CC BY
17
_ МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ _
Научный редактор раздела докт. техн. наук В.В. Захаров
УДК 669.715
001: 10.24412/0321-4664-2022-1-10-21
О ВЛИЯНИИ НЕКОТОРЫХ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ФАКТОРОВ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА КРУПНОГАБАРИТНЫХ ПРЕССОВАННЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ
Виктор Владимирович Телешов, докт. техн. наук, Лариса Анатольевна Снегирева, канд. техн. наук, Валерий Владимирович Захаров, докт. техн. наук
Всероссийский институт легких сплавов, Москва, Россия, info@oaovils.ru
Аннотация. Рассмотрены основные металловедческие и технологические факторы, влияющие на структуру и свойства крупногабаритных прессованных профилей из высокопрочных сплавов Al-Zn-Mg-Cu, включая химический состав, размер слитка, режимы гомогенизации, условия прессования и термической обработки прессованных полуфабрикатов. Описанные закономерности использованы при уточнении состава сплава и разработке технологии прессования массивных профилей из опытного высокопрочного сплава Al-Zn-Mg-Cu с повышенными требованиями к высотной пластичности при сохранении высокого уровня прочностных свойств. Поставленная задача была решена за счет минимизации объемной доли избыточных фаз кристаллизационного происхождения - оптимизации состава по основным легирующим компонентам, жесткого ограничения содержания примесей, использования высокотемпературной двухступенчатой гомогенизации и обработки на твердый раствор из практически подсолидусных температур. Кроме того, было осуществлено прессование при пониженных температурах с предварительной подпресовкой заготовки, позволившее получить закаленные профили с зеренной структурой, соответствующей началу рекристаллизации.
Ключевые слова: высокопрочные сплавы Al-Zn-Mg-Cu, массивные прессованные профили, структура, свойства, технология получения
On the Influence of Some Processing Factors on the Structure and Properties of Large-Sized Extruded Semiproducts. Dr. of Sci. (Eng.) Viktor V. Teleshov, Cand. of Sci. (Eng.) Larisa A. Snegireva, Dr. of Sci. (Eng.) Valery V. Zakharov
All-Russian Institute of Light Alloys, Moscow, Russia, info@oaovils.ru
Abstract. The main metallurgical and technological factors such as chemical composition, ingot size, homogenization modes, extrusion and heat treatment conditions used to make extruded semi-products, which influence the structure and properties of large-sized extruded profiles made of high-strength Al-Zn-Mg-Cu alloys are considered. The described regularities were used to define the composition of the alloy and to develop a technology to extrude massive profiles from an experimental high-strength Al-Zn-Mg-Cu alloy with the purpose of increased requirements in terms of plasticity in short-transverse direction while maintaining a high level of strength properties. The problem was solved by minimizing the volume fraction of excess phases of crystallization origin, optimizing the composition in terms of the main alloying components, severely limiting the content of impurities, using high-temperature two-stage homogenization and solid solution treatment from almost subsolidus temperatures. In addition, extrusion at low temperatures with preliminary prepressing of a billet was carried out, which made it possible to obtain quenched profiles with a grain structure corresponding to the beginning of recrystallization.
Key words: high-strength Al-Zn-Mg-Cu alloys, massive extruded profiles, structure, properties, production technology
Введение
Известно, что структура крупногабаритных полуфабрикатов из высокопрочных деформируемых алюминиевых сплавов формируется под совместным влиянием химического состава сплава, способов рафинирования расплава, условий кристаллизации при полунепрерывном литье слитков, режимов гомогенизации и температурно-скоростных параметров деформирования слитка, режима термической обработки полуфабриката [1].
Полученная в итоге структура готовых полуфабрикатов может отличаться следующими факторами: кристаллографической текстурой и степенью рекристаллизации, величиной ре-кристаллизованного зерна, формой и длиной отдельных зерен (волокон) в случае нерекри-сталлизованной структуры, количеством и характером распределения избыточных фаз, наличием макро- и микрорасслоений, а также появлением водородной пористости при повышенном содержании водорода, количеством и дисперсностью продуктов распада твердого раствора основных легирующих компонентов в алюминии после термической обработки.
Ниже рассмотрены некоторые закономерности формирования структуры крупногабаритных прессованных полуфабрикатов под действием различных технологических факторов и использование этих закономерностей для оптимизации структуры массивного прессованного профиля толщиной 60 мм из сплава системы А1^п-Мд-Си, предложенного и исследованного в работах [2-5].
Закономерности формирования структуры прессованных полуфабрикатов в зависимости от различных технологических факторов и ее влияние на поперечные свойства
Влияние химического состава сплава. Можно разделить прямое и опосредованное влияние химического состава сплава на структуру и свойства профиля. К прямому влиянию можно отнести влияние химического состава на количество избыточных фаз V в литом и гомогенизированном слитке, наследуемое затем структурой прессованного полуфабри-
ката [1]. Как показано в [6], эту связь для прессованных и катаных полуфабрикатов из сплавов системы А1^п-Мд-Си можно представить уравнением множественной регрессии
^асч = -2,498 + 0,253Zn + 0,197Мд + + 0,522Си + 3,393Ре + 1,660Б1 (1)
при коэффициенте корреляции Я = 0,817 между фактическим V и рассчитанным по уравнению (1) объемным количеством всех избыточных фаз ^асч в структуре деформированного полуфабриката.
При этом увеличение содержания отдельных компонентов, не входящих в уравнение (1), может приводить к появлению первичных интерметаллидов, например, АШСе [5]. При их, в общем, небольшом объемном количестве отдельные крупные включения в структуре при неблагоприятном расположении вызывают локальную концентрацию напряжений и приводят к ускоренному появлению усталостных трещин. Снижение содержания компонентов, входящих в состав первичных интерметаллидов, уменьшает вероятность их появления.
Повышение содержания металлических примесей (Ре, Б1) увеличивает количество нерастворимых эвтектических составляющих в структуре профилей и снижает пластичность и вязкость разрушения [7]. Поэтому при изготовлении полуфабрикатов для ответственных изделий необходимо использовать, по мере возможности, сплавы с минимальным допустимым содержанием металлических примесей.
Излишнее легирование сплава основными легирующими компонентами Zn, Мд и Си увеличивает объемное количество растворимых эвтектик в структуре литого сплава и их количество, остающееся после гомогенизации в виде нерастворимых частиц равновесного состава. При этом увеличивается содержание легирующих компонентов в твердом растворе и интенсифицируется дисперсионное упрочнение при искусственном старении, в результате чего происходит повышение прочностных характеристик термически обработанных полуфабрикатов и снижение общей пластичности материала.
С учетом вышеизложенного, сплавы системы А1^п-Мд-Си, применяемые для изготовления прессованных профилей с повышенной
пластичностью, должны иметь определенные ограничения по предельному содержанию примесей и основных легирующих компонентов и, как следствие, минимальную объемную долю включений избыточных фаз.
Прямое и опосредованное действие оказывают переходные металлы ^г, Мп, Сг, Бе) в количестве нескольких десятых долей процента, которые образуют в структуре термически обработанных полуфабрикатов диспер-соид, состоящий из различных алюминидов переходных металлов. При этом наблюдается прямое влияние - дисперсионное упрочнение на 20-30 МПа. Опосредованное влияние заключается в торможении рекристаллизации и сохранении в полуфабрикатах в термически обработанном состоянии нерекристаллизо-ванной структуры с повышенной прочностью и увеличенной анизотропией свойств [8].
Как показано в [9], для повышения пластичности материала с нерекристаллизованной структурой в поперечном направлении необходимо получить полуфабрикат с небольшим объемным количеством частиц избыточных фаз, не образующих плотных скоплений, вытянутых в направлении прессования. Необходимо также снизить вероятность разрушения по продольным границам зерен. Для этого желательно исключить формирование в полуфабрикате структуры с длинными волокнистыми зернами, осуществляя деформирование при температурно-скоростных условиях, обеспечивающих получение полуфабрикатов со структурой, соответствующей начальной стадии рекристаллизации. В этом же направлении действует уменьшение содержания в сплаве элементов антирекристаллизаторов.
Влияние способов рафинирования расплава, условий кристаллизации при непрерывном литье слитков и режимов их гомогенизации. Основной задачей рафинирования расплава перед литьем слитков путем вакуумирования и его очистки продувкой сухими инертными газами, электрофлюсовым рафинированием, фильтрацией через стеклосетку или пористую керамику является снижение количества водорода в расплаве и неметаллических включений, приводящих к появлению расслоений в готовом полуфабрикате и снижению его пластичности, особенно в поперечном направлении [10].
Повышение количества водорода выше 0,10-0,15 см3/100 г металла обусловливает появление микроскопической водородной пористости по высокоугловым границам и способствует охрупчиванию, наблюдаемому при испытании поперечных разрывных образцов.
Крупногабаритные прессованные полуфабрикаты производят из слитков непрерывного литья, характерной особенностью которых является неоднородность структуры по сечению слитка и ее зависимость от диаметра слитка. Чем больше размеры слитка, тем меньше скорость охлаждения расплава при кристаллизации. В результате этого более крупный слиток имеет более крупные ячейки в дендритной структуре и более толстые сечения эвтектических колоний [11]. Увеличивается также толщина эвтектических колоний на стыках литых зерен.
Крупные слитки из-за более медленного растворения больших эвтектических колоний необходимо подвергать более длительной гомогенизации для растворения включений неравновесных избыточных фаз, и для них характерно сохранение в структуре после гомогенизации более крупных включений равновесного состава и их скоплений на границах зерен [1].
Остающиеся после гомогенизации слитков включения наследуются структурой профилей и снижают их пластичность. Для уменьшения их количества целесообразно максимально повышать температуру гомогенизации с учетом температуры плавления фаз равновесного состава и точности поддержания температуры термическим оборудованием.
Принимая во внимание вышеизложенное, слитки должны иметь минимальное содержание водорода и неметаллических включений, желательно мелкую структуру и должны подвергаться высокотемпературной гомогенизации для наиболее полного растворения включений неравновесных избыточных фаз. По возможности следует использовать слитки меньшего диаметра.
Влияние режимов деформирования слитка. При изготовлении прессованных полуфабрикатов может использоваться прямое или обратное прессование заготовок, полученных обточкой гомогенизированного слитка. Заготовки могут подвергаться предварительной ковке или прессованию с распрессовкой при
использовании заготовки диаметром, меньшем диаметра контейнера пресса.
Для обратного прессования требуются специальные прессы, поэтому оно менее распространено, чем прямое прессование.
Предварительная ковка заготовок, сопровождаемая деформированием металла в нескольких направлениях, приводит к более равномерному распределению включений избыточных фаз в структуре заготовки и уменьшает плотность их расположения в скоплениях (строчках, вытянутых в продольном направлении получаемого профиля), что повышает пластичность материала в поперечном направлении [12, 13]. Однако использование предварительной ковки заготовок усложняет и удорожает технологический процесс.
Прессование с распрессовкой, когда заготовка в начале деформирования сначала увеличивает свой диаметр до диаметра контейнера пресса, т. е. деформируется в поперечном направлении, а потом продолжается прессование в классическом прямом варианте, более технологично и также приводит к уменьшению плотности расположения фаз в строчках структуры получаемого профиля, а металл больше деформационно прорабатывается.
На формирование зеренной структуры изделия влияет температура и скорость деформирования. Как показано в [4], варьируя эти параметры, можно после термической обработки получить профили с разной зеренной структурой - нерекристаллизованной (полигонизован-ной) и рекристаллизованной с разной степенью рекристаллизации и разной величиной зерна.
Влияние режимов термоадьюстажной обработки прессованных полуфабрикатов. Режим упрочняющей термической обработки, включая правку растяжением, должен обеспечить максимальное растворение включений избыточных фаз при обработке на твердый раствор (нагрев под закалку), фиксацию пересыщенного твердого раствора при закалочном охлаждении, максимальное уменьшение остаточных напряжений при правке растяжением, требуемую степень распада твердого раствора основных легирующих компонентов в алюминии при искусственном старении на максимальную прочность или на заданную степень перестаривания.
Температура нагрева под закалку устанавливается на основе экспериментально определенной температуры появления пережога, правку растяжением проводят с остаточной деформацией в пределах от 1 до 2 %, искусственное старение также является экспериментально устанавливаемым режимом.
Рассмотрим полученные на практике фактические результаты оптимизации структуры и механических свойств массивных профилей толщиной 60 мм из опытного сплава системы А1^п-Мд-Си.
Использование различных технологических приемов для улучшения структуры и повышения высотной пластичности прессованного профиля толщиной 60 мм из сплава системы А!-2п-Мд-0и*
Структура и свойства профиля, изготовленного по исходной технологии. Первый вариант технологии, ориентированный на получение прессованного профиля с нерекристал-лизованной структурой и с максимальными прочностными характеристиками из сплава по патенту РФ 2514748 [2], включал в себя отливку слитка диаметром 310 мм состава А1 -6^п - 3,86Мд - 0,97Си - 0,10Бс - 0^г -0,05Се - 0,003Ве - 0,04П - 0,12Ре - 0,07Б1 при содержании водорода 0,17 см3/100 г металла. Заготовки диаметром 280 мм и длиной 600 мм, изготовленные из гомогенизированных слитков, подвергали прямому прессованию на горизонтальном прессе усилием 49 МН в одно-очковую матрицу из контейнера диаметром 313 мм с вытяжкой 18,4. Для получения нере-кристаллизованной структуры температура нагрева контейнера пресса и заготовки под прессование составила 400 °С, скорость истечения металла 0,8 м/мин. Профиль закаливали в вертикальной закалочной печи в воде комнатной температуры после нагрева 470 °С - 120 мин, правили растяжением в свежезакаленном состоянии с остаточной деформацией 1,0 % и старили по режиму 120 °С - 24 ч.
*В проведении научно-технологических экспериментов принимали участие сотрудники лаборатории 1, НТБ ППЛС, ИЦ.
Механические свойства и структуру профиля изучали на расстоянии 500 мм от выходного конца. Плотность материала составила 2,795 г/см3.
Для выявления зеренной структуры шлифы травили 30 с смесью кислот (реактивом Келлера). На рис. 1 представлена типичная зеренная структура профиля в центре сечения в продольной и поперечной плоскостях.
Профили имеют вытянутое в продольном направлении зерно, образующее волокнистую структуру с толщиной волокна около 300 мкм. Присутствуют как светлые волокна, так и более сильно травящиеся темные волокна. Признаки рекристаллизации при микроструктурном и рентгенографическом анализе не обнаружены.
В структуре профилей наблюдаются темные включения Т-фазы и редко расположенные отдельные светлые граненые включения фазы АПСе размером до 50 мкм, наследуемые от структуры литого слитка (рис. 2).
Механические свойства на растяжение определяли на продольных и поперечных (высотных) разрывных образцах. Испытания профилей проводили на разрывных образцах по ГОСТ 1497-84, тип II, № 7 диаметром рабочей части 5 мм. На продольных образцах получили стВ = 720 МПа, ст0,2 = 700 МПа, 5 = 7,2 %. Образцы разрушаются после заметной пластической деформации при небольшой разнице между пределом текучести и временным сопротивлением с наклоном поверхности разрушения к оси образца под углом около 45°.
Разрушение высотных образцов происходит при низком напряжении (355-500 МПа) с большим разбросом величины напряжения на стадии упругой деформации до начала общего течения металла без фиксации относи-
Рис. 1. Микроструктура профиля в поперечной (а) и продольной (б) плоскостях в центре сечения после травления на зерно реактивом Келлера, х50
Рис. 2. Микроструктура профиля первого варианта технологии в продольной плоскости с выходного конца после слабого травления (5 с) в смеси кислот, х165
тельного удлинения с образованием плоской поверхности разрушения, перпендикулярной оси образца. При этом поверхность разрушения состоит из отдельных площадок, вытянутых в продольном направлении. Такой псевдохрупкий характер разрушения, описанный в [4, 9], свидетельствует о слабом сцеплении отдельных волокон между собой, в результате чего потенциально высокая прочность алюминиевой матрицы не реализуется.
Причиной низкой пластичности полученных профилей в высотном направлении являются протяженные продольные плоские высокоугловые границы волокнистой зеренной структуры, охрупченные выделениями упрочняющих фаз, что типично для искусственного старения на максимальную прочность изделий с нерекристаллизованной структурой.
В данном случае высокие прочностные и пластические характеристики в продольном направлении не гарантируют возможность применения прессованных полуфабрикатов в реальных изделиях из-за весьма низких прочностных и пластических свойств высотных образцов.
Структура и свойства профиля, изготовленного по скорректированной технологии на прессе усилием 49 МН. Повышение высотной пластичности можно достичь, получив полуфабрикаты со структурой, соответствующей начальной стадии рекристаллизации, когда на длинных прямых границах волокнистой структуры появятся выступы («языки») и более пластичные рекристаллизованные объемы, позволяющие за счет их локальной деформации и лучшего сцепления по продольным границам зерен-волокон избежать быстрого псевдохрупкого разрушения высотных образцов. Необходимо также обеспечить отсутствие в структуре первичных интерметаллидов переходных металлов и избыточного количества включений легкоплавких составляющих (фаз), не растворившихся полностью при гомогенизации и нагреве под закалку.
Для получения профилей с такой структурой во втором варианте технологии изготовления массивного профиля использовали слитки диаметром 310 мм состава А1 - 6,7^п - 3,75Мд -1,13Си - 0,03Бс - 0^г - 0,02Се - 0,002Ве -0,04И - 0,07Ре - 0,01Б1 при содержании водорода 0,21 см3/100 г металла и низком содержании
примеси железа и кремния. Состав сплава соответствует патенту [14]. Уменьшение содержания переходных металлов в сплаве повышает его склонность к рекристаллизации и уменьшает риск образования первичных ин-терметаллидов.
Слитки подвергали ступенчатой гомогенизации при увеличенной продолжительности выдержки на второй высокотемпературной ступени при 470 °С и разрезали на заготовки длиной 300 мм. Использование укороченной заготовки позволяет за счет уменьшения сил трения заготовки о стенки контейнера пресса усилием 49 МН снизить усилие прессования и обеспечить достаточную скорость истечения металла при пониженной температуре прессования.
С целью получения профиля со структурой, соответствующей началу рекристаллизации, температуру нагрева контейнера пресса выбрали 325 °С, а заготовки под прессование нагревали до 285 °С. Фактическая скорость истечения металла при этом составила 0,53 м/мин. Полученный профиль длиной 4,2 м закаливали в вертикальной закалочной печи в воде комнатной температуры после нагрева 475 °С -120 мин, правили растяжением в свежезакаленном состоянии с остаточной деформацией 1 %.
Микроструктура этого профиля приведена в [4, рис. 6, 7]. Профиль, полученный по второму варианту технологии, также имеет волокнистое зеренное строение с вытянутыми зернами при толщине волокна около 115 мкм без видимой поперечной ориентации. Однако наблюдаются развитая субзеренная структура внутри волокон, продольные границы стали более извилистыми с наличием на них мелких зерен, возможно являющихся зародышами рекристаллизации. Плотность материала составила 2,788 г/см3.
Для исследования кинетики старения заготовки под разрывные образцы из выходного конца профиля старили в течении разного времени при 120 °С через 4 суток после закалки.
Для оценки состояния материала после искусственного старения измеряли удельную электропроводимость у на поперечной фрезерованной плоскости профиля методом вихревых токов прибором ВЭ-20Н с комплектом эталонов. Полученные результаты для продольных и высотных образцов приведены
Таблица 1 Механические свойства профиля из сплава 1981, полученного по второму технологическому варианту, в продольном и высотном направлениях после различной продолжительности старения при 120 °С
Ориентировка образца Время старения, ч МПа МПа 8, % V, % Y, МСм/м
0 626 621 495 495 11,5 11,5 18,5 18,0 14,8
6 710 709 673 665 10,5 10,5 18,5 18,5 16,3
Продольная 12 717 714 со см 88 66 11,5 10,5 20,0 18,5 16,5
18 716 723 689 695 10,0 10,0 18,5 18,5 16,5
24 718 717 695 692 9,2 8,8 16,5 20,0 16,5
0 5 5 0 О 01 01 ^ от 32 33 13,0 13,0 17,0 19,0 14,8
6 576 578 502 503 7,2 7,2 9,7 10,0 16,3
Высотная 12 601 598 534 529 2,4 3,6 9,7 12,0 16,5
18 600 591 533 533 3,6 3,2 9,7 9,7 16,5
24 594 591 529 535 3,2 3,2 10,5 10,0 16,5
в табл. 1. Изотермическое старение при 120 °С продолжительностью свыше 12 ч повышает прочностные характеристики до максимума, при этом у растет с 14,8 до 16,5 МСм/м. Данные табл. 1 позволяют ограничить продолжительность старения профиля из сплава 1981 при 120 °С на состояние Т1 с максимальной прочностью 16 часами.
Использованная технология позволила получить профили длиной 4,2 м с немного уменьшенной прочностью в продольном направлении, но с повышенной пластичностью. При этом существенно изменилось поведение высотных разрывных образцов - появилась фиксируемая пластическая составляющая на диаграмме растяжения с относительным уд-
линением 3 % [4]. Однако характер непосредственно разрушения не изменился - поверхность разрушения перпендикулярна оси образца и состоит из площадок, образованных путем отрыва отдельных волокон друг от друга. Лучшее сцепление по границам волокон смещает разрушение в сторону увеличения разрушающего напряжения (ств), что позволяет образцу пластически деформироваться и демонстрировать увеличенное относительное удлинение.
Практика показывает, что использование пресса усилием 49 МН для прессования по скорректированной технологии позволяет получить при низкой температуре прессования профиль с удовлетворительными прочностными и более высокими пластическими характеристиками, но небольшой длины, т. е. с низким выходом годного. Для получения профилей длиной 8-10 м требуются более мощные пресса.
Структура и свойства профиля, изготовленного по скорректированной (третьей) технологии с использованием пресса усилием 78,4 МН. В условиях ОАО «ВИЛС» предлагаемую технологию можно реализовать на горизонтальном прессе усилием 78,4 МН (8000 тс) с контейнером диаметром 360 мм. При этом, с учетом изложенных выше соображений, целесообразно профили изготавливать прямым прессованием с подпрессовкой, т. е. использовать заготовку меньшего диаметра, чем диаметр контейнера пресса. За счет поперечной деформации ожидается получение в заготовке (перед последующим прессованием с прямым истечением металла) более равномерного распределения включений избыточных фаз. Это уменьшает развитие стро-чечности в расположении избыточных фаз в готовом полуфабрикате и повышает механические свойства в поперечном направлении.
В этом варианте прессования на прессе усилием 78,4 МН использовали слиток диаметром 310 мм состава А1 - 6^п - 3,8Мд -1,1Си - 0,04Бс - 0^г - 0,02Се - 0,002Ве -0,04И - 0,06Ре - 0,02Б1 при содержании водорода 0,20 см3/100 г металла. Слиток гомогенизировали по двухступенчатому режиму 455 °С - 10 ч + 465 °С - 15 ч.
При осадке заготовки диаметром 290 и длиной 650 мм в контейнере пресса диаметром 360 мм металл подвергается деформации 54 %
до начала истечения из канала матрицы. При дальнейшей прямой деформации (собственно прессование) вытяжка составляет 24,5. Деформирование осуществляли при температуре заготовки и контейнера 320 °С. Скорость истечения при прессовании 0,56 м/мин.
Профиль под закалку нагревали в вертикальной закалочной печи при температуре нагрева по зонам 470 ± 5 °С. Профиль в свежезакаленном состоянии (50 мин после закалки) подвергали правке растяжением со степенью остаточной деформации 2 %.
Затем профиль загружали в печь старения, нагретую до температуры 120 °С. Выдержка составляла 16 ч.
Структуру и свойства исследовали на образцах с выходного конца профиля. Удельная электропроводимость материала составила 17,3 МСм/м2.
В микроструктуре профиля видны редкие частицы избыточной фазы А^пСиМд темного цвета. Развитие строчечности слабое в связи с малым количеством избыточных фаз и использованием поперечной деформации слитка перед прямым прессованием профиля.
Параметры структуры определяли методом линейного металлографического анализа на микроскопе прибора для измерения микротвердости ПМТ-3 при увеличении *475. Направление секущих - поперек строчек на продольных шлифах, т. е. в поперечном направлении профиля. Параметры структуры рассчитывали по результатам пересечения секущей с 150 частицами. Получили следующие результаты: объемное количество частиц избыточных фаз V = 0,74 % об., среднее сечение частиц избыточных фаз m = 3,32 мкм, среднее расстояние между центрами частиц избыточных фаз в направлении проведения секущих l = 452 мкм.
На зерно шлифы травили в смеси кислот 1 мин. Равноосных рекристаллизованных зерен не обнаружено. Получена типично нерекри-сталлизованная структура с толщиной волокон около 200 мкм. Наличие отдельных коротких волокон с мелкими выступами на границах можно рассматривать как начальную стадию структурообразования, предшествующую началу рекристаллизации. Наблюдаемая структура, которую следует оценить как полностью
Таблица 2
Механические свойства профиля,
отпрессованного с подпрессовкой на прессе усилием 78,4 МН (третий технологический вариант)
Ориентация образца 0в, МПа 00,2, МПа 8, %
Продольный 720 680 11,0
Высотный 580 530 3,2
нерекристаллизованную, обеспечивает высокие прочностные характеристики в продольном направлении.
Механические свойства профиля, полученного по третьему технологическому варианту, приведены в табл. 2. В целом его свойства соответствуют свойствам короткого профиля (см. табл. 1).
Критическим элементом разрушения высотных образцов из полученного профиля является межзеренное разрушение по границам волокнистых вытянутых зерен, поэтому существенного улучшения свойств высотных образцов не произошло. Поскольку для улучшения работоспособности изделий желательно получение в высотном направлении более высокого относительного удлинения, рассмотрели возможность дальнейшей корректировки состава сплава для повышения его склонности к рекристаллизации и увеличения общей пластичности сплава в состоянии Т1.
Для уменьшения торможения рекристаллизации целесообразно дальнейшее снижение содержания в сплаве переходных металлов. Увеличение пластичности можно ожидать и при снижении легирования сплава основными компонентами, в частности цинком, за счет уменьшения объемной доли избыточной фазы Т. В следующем варианте прессования на прессе усилием 78,4 МН (четвертый вариант технологии) использовали слиток диаметром 310 мм состава А1 - 6,29Zn - 3,85Мд - 1,01Си -0,03Бс -0^г - 0,02Се - 0,002Ве - 0,0371 - 0,04Ре -0,02Б1 с пониженным содержанием цинка при содержании водорода 0,10 см3/100 г металла.
Деформирование гомогенизированной по двухступенчатому режиму заготовки осуществляли при 300 °С (температура контейнера
350 °С). Скорость истечения металла при прессовании 0,56 м/мин.
Готовые профили закаливали по установленному ранее режиму и в свежезакаленном состоянии подвергали правке растяжением с остаточной деформацией 1,5 %.
Старение профилей проводили по режиму 120 °С - 16 ч. Перерыв между закалкой и началом старения менее 4 ч.
б
Рис. 3. Микроструктура профиля, изготовленного по уточненной технологии по патенту [15], с выходного конца в поперечной (а) и продольной (б) плоскостях, Х173
Микроструктура полученного профиля приведена на рис. 3. Профиль имеет волокнистую зеренную структуру с волокнами толщиной около 100 мкм двух видов. Наблюдаются светлые волокна со слабо выраженной внутренней структурой и темные волокна, имеющие внутреннее субзеренное строение. При этом на границах темных волокон расположены мелкие светлые зерна почти равноосной формы, появление которых, скорее всего, свидетельствует о начале процесса рекристаллизации.
После анодного оксидирования и анализа структуры в поляризованном свете на фоне волокнистой структуры наблюдаются отдельные контрастно окрашенные мелкие зерна внутри и на границах волокон, что можно трактовать как признак начала рекристаллизации.
Другой особенностью структуры этого профиля является уменьшение объемного количества избыточных фаз благодаря снижению содержания цинка. Так, с выходного конца профиля объемное количество избыточной фазы А^пСиМд темного цвета составляет 0,06 % об., при среднем сечении частиц 2,3 мкм.
Механические свойства профиля приведены в табл. 3.
Из сравнения свойств в табл. 3 и 2 видно, что при снижении содержания цинка с 6,6 до 6,29 % прочность в продольном направлении уменьшилась на 30 МПа при уменьшении относительного удлинения на 2,5 %. В поперечном направлении профиля предел текучести также снижается, но благодаря значительному росту пластичности временное сопротивление даже увеличивается.
Поверхность разрушения высотного разрывного образца из выходного конца профиля,
Таблица 3 Механические свойства профиля скорректированного состава с пониженным содержанием цинка, отпрессованного с подпрессовкой, с выходного конца
Ориентация образца ав, МПа а0,2, МПа 8, % Т, %
Продольный 690 650 8,4 15,5
Поперечный 590 500 6,8 11,5
изученная на сканирующем электронном микроскопе ^^-2800В, приведена на рис. 4, 5.
Общий вид поверхности разрушения высотного образца с 5 = 6,8 % показан на рис. 4, а. Поверхность слегка наклонена к оси образца, т. е. пластинки на поверхности разрушения расположены не в одной плоскости. Можно предположить, что процесс разрушения происходит под действием нормальных напряжений не одномоментно из одного очага разрушения, а последовательно, путем зарождения разрушения на разных границах волокон и последующего разделения с образованием площадок, соединяющихся друг с другом.
При большем увеличении на рис. 4, б видно, что есть два типа разрушения с образованием двух типов площадок. Первые, более гладкие площадки имеют поверхность со слабым плоским рельефом. Эти площадки чередуются с площадками, имеющими более сложное строение, возможно, из-за разрушения по границам субзерен.
На боковой поверхности рабочей части образца виден рельеф от общей пластической деформации, которой подвергся образец перед разрушением (рис. 5). Эта деформация происходит путем поперечного сдвига объема металла внутри продольных волокон, предшествующего разрушению под действием нормальных напряжений.
Общей особенностью строения поверхности разрушения образцов является отсутствие видимых включений избыточных фаз эвтектического происхождения, что связано с их малой объемной долей в структуре.
Эти наблюдения показывают, что уменьшение содержания цинка в сплаве до нижнего уровня при низком содержании водорода позволило увеличить деформируемость твердого раствора сплава в состоянии Т1. В результате этого высотный разрывной образец получил способность существенно удлиняться до того момента, когда растягивающее напряжение приводит к разрушению образца.
Заключение
Приведенные выше результаты исследований показывают возможность использования некоторых технологических приемов, приводя-
Рис. 4. Поверхность разрушения
высотного образца с § = 6,8 % при увеличении х15 (а) и х150 (б)
Рис. 5. Следы пластической деформации на боковой поверхности высотного образца с § = 6,8 % при увеличении х20
щих к благоприятным изменениям структуры прессованных полуфабрикатов из высокопрочного деформируемого алюминиевого сплава системы А^п-Мд-Си и повышающих пластичность (относительное удлинение) поперечных разрывных образцов. С большой долей вероятности эти технологические приемы можно распространить и на другие высокопрочные сплавы этой системы, легированные цирконием. Итоговая технология соответствует патенту [15].
Следует отметить, что наличие поперечной деформации до 50 % при осадке заготовки в контейнере пресса принципиально не изменяет формирующуюся при прямом прессовании волокнистую структуру профиля и не изменяет характер разрушения высотных разрывных образцов по ослабленным границам волокон под действием нормальных напряжений.
При таком разрушении появление высокого относительного удлинения высотных образцов обеспечивается равномерным удлинением всего образца до момента достижения нормального напряжения, способствующего разделению волокон и появлению межзеренного разрушения. Этот эффект возникает при некотором снижении общих прочностных характеристик прессованного профиля при уменьшении содержания основных легирующих компонентов.
Следует использовать следующий комплекс мероприятий для получения изделий из
высокопрочного сплава системы А!^п-Мд-Си с оптимальным сочетанием прочности и пластичности:
- снижение в определенных пределах содержания в сплаве основных легирующих компонентов, переходных металлов и примесей железа и кремния;
- получение слитков без первичных интер-металлидов и с минимальным содержанием водорода;
- интенсивная высокотемпературная гомогенизация для максимального растворения избыточных фаз;
- прессование слитков с подпрессовкой при пониженной температуре, обеспечивающей получение закаленных профилей с начальной стадией рекристаллизации структуры;
- нагрев под закалку прессованных полуфабрикатов при температуре на 5-10 °С ниже температуры плавления избыточных фаз, обеспечивающей их полное растворение с получением объемного количества всех избыточных фаз в структуре менее 1 % об.
Особое внимание следует уделять получению минимального содержания водорода в сплаве, так как появление по границам волокон вторичной водородной пористости способствует охрупчиванию и получению относительного удлинения высотных разрывных образцов менее 1 % [16].
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Телешов В.В. Практическое металловедение алюминиевых сплавов (50 лет публикаций). М.: ООО «Адвансед солюшнз», 2019. 432 с.
2. Пат. 2514748 РФ, С22С21/06, С22С21/10. Высокопрочный деформируемый сплав на основе алюминия системы А!-7п-Мд-Си пониженной плотности и изделие, выполненное из него / Захаров В.В., Телешов В.В., Головлева А.П. Заявл. 29.03.2013; опубл. 10.05.2014. Бюл. № 13.
3. Телешов В.В., Быстрюкова Т.В., Захаров В.В. и др. Высокопрочный алюминиевый сплав системы А!-7п-Мд-Си с пониженной плотностью // Технология легких сплавов. 2015. № 4. С. 31-39.
4. Телешов В.В., Захаров В.В., Быстрюкова Т.В. и др. Закономерности деформирования и струк-турообразования высокопрочного сплава 1981 системы А!-7п-Мд-Си с различным содержанием скандия // Технология легких сплавов. 2016. № 2. С. 25-36.
5. Телешов В.В., Захаров В.В. Механические свойства и структура прессованных полос из высокопрочного сплава 1981 системы А!-7п-Мд-Си
пониженной плотности // Технология легких сплавов. 2020. № 2. С. 4-11.
6. Телешов В.В. Влияние химического состава на количество избыточных фаз в полуфабрикатах из сплавов систем А!-Си-Мд-Ре-Ы1 и А!-7п-Мд-Си // Технология легких сплавов. 2017. № 3. С. 57-67.
7. Телешов В.В., Чурюмов А.Ю. Анализ влияния характеристик двухфазной матричной структуры на вязкость разрушения деформируемых алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов. 2012. № 2. С. 22-40.
8. Добаткин В.И. О структурном упрочнении алюминиевых сплавов // В кн.: Металловедение легких сплавов. М.: Наука, 1965. С. 116-124.
9. Телешов В.В. Структура и особенности разрушения продольных и высотных разрывных образцов из прессованных профилей высокопрочных сплавов В96Ц1 и 1973 системы А^п-Мд-Си // Технология легких сплавов. 2017. № 1. С. 35-51.
10. Телешов В.В. Журнал «Технология легких сплавов» как источник информации о работах металловедов и технологов ВИЛСа в области изучения
деформируемых алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов. 2013. № 4. С. 22 - 51.
11. Телешов В.В. Фундаментальная закономерность изменения структуры при кристаллизации алюминиевых сплавов с разной скоростью охлаждения // Технология легких сплавов. 2015. № 2. С. 13-18.
12. Арчакова З.Н. и др. Структура и свойства полуфабрикатов из алюминиевых сплавов. Справ. 2-е изд. М.: Металлургия, 1984. 408 с.
13. Штовба Ю.К., Телешов В.В., Козлова О.М. Влияние предварительной ковки слитка на структуру и механические свойства прессованных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов Д16, АК4-1, 1201 // Изв. АН СССР. Металлы. 1978. № 2. С. 145-150.
14. Пат. 2581953 РФ, С22С21/16. Высокопрочный деформируемый сплав на основе алюминия си-
стемы А!-7п-Мд-Си пониженной плотности и изделие, выполненное из него / Захаров В.В., Телешов В.В., Бочвар С.Г., Чугункова Г.М., Головлева А.П. Заявл. 11.11.2014; Опубл. 20.04.2016. Бюл. № 11.
15. Пат. 2733233 РФ, С22П/053. Способ изготовления прессованных профилей из высокопрочных деформируемых алюминиевых сплавов системы А!-7п-Мд-Си с добавками переходных металлов / Захаров В.В., Телешов В.В., Снегирева Л.А. и др. Заявл. 13.08.2019; Опубл. 30.09.2020. Бюл. № 28.
16. Захаров В.В., Телешов В.В., Снегирева Л.А. Высотная пластичность массивных прессованных полуфабрикатов из высокопрочных алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов. 2021. № 1. С. 18-23.
REFERENCES
1. Teleshov V.V. Prakticheskoye metallovedeniye alyu-miniyevykh splavov (50 let publikatsiy). M.: OOO «Advansed solyushnz», 2019. 432 s.
2. Pat. 2514748 RF, S22S21/06, S22S21/10. Vysoko-prochnyy deformiruyemyy splav na osnove alyumi-niya sistemy Al-Zn-Mg-Cu ponizhennoy plotnosti i izdeliye, vypolnennoye iz nego / Zakharov V.V., Teleshov V.V., Golovlova A.P. Zayavl. 29.03.2013; opubl. 10.05.2014. Byul. № 13.
3. Teleshov V.V., Bystryukova T.V., Zakharov V.V. i dr. Vysokoprochnyy alyuminiyevyy splav sistemy Al-Zn-Mg-Cu s ponizhennoy plotnost'yu // Tekh-nologiya lyogkikh splavov. 2015. № 4. S. 31-39.
4. Teleshov V.V., Zakharov V.V., Bystryukova T.V. i dr. Zakonomernosti deformirovaniya i strukturoobra-zovaniya vysokoprochnogo splava 1981 sistemy Al-Zn-Mg-Cu s razlichnym soderzhaniyem skandiya // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2016. № 2. S. 25-36.
5. Teleshov V.V., Zakharov V.V. Mekhanicheskiye svoystva i struktura pressovannykh polos iz vysoko-prochnogo splava 1981 sistemy Al-Zn-Mg-Cu poni-zhennoy plotnosti // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2020. № 2. S. 4-11.
6. Teleshov V.V. Vliyaniye khimicheskogo sostava na kolichestvo izbytochnykh faz v polufabrikatakh iz splavov sistem Al-Cu-Mg-Fe-Ni i Al-Zn-Mg-Cu // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2017. № 3. S. 57-67.
7. Teleshov V.V., Churyumov A.Yu. Analiz vliyaniya kharakteristik dvukhfaznoy matrichnoy struktury na vyazkost razrusheniya deformiruyemykh alyuminiye-vykh splavov // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2012. № 2. S. 22-40.
8. Dobatkin V.I. O strukturnom uprochnenii alyuminiye-vykh splavov // V kn.: Metallovedeniye lyogkikh splavov. M.: Nauka, 1965. S. 116-124.
9. Teleshov V.V. Struktura i osobennosti razrusheniya prodol'nykh i vysotnykh razryvnykh obraztsov iz
pressovannykh profiley vysokoprochnykh splavov V96TS1 i 1973 sistemy Al-Zn-Mg-Cu // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2017. № 1. S. 35-51.
10. Teleshov V.V. Zhurnal «Tekhnologiya lyogkikh splavov» kak istochnik informatsii o rabotakh metallo-vedov i tekhnologov VILSa v oblasti izucheniya deformiruyemykh alyuminiyevykh splavov // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2013. № 4. S. 22-51.
11. Teleshov V.V. Fundamental'naya zakonomernost' izmeneniya struktury pri kristallizatsii alyuminiyevykh splavov s raznoy skorost'yu okhlazhdeniya // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2015. № 2. S. 13-18.
12. Archakova Z.N. i dr. Struktura i svoystva polufabri-katov iz alyuminiyevykh splavov. Sprav. 2-ye izd. M.: Metallurgiya, 1984. 408 s.
13. Shtovba Yu.K., Teleshov V.V., Kozlova O.M. Vliyaniye predvaritel'noy kovki slitka na strukturu i mekhanicheskiye svoystva pressovannykh polufabrika-tov iz alyuminiyevykh splavov D16, AK4-1, 1201 // Izv. AN SSSR. Metally. 1978. № 2. S. 145-150.
14. Pat. 2581953 RF, S22S21/16. Vysokoprochnyy de-formiruyemyy splav na osnove alyuminiya sistemy Al-Zn-Mg-Cu ponizhennoy plotnosti i izdeliye, vypolnennoye iz nego / Zakharov V.V., Teleshov V.V., Bochvar S.G., Chugunkova G.M., Golovlova A.P. Zayavl. 11.11.2014; Opubl. 20.04.2016. Byul. № 11.
15. Pat. 2733233 RF, S22F1/053. Sposob izgotov-leniya pressovannykh profiley iz vysokoprochnykh deformiruyemykh alyuminiyevykh splavov sistemy Al-Zn-Mg-Cu s dobavkami perekhodnykh metallov / Zakharov V.V., Teleshov V.V., Snegireva L.A. i dr. Zayavl. 13.08.2019; Opubl. 30.09.2020. Byul. № 28.
16. Zakharov V.V., Teleshov V.V., Snegirova L.A. Vysotnaya plastichnost' massivnykh pressovannykh polufabrikatov iz vysokoprochnykh alyuminiyevykh splavov // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2021. № 1. S. 18-23.
