.
Пример 1
6
3
6
6
Были получены методом спиннингования сплавы составов №1, 3 и 4 (табл. 1) в виде ленточек, а сплавы составов №2 и 5 (табл. 1) были получены в виде гранул методом центробежного литья с охлаждением в воде. Толщина ленточек составляла для сплава №1 - 25-30 мкм, для сплава №3 - 17-20 мкм, для сплава №4 - 15-20 мкм. Диаметр гранул сплавов №2 и 5 составлял 1,0-1,6 мм. Расчетным путем была определена скорость охлаждения при кристаллизации, которая для сплава №1 составляла 1⋅10 К/с, для сплавов №2 и 5 - 1⋅10 К/с, для сплава №3 - 5⋅10 К/с, для сплава №4 - 3⋅10 К/с. Химический анализ по основным компонентам проводили с помощью индуктивно связанной плазмы. Содержание РЗМ контролировалось по составу шихты.
Полученный спиннинг-продукт (в виде ленточек) и гранулы компактировали в цилиндрические заготовки размером ∅40×30 мм. Измерение плотности образцов осуществлялось методом гидростатического взвешивания. Результаты исследований представлены в табл. 2.
После этого компактные заготовки подвергались пластическому дефоормированию на гидравлическом прессе усилием 210 тс на пруток диаметром 18 мм (табл. 2). Из полученного полуфабриката каждого состава были вырезаны по 5 образцов и проведены испытания на статическое растяжение. Полученные механические свойства представлены в таблице 2.
Таким образом, уровень прочности полученных сплавов соответствует предъявляемому уровню прочности не ниже 600 МПа. Предлагаемый сплав может быть применен в качестве замены высокопрочных термически упрочняемых сплавов типа В95, В96ц и т.п.
Пример 2
5
5
Методом спиннингования были получены ленточки сплава состава №6 (табл. 3), методом центробежного литья с охлаждением в воде были получены гранулы сплава состава №7 (табл. 3). Толщина ленточек составляла для сплава №6 составляла 25-30 мкм, диаметр гранул сплава №7 составлял 1,0-1,6 мм. Расчетным путем была определена скорость охлаждения при кристаллизации, которая для сплава №6 составляла 1⋅10 К/с, для сплава №7 - 4⋅10 К/с. Химический анализ по основным компонентам проводили с помощью индуктивно связанной плазмы. Содержание РЗМ контролировалось по составу шихты.
Полученные ленточки и гранулы засыпали и уплотняли в цилиндрические емкости размером ∅60×45 мм. Часть заготовок компактировали с плотностью менее 90%, для повышения технологичности при последующем деформировании. Измерение плотности образцов осуществлялось методом гидростатического взвешивания. Результаты представлены в табл. 4.
После этого компактные заготовки были отпрессованы на гидравлическом прессе усилием 250 тс в полосы (табл. 4). Из полученных полуфабрикатов были вырезаны по 5 образцов каждого состава и проведены испытания на статическое растяжение. Механические свойства полуфабрикатов представлены в табл. 4.
Таким образом, уровень прочности полученных сплавов соответствует предъявляемому уровню прочности не ниже 600 МПа.