Жаропрочные литейные и деформируемые алюминиевые сплавы на основе систем Al-Cu-Y и Al-Cu-Er (варианты)
HEAT-RESISTANT CAST DEFORMABLE ALUMINUM ALLOYS BASED ON AL-CU-Y AND AL-CU-ER SYSTEMS (OPTIONS)

Изобретение относится к области металлургии преимущественно к плавке и литью сплавов цветных металлов, и предназначено для изготовления жаропрочных литейных и деформируемых алюминиевых сплавов, упрочняемых термической и деформационной обработкой.
Известны промышленные алюминиевые сплавы систем Al-Cu и Al-Cu-Mg, которые отличаются достаточно высокой прочностью. Например, литейный сплав АМ5 (ГОСТ 1583-93) имеет предел прочности 314-333 МПа, относительное удлинение 2-8%, твердость 70-90 НВ и показатель горячеломкости по карандашной пробе более 16 мм. Деформируемый сплав Д16 в нагартованном и отожженном состоянии в виде листов (ГОСТ 21631-76) имеет предел текучести 230-360 МПа, предел прочности 365-475 МПа, относительное удлинение 8-13%, а в виде прутков (ГОСТ Р-51834-2001) - предел текучести 325-345 МПа, предел прочности 450-470 МПа, относительное удлинение 8-10%. Рекристаллизованные прутки (ГОСТ Р-51834-2001) имеют предел текучести 265 МПа, предел прочности 410 МПа при относительном удлинении 12%. Деформируемый сплав АК4-1 с повышенной жаропрочностью (ГОСТ Р-51834-2001) в виде прутков имеет предел текучести 335 МПа, предел прочности 390 МПа при относительном удлинении 6%.
Недостатками описанных выше сплавов являются наихудшая среди всех алюминиевых сплавов технологичность при литье и недостаточно высокая прочность при повышенных температурах.
Известен литейный сплав на основе алюминия (WO 2011023059 А1, опубл. 03.03.2011), содержащий в мас. %: Cu 1,0-10,0; Mn 0,05-1,5; Cd 0,01-0,5; Ti 0,01-0,5; В 0,01-0,2 или С 0,0001-0,15; Zr 0,01-1,0; R 0,001-3 или (R1+R2) 0,001-3; RE 0,05-5 и остальное алюминий, где R, R1 и R2 - Be, Со, Cr, Li, Mo, Nb, Ni, W.
Недостатками данного изобретения являются наличие в составе сплава вредного кадмия и высокое содержание добавок переходных и редкоземельных металлов, что сильно влияет на уровень механических свойств.
Известен деформируемый сплав на основе алюминия (СА 2493401 С, опубл. 04.03.2004) содержащий в мас. %: Cu 3,6-4,9; Mg: 1,0-1,8; Mn≤0,50 (предпочтительнее менее 0,30); Si 0,10-0,40; Zr≤0,15; Cr≤0,15; Fe≤0,10, отличающийся повышенными характеристиками усталостной прочности.
Недостатком сплава является не высокий предел текучести 310-325 МПа.
Известен алюминиевый деформируемый сплав (CN 101597710 А, опубл. 09.12.2009) содержащий в мас. %: Mg 1,3-1,5; Cu 3,5-4,05; Si≤0,1; Fe≤0,1; Mn 0,5-0,7; Cr≤0,1; Ti≤0,15; Zr 0,1-0,15.
Недостатками изобретения является низкое содержание примесей железа и кремния, что затрудняет использование вторичного сырья и невысокий предел текучести 320-350 МПа.
Наиболее близким к предлагаемому изобретению является сплав (RU 2558807, опубл. 10.08.2015), содержащий в мас. %: Cu 2,0-5,5; Mn 0,1-2,5; Cd 0,01-1,5; Si 0,01-1,0; Mg 0,01-0,9; Fe 0,01-1,0; по меньшей мере один элемент из группы: Ti 0,01-0,5; Zr 0,01-0,5; Y 0,001-0,5; In 0,001-0,5; Al - остальное.
Недостатком данного сплава является высокое содержание вредного кадмия, невысокий уровень литейных свойств и широкий диапазон по содержанию титана, циркония, иттрия, индия.
Задачей данного изобретения является получение литейных и деформируемых алюминиевых сплавов, обладающих повышенной жаропрочностью, технологичностью при литье и хорошей прочностью.
Техническим результатом предлагаемого изобретения являются новые литейные и деформируемые алюминиевые сплавы на основе систем Al-Cu-Y и Al-Cu-Er с хорошим уровнем литейных свойств, высоким уровнем прочности при комнатной и повышенных температурах, особенно предела текучести при растяжении и сжатии при температурах 200-300°C.
Указанный технический результат достигается в первом варианте изобретения за счет того, что жаропрочный литейный и деформируемый алюминиевый сплав содержит следующие легирующие элементы: медь, иттрий, марганец, цирконий, титан, бор, магний при следующем компонентом составе, масс. %:
Медь
4-6,5
Иттрий
1,6-2,3
Марганец
0,6-0,9
Цирконий
0,2-0,3
Титан
0,1-0,15
Бор
0,02-0,03
Магний
0,8-1,1
Алюминий
остальное,
при этом в сплаве отношение содержания (масс. %) меди к иттрию составляет 2,8, структура сплава состоит из сложнолегированного твердого раствора и интерме-таллидных частиц размером до 3 мкм.
Указанный технический результат достигается во втором варианте изобретения за счет того, что жаропрочный литейный и деформируемый алюминиевый сплав содержит следующие легирующие элементы: медь, эрбий, марганец, цирконий, титан, бор, магний при следующем компонентом составе, масс. %:
Медь
4-6,5
Эрбий
2,7-4,05
Марганец
0,6-0,9
Цирконий
0,2-0,3
Титан
0,1-0,15
Бор
0,02-0,03
Магний
0,8-1,1
Алюминий
остальное,
при этом в сплаве отношение содержания (масс. %) меди к эрбию составляет 1,5, структура сплава состоит из сложнолегированного твердого раствора и интерметаллидных частиц размером до 3 мкм.
8
4
8
4
20
2
3
3
2
В данном случае при содержании меди 4-6,5%, эрбия 2,7-4,05%» или иттрия 1,6-2,3% и указанном их соотношении сплавы имеют узкий интервал кристаллизации и высокую температуру солидуса, а образующиеся интерметаллиды кристаллизационного происхождения типа AlCuY и AlCuEr имеют малый размер и высокую термическую стабильность. Сплав может быть выплавлен на алюминии марки А7, то есть концентрация примесей железа и кремния не превышает 0,15 масс. % каждого и в сумме менее 0,3 масс. %. Сплав дополнительно легирован марганцем, цирконием, титаном, бором, магнием. Марганец и цирконий в количествах 0,6-0,9% и 0,2-0,3% соответственно вводят для упрочнения за счет образования дисперсоидов фаз AlCuMn и A(Zr,Er) в процессе гомогенизационного отжига перед закалкой. Малые добавки титана 0,1-0,15% и бора 0,02-0,03% вводят для модифицирования зеренной структуры слитков. Магний в количестве 0,8-1,1% вводят для повышения эффекта старения после закалки за счет метастабильных выделений фазы S (AlCuMg).
Изобретение поясняется чертежом, где:
на фиг. 1 представлена зеренная структура первого сплава, содержащего иттрий Y, (световой микроскоп), на фиг. 2 представлены различные микроструктуры первого сплава (растровый электронный микроскоп), на фиг. 3 представлены зависимости твердости от времени старения первого сплава при различных температурах, на фиг. 4 представлены зависимости твердости от времени отжига деформированного первого сплава при различных температурах и зеренная структура после отжига деформированного листа, на фиг. 5 представлена зеренная структура второго сплава, содержащего эрбий Er (световой микроскоп), на фиг. 6 представлены различные микроструктуры второго сплава (растровый электронный микроскоп), на фиг. 7 представлены зависимости твердости от времени старения второго сплава при различных температурах, на фиг. 8 представлены зависимости твердости от времени отжига деформированного второго сплава при различных температурах и зеренная структура после отжига деформированного листа
На фиг. 1 показана зеренная структура 1 первого сплава; на фиг. 2 показана литая микроструктура 2 и микроструктура 3 после гомогенизации перед закалкой 575°C в течение 3 часов первого сплава; на фиг. 3 представлены зависимости 4, 5, 6 твердости от времени старения первого сплава при 150, 180 и 210°C соответственно; на фиг. 4 представлены зависимости 7, 8, 9 твердости от времени отжига деформированного первого сплава при 150, 180 и 210°C соответственно и зеренная структура 10 после отжига деформированного листа при 575°C в течение 15 минут; на фиг. 5 показана зеренная структура 11 второго сплава; на фиг. 6 показана литая микроструктура 12 и микроструктура 13 после гомогенизации перед закалкой 575°C в течение 3 часов второго сплава; на фиг. 7 представлены зависимости 14, 15 16 твердости от времени старения второго сплава при 150, 180 и 210°C соответственно; на фиг. 8 представлены зависимости 17, 18, 19 твердости от времени отжига деформированного второго сплава при 150, 180 и 210°C соответственно и зеренная структура 20 после отжига деформированного листа при 575°C в течение 15 минут.
Осуществление изобретения состоит в следующем.
Предложенный сплав получают по следующей технологии: в расплав алюминия марки А7 (либо более чистый) при температуре 850°C вводятся последовательно легирующие элементы в виде лигатур Al-Cu, Al-Mn, Al-Er, Al-Y, Al-Zr, Al-Ti-B и чистый магний. После введения легирующих элементов расплав перемешивают и заливают с температуры 850 С в медную водоохлаждаемую изложницу, графитовую изложницу или стальной кокиль для получения заготовок для испытаний на растяжение при комнатной и повышенной температурах.
Гомогенизационный отжиг проводят при температуре 575°C в течение 1-3 часов с последующей закалкой в воде. Далее для литейного сплава следует операция старения при температуре 210°C в течение 6 часов. Для деформируемого сплава проводится обработка давлением и последующий отжиг. Обработка давление включает горячую прокатку при температурах 540-560°C (степень обжатия до 80%) и последующую холодную прокатку (общая степень обжатия до 95%). Отжиг после прокатки проводят по двум режимам: нагартованное состояние - отжиг 150-210°C в течение 1-3 часов; мягкое состояние - отжиг 575°C в течение 5-15 минут с закалкой в воду и старение при температуре 210°C в течение 3 часов.
Исследование структуры сплавов проводят с использованием растровой электронной микроскопии, рентгеноструктурного анализа. Оценку механических свойств проводили по результатам измерения твердости методом Виккерса (HV) и испытаний на одноосное растяжение при комнатной и повышенной температурах, длительную прочность, сжатие при повышенных температурах. Средний линейный коэффициент термического расширения (КТР) определяли с использованием дилатометра в температурном интервале 20-200°C. Показатель горячеломкости определяли по карандашной пробе, путем трех заливок в стальной разъемный кокиль.
Пример 1.
Сплав состава Al-5,6%Cu-2,0%Y-0,8%Mn-0,3%Zr-0,15%Ti-0,15%Fe-0,15%Si-1%Mg (первый сплав) был получен следующим образом. Для выплавки использовали чистые металлы: алюминий и магний и лигатуры Al-53,5%Cu, Al-10%Mn, Al-10%Y, Al-5%Zr, Al-5%Ti-1%B. Плавку вели в графито-шамотных тиглях в печи сопротивления фирмы «Nabertherm». Разливку осуществляли при температуре 850°C.
На Фиг. 1 представлена зеренная структура 1 первого сплава. Размер зерна слитка находится в интервале 20-50 мкм. Микроструктура первого сплава приведена на Фиг. 2. В литой микроструктуре 2 первого сплава присутствуют алюминиевый твердый раствор и дисперсная эвтектика с толщиной интерметаллидной фазы 200-1000 нм. В микроструктуре 3 после гомогенизации перед закалкой при температуре 575°C в течение 3 часов растворяется неравновесный избыток фаз кристаллизационного происхождения, а интерметаллидные фазы фрагментируются и увеличиваются в размере до 1-3 мкм. Внутри алюминиевой матрицы отмечены образования фаз размером менее 100 нм. После закалки сплав состарен при 150-210°C. Твердость резко возрастает после 0,5 часа старения, а затем плавно достигает максимума, максимальная твердость в 132 HV получена после 6 часов старения при 210°C, что иллюстрируют зависимости 4, 5, 6 твердости от времени старения при 150, 180 и 210°C соответственно.
Результаты испытаний на сжатие при повышенных температурах представлены в Таблице 1.
Результаты испытаний на одноосное растяжение при комнатной и повышенной температурах и длительную прочность представлены в таблице 2.
Средний в интервале температур коэффициент термического расширения сплава в закаленном и состаренном при 210°C в течение 6 часов представлен в таблице 3.
Показатель горячеломкости по карандашной пробе составляет 12-14 мм.
Пример 2.
Первый сплав, представленный в примере 1, после гомогенизации при 575°C в течение 3 часов был прокатан при температуре 550°C с толщины 20 мм до толщины 6 мм, а затем до толщины 1 мм при комнатной температуре.
После прокатки сплав отжигали при температурах 150-210°C. В процессе отжига при 150-180°C происходит увеличение твердости за счет старения, которое перекрывает разупрочнение связанное с полигонизацией. В результате твердость сплава составляет 130-145HV, что иллюстрируют зависимости 7, 8, 9 твердости от времени отжига. Отжиг сплава при 575°C в течение 15 мин приводит к рекристаллизации и размер зерна составляет 8-10 мкм, что соответствует зеренной структуре 10.
Результаты испытаний на одноосное растяжение отожженных листов сплава при комнатной температуре представлены в таблице 4.
Результаты испытаний на одноосное растяжение образцов отожженных при 150°C в течение 6 часов до и после испытаний на общую коррозию представлены в таблице 5.
Пример 3.
Сплав состава Al-5,4%Cu-3,0%Er-0,9%Mn-0,3%Zr-0,15%Ti-0,15%Fe-0,15%Si-1,1%Mg (второй сплав) был получен следующим образом. Для выплавки использовали чистые металлы: алюминий и магний и лигатуры А1-53,5%Cu, А1-10%Mn, А1-10%Er, Al-5%Zr, Al-5%Ti-1%B. Плавку вели в графито-шамотных тиглях в печи сопротивления фирмы «Nabertherm». Разливку осуществляли при температуре 850°C.
На Фиг. 5 представлена зеренная структура 11 второго сплава. Размер зерна слитка находится в интервале 10-30 мкм. Микроструктура сплава приведена ни Фиг. 6. В литой микроструктуре 12 присутствуют алюминиевый твердый раствор и дисперсная эвтектика с толщиной интерметаллидной фазы 200-1000 нм. В микроструктуре 13 после гомогенизации перед закалкой при температуре 575°C в течение 3 часов растворяется неравновесный избыток фаз кристаллизационного происхождения, а интерметаллидные фазы фрагментируются и увеличиваются в размере до 1-3 мкм. Внутри алюминиевой матрицы отмечены образования фаз размером менее 100 нм. После закалки сплав состарен при 150-210°C. Твердость резко возрастает после 0,5 часа старения, а затем плавно достигает максимума, максимальная твердость в 130 HV получена после 6 часов старения при 210°C, что иллюстрируют зависимости 14, 15, 16 твердости от времени старения при 150, 180 и 210°C соответственно.
Результаты испытаний на сжатие при повышенных температурах представлены в Таблице 6.
Результаты испытаний на одноосное растяжение при комнатной и повышенной температурах и длительную прочность представлены в таблице 7.
Средний в интервале температур коэффициент термического расширения сплава в закаленном и состаренном при 210°C в течение 6 часов представлен в таблице 8.
Показатель горячеломкости по карандашной пробе составляет 12-14 мм.
Пример 4.
Второй сплав, представленный в примере 3, после гомогенизации при 575°C в течение 3 часов был прокатан при температуре 550°C с толщины 20 мм до толщины 6 мм, а затем до толщины 1 мм при комнатной температуре.
После прокатки сплав отжигали при температурах 150-210°C. В процессе отжига при 150-180°C происходит увеличение твердости за счет старения, которое перекрывает разупрочнение связанное с полигонизацией. В результате твердость сплава составляет 134-150HV, что иллюстрируют зависимости 17, 18, 19 твердости от времени отжига. Отжиг сплава при 575°C в течение 15 мин приводит к рекристаллизации и размер зерна составляет 8-10 мкм, что соответствует зеренной структуре 20.
Результаты испытаний на одноосное растяжение отожженных листов сплава при комнатной температуре представлены в таблице 9.
Результаты испытаний на одноосное растяжение образцов отожженных при 150°C в течение 6 часов до и после испытаний на общую коррозию представлены в таблице 10.
Пример 5.
Сплав состава Al-4,5%Cu-1,6%Y-0,6%Mn-0,2%Zr-0,10%Ti-0,15%Fe-0,15%Si-0,9%Mg был получен следующим образом. Для выплавки использовали чистые металлы: алюминий и магний и лигатуры Al-53,5%Cu, Al-10%Mn, Al-10%Y, Al-5%Zr, Al-5%Ti-1%B. Плавку вели в графито-шамотных тиглях в печи сопротивления фирмы «Nabertherm». Разливку осуществляли при температуре 850°C.
Размер зерна слитка находится в интервале 20-50 мкм. В литой структуре присутствуют алюминиевый твердый раствор и дисперсная эвтектика с толщиной интерметаллидной фазы 200-1000 нм. После гомогенизации перед закалкой при температуре 575°C в течение 1 часа растворяется неравновесный избыток фаз кристаллизационного происхождения, а интерметаллидные фазы фрагментируются и увеличиваются в размере до 1-3 мкм. Внутри алюминиевой матрицы отмечены образования фаз размером менее 100 нм. После закалки сплав состарен при 150-210°C. Максимальная твердость в 120 HV получена после 6 часов старения при 210°C.
Результаты испытаний на сжатие при повышенных температурах представлены в Таблице 11.
Результаты испытаний на одноосное растяжение при комнатной и повышенной температурах и длительную прочность представлены в таблице 12.
Средний в интервале температур коэффициент термического расширения сплава в закаленном и состаренном при 210°C в течение 6 часов представлен в таблице 13.
Показатель горячеломкости по карандашной пробе составляет 12-14 мм.
Пример 6.
Сплав состава, представленного в примере 1, после гомогенизации при 575°C в течение 1 часа был прокатан при температуре 550°C с толщины 20 мм до толщины 6 мм, а затем до толщины 1 мм при комнатной температуре.
После прокатки сплав отжигали при температурах 150-210°C. В процессе отжига при 150-180°C происходит увеличение твердости за счет старения, которое перекрывает разупрочнение связанное с полигонизацией. В результате твердость сплава составляет 125-138HV. Отжиг сплава при 575°C в течение 15 мин приводит к рекристаллизации и размер зерна составляет 8-10 мкм.
Результаты испытаний на одноосное растяжение отожженных листов сплава при комнатной температуре представлены в таблице 14.
Результаты испытаний на одноосное растяжение образцов отожженных при 150°C в течение 6 часов до и после испытаний на общую коррозию представлены в таблице 15.
Пример 7.
Сплав состава Al-4,0%Cu-2,7%Er-0,8%Mn-0,2%Zr-0,10%Ti-0,15%Fe-0,15%Si-0,8%Mg был получен следующим образом. Для выплавки использовали чистые металлы: алюминий и магний и лигатуры Al-53,5%Cu, Al-10%Mn, Al-10%Er, Al-5%Zr, Al-5%Ti-1%B. Плавку вели в графито-шамотных тиглях в печи сопротивления фирмы «Nabertherm». Разливку осуществляли при температуре 850°C.
Размер зерна слитка находится в интервале 30-100 мкм. В литой структуре присутствуют алюминиевый твердый раствор и дисперсная эвтектика с толщиной интерметаллидной фазы 200-1000 нм. После гомогенизации перед закалкой при температуре 575°C в течение 1 часа растворяется неравновесный избыток фаз кристаллизационного происхождения, а интерметаллидные фазы фрагментируются и увеличиваются в размере до 1-3 мкм. Внутри алюминиевой матрицы отмечены образования фаз размером менее 100 нм. После закалки сплав состарен при 150-210°C. Максимальная твердость в 118 HV получена после 6 часов старения при 210°C.
Результаты испытаний на сжатие при повышенных температурах представлены в Таблице 16.
Результаты испытаний на одноосное растяжение при комнатной и повышенной температурах и длительную прочность представлены в таблице 17.
Средний в интервале температур коэффициент термического расширения сплава в закаленном и состаренном при 210°C в течение 6 часов представлен в таблице 18.
Показатель горячеломкости по карандашной пробе составляет 12-14 мм.
Пример 8.
Сплав состава, представленного в примере 3, после гомогенизации при 575°C в течение 1 часа был прокатан при температуре 550°C с толщины 20 мм до толщины 6 мм, а затем до толщины 1 мм при комнатной температуре.
После прокатки сплав отжигали при температурах 150-210°C. В процессе отжига при 150-180°C происходит увеличение твердости за счет старения, которое перекрывает разупрочнение связанное с полигонизацией. В результате твердость сплава составляет 118-132HV. Отжиг сплава при 575°C в течение 15 мин приводит к рекристаллизации и размер зерна составляет 8-10 мкм.
Результаты испытаний на одноосное растяжение отожженных листов сплава при комнатной температуре представлены в таблице 19.
Результаты испытаний на одноосное растяжение образцов отожженных при 150°C в течение 6 часов до и после испытаний на общую коррозию представлены в таблице 20.