CC BY
27
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Научный редактор раздела докт. техн. наук, профессор Е.Б. Качанов
УДК 669.71.01
ЗАКОНОМЕРНОСТИ ДЕФОРМИРОВАНИЯ И СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ ВЫСОКОПРОЧНОГО СПЛАВА 1981 СИСТЕМЫ А!-1п-Мд-Си С РАЗЛИЧНЫМ СОДЕРЖАНИЕМ СКАНДИЯ*
В. В. Телешов, докт. техн. наук, В. В. Захаров, докт. техн. наук (ОАО «ВИЛС»),
Т. В. Быстрюкова (АО «НИМИ»), А.Ю. Чурюмов, канд. техн. наук(НИТУ «МИСиС»), Л. Б. Бер, докт. техн. наук, Г.М. Чугункова (ОАО «ВИЛС», e-mail: [email protected])
Изучено влияние содержания скандия и условий деформирования на структуру и механические свойства сплава 1981 системы Al-Zn-Mg-Cu с плотностью 2,80 г/см3.
Показано, что из сплава с пониженным содержанием скандия можно получать массивные прессованные профили с высоким уровнем прочностных и пластических характеристик согласно ТУоп 1-809-1249-2015. /¡¡ч Ключевые слова: сплав 1981; система Al-Zn-Mg-Cu; прессованный про-
филь; структура; свойства.
Mechanisms of Deformation and Structure Formation in High-Strength 1981 Al-Zn-Mg-Cu Alloy with Various Scandium Content. V.V. Teleshov, V.V. Zakharov, T.V. Bystryukova, A.Yu. Churyumov, L.B. Ber, G.M. Chugunkova.
The effect of scandium content and deformation conditions on a structure and mechanical properties of 1981 Al-Zn-Mg-Cu alloy with a density of 2.80 g/cm3 has been studied.
It is shown that the low scandium-content alloy can be used for production of massive extruded shapes with a high level of strength and plastic characteristics in accordance with TUop 1-809-1249-2015 Specifications.
Key words: 1981 alloy; Al-Zn-Mg-Cu system; extruded shape; structure; properties.
Введение
Сплавы системы А!-7п-Мд-0и с дополнительным легированием переходными металлами типа В96 являются самыми прочными термически обрабатываемыми алюминиевыми сплавами, изготавливаемыми по технологии полунепрерывного литья с последующей деформацией и термической обра-
* В работе принимали участие А.П. Головлева, С. Г. Боч-вар, Л.Г. Карсанова.
боткой и применяемыми для изготовления отдельных деталей длительно и кратковременно работающих конструкций [1-3].
Характерной особенностью высокопрочных сплавов системы А!-7п-Мд-0и является повышенная плотность материала (2,88 г/см3) благодаря высокому содержанию в них цинка (до 9 %) [4]. Это вносит определенные ограничения на применение этих сплавов в конструкциях, масса которых определяет эффективность работы изделия.
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
В работе [5] рассмотрен новый высокопрочный сплав 1981 на основе системы Л!^п-Мд-Си, дополнительно легированный небольшими добавками скандия и циркония, в котором из-за повышенного до 4% содержания магния (Мд^п = 0,56) плотность снижена до 2,80 г/см3. Прессованные полосы толщиной 20 мм из рассмотренного сплава состава Л!-7^п-3,8Мд-1,1Си-0,098с-0,^г-0,05Се-0,002Ве-< 0,10Рв- < 0,1581 (% мас.) в термически обработанном состоянии Т1 имеют следующие минимальные механические свойства: в продольном направлении ств = 690 МПа, ст0 2 = 670 МПа, 8 = 8,4 %; в поперечном - ств = = 620 МПа, ст02 = 570 МПа, 8 = 4 %.
Высокий уровень прочности в данном случае обеспечивается волокнистой нерекристал-лизованной структурой, формирование которой обусловлено используемыми параметрами прессования и присутствием в сплаве наноразмерного дисперсоида фазы Л!з(8с, 7г). Эти частицы выделяются из пересыщенного твердого раствора при гомогенизации и горячем прессовании. Дисперсоид препятствует
Химический состав (% мас.) исследуемых слитков сплава 1981 Таблица 1
Состав Zn Mg Cu Бс Zr Ti Се Ве Fe Si
1 2 7,21 6,71 3,87 3,75 1,02 1,13 0,09 0,03 0,11 0,08 0,04 0,04 0,02 0,02 0,002 0,002 0,11 0,07 0,03 0,01
Образец Держатель образца
Рис. 1. Схема крепления образца на сжатие в захватах модуля Иу1гауге11де II
рекристаллизации и определяет прочностные и пластические характеристики полуфабриката с полностью нерекристаллизованной структурой [6-8]. В связи с этим содержание в сплаве скандия как сильного антирекрис-таллизатора является важным технологическим фактором.
Целью настоящей работы являются установление и анализ закономерностей деформирования и структурообразования сплава 1981 с различным содержанием скандия при варьировании температуры и скорости деформирования. Знание этих закономерностей необходимо для научно обоснованного назначения параметров технологии горячего деформирования, обеспечивающих получение заданной структуры и требуемых механических свойств термически обработанного полуфабриката.
Методика эксперимента
Для экспериментов использовали гомогенизированные слитки диаметром 315 мм из сплава 1981 двух составов (табл. 1). Сплав 2 содержит меньшее количество Zn, Бс и Zr.
Поведение сплавов при деформировании изучали на комплексе физического моделирования термомеханических процессов Gleeble 3800 производства фирмы DSI с модулем Hydrawedge II, предназначенном для моделирования процессов деформирования при прессовании, прокатке и ковке ( рис. 1). Для деформирования по схеме одноосного сжатия использовали цилиндрические образцы диаметром 10 и длиной 15 мм, взятые из центральных объемов по толщине исходных слитков. Нагрев образцов в установке Gleeble 3800 осуществляется пропусканием через них электрического тока. Для этого образец зажимается в токо-
-Ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
проводящие бойки из карбида вольфрама. Между бойками и торцами образца прокладывается фольга из графита для равномерного нагрева по всей длине образца и наносится высокотемпературная смазка на основе порошка никеля для уменьшения трения в процессе испытания .
Управление работой установки 0!ееЬ!е 3800 осуществляет компьютерная программа согласно заданному температурному и скоростному режиму деформирования. Температуру в пределах от 200 до 400 °С контролировали приваренной в центре образца хромель-алю-мелевой термопарой. Скорость нагрева до температуры испытания составляла 2 °С/с, выдержка при температуре испытания 10 с. После деформирования с заданной скоростью е от 10-3 до 101 с-1 до толщины 7,5 мм со степенью деформации 50 % образец охлаждали до комнатной температуры струей сжатого воздуха. Нагрев и деформирование образцов проводился в вакууме 10-5 мм рт. ст.
В процессе нагружения образца при заданной температуре и скорости деформирования для дальнейшего анализа фиксируется получаемая зависимость напряжения течения от степени истинной деформации, рассчитываемой по выражению еист = !п(Н0/Нк).
Интервал изменения температуры деформирования охватывает температурную область деформирования алюминиевых сплавов, в которой возможно получение полуфабрикатов с любой структурой от нерекристаллизован-ной до полностью рекристаллизованной. При этом скорость деформирования е в интервале от 10-2 до 100 с-1 характерна для прессования, а в интервале от 10-1 до 10 с-1 - для штамповки [2].
При определении истинного напряжения деформирования проводили корректировку первичных данных из-за изменения температуры в процессе деформирования и наличия трения между бойками и образцом по методике, изложенной в [9]. Это различие между экспериментальным и скорректированным напряжением течения максимально при высокой скорости е = 10 с-1 и низкой температуре 200 °С и составляет 25 МПа.
Перед исследованием структуры осаженных образцов их подвергали термической обработке - закалке в воде после нагрева (470 ±5) °С, 2 ч, после чего делали шлифы в диаметральной плоскости. Для выявления структуры в световом микроскопе при обычном освещении шлифы травили смесью кислот (реактив Келлера). Для анализа структуры в поляризованном свете с целью выявления рекристаллизованных объемов шлифы подвергали анодному оксидированию по изложенной в [10] методике. Для подтверждения наличия или отсутствия рекристаллизации использовали также рентгеновскую съемку образцов толщиной около 0,7 мм на «просвет» в нефильтрованном МоКа-излучении. Структуру изучали в центре по толщине на 1/4 диаметра осаженного образца.
Поведение сплавов при деформировании
Полученные при разных температурах и скоростях деформирования зависимости ст-еист для двух сплавов соответствуют известным закономерностям деформирования алюминиевых сплавов [11-13]:
- при увеличении деформации от 0 до 50 % напряжение течения увеличивается и выходит на установившуюся стадию деформации;
- при неизменной температуре деформирования увеличение его скорости повышает напряжение течения;
- при одной скорости деформирования повышение температуры снижает напряжение течения.
Для сопоставления кривых деформирования с параметрами е и Т взяли напряжение течения ст на установившейся стадии при еист = 0,5. Полученные значения этих параметров для двух сплавов представлены в табл. 2.
Приведенные в табл. 2 данные показывают, что изменение содержания скандия и других компонентов в исследованных пределах не влияет на напряжение течения сплава 1981. Полученные зависимости позволяют установить усилие деформирования, требуемое для горячего формоизменения сплава при различных температурах и скоростях деформирования.
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Таблица 2
Напряжение течения а при параметрах деформирования е и Т
„-1
Т, К
ст, МПа, при еист = 0,5
сплав 1 сплав 2
10-3 473 - 209
10-2 473 - 268
10-1 473 - 300
100 473 - 345
101 473 - 390
10-3 523 125 125
10-2 523 168 174
10-1 523 214 208
100 523 258 230
101 523 280 280
10-3 573 71 75
10-2 573 108 106
10-1 573 150 151
100 573 186 188
101 573 213 213
10-3 623 41 45
10-2 623 66 69
10-1 623 97 101
100 623 135 131
101 623 164 165
10-3 673 24 -
10-2 673 43 -
10-1 673 67 -
100 673 102 -
101 673 125 -
Влияние условий деформирования на структуру сплава 1981Т1
Металлографический анализ структуры осаженных и закаленных образцов из слитка
сплава 1 после всех режимов деформирования показал, что все образцы имеют полностью нерекристаллизованную структуру. На рис. 2 для примера представлены микроструктуры и рентгенограммы образцов, деформированных при 250 °С (523 К), подтверждающие отсутствие рекристаллизации при всех скоростях деформирования при этой температуре. Получение при более высокой температуре деформирования нерекристал-лизованной структуры соответствует известной закономерности [11-13]. Таким образом, сплав 1981 с высоким содержанием скандия при всех режимах деформирования после закалки будет сохранять нерекристал-лизованную структуру.
Для увеличения вероятности формирования рекристаллизованной структуры при использованных режимах деформирования температурный интервал деформирования образцов из слитка сплава 2 был взят на 50 °С ниже, чем образцов из слитка сплава 1.
Исследование микроструктуры деформированных образцов из сплава 2 показало наличие различных типов структуры от полностью нерекристаллизованной при низкой скорости деформирования е = 10-3 с-1 и температуре деформирования 1 300 °С до смешанной с различным количеством мелких рекристаллизованных зерен при больших скоростях деформирования. На рис. 3 (см. вклейку) приведены микроструктура в поляризованном свете и рентгенограммы образцов, деформированных при температуре 300 °С с разной скоростью деформирования. Про-
а б в г
Рис. 2. Микроструктура (а, в, х 100) и рентгенограммы (б, г) осаженных и закаленных образцов сплава 1,
деформированных при250 °С:
а, б - е = 10-3 с-1; в, г - е = 101 с-1
-Ф-
-Ф-
t, °C 400
350
300
Рис. 4. Диаграммы структурных состояний сплава 1981 с низким содержанием скандия (а) и сплава В95 (б) [13]после обработки на твердый раствор и закалки в воде: I - область формирования стабильной нерекристаллизованной структуры; II -область формирования полностью ре-кристаллизованной структуры в результате статической рекристаллизации; III - область формирования частично 250 рекристаллизованной структуры в результате статической рекристаллизации; IV - область формирования рек-ристаллизованной структуры в результате спонтанной рекристаллизации
200 Ь 10
, v; / *
/ Ii / 1 V '
✓ in
>-< >—«-? У—-С ' "л b-о
-3
10'
-2
10
-1
10
9, ° 500
450
400
350
300 A
250 10
-1
12 C 13 lgZ
14
102
смотр структуры в поляризованном свете позволяет выделить рекристаллизованные зерна величиной около 30 мкм по их контрастным цветами на фоне однотонного не-рекристаллизованного объема.
Полученные рентгенограммы подтверждают результаты металлографического анализа (см. рис. 3). Только в образце, деформированном при 300 °С со скоростью 10-3 с-1, формируется полностью нерекристаллизо-ванная структура без признаков рекристаллизации. Для остальных образцов наличие точечных рефлексов на рентгенограммах подтверждает присутствие в структуре мелких рекристаллизованных зерен произвольной ориентации наряду с остатками объемов с нерекристаллизованной структурой.
Рекристаллизованные зерна наблюдаются и при других температурах деформирования. Их количество растет с понижением температуры и увеличением скорости деформирования.
На рис. 4 показано влияние режимов деформирования на тип зеренной структуры сплава 1981 состава 2 в виде диаграммы структурных состояний (ДСС) в сравнении с аналогичной диаграммой сплава В95 [13]. ДСС сплава 1981 состава 2 отличается от ДСС сплава В95 несколько более низким положением температурных границ формирования рекристаллизованной структуры, т. е. сплав этого состава менее склонен к рекристаллизации, чем сплав В95.
Поскольку сплав 1981 с повышенным содержанием скандия не рекристаллизуется при всех исследованных режимах деформи-
рования, то для получения деформированных полуфабрикатов с регламентированной смешанной структурой необходимо использовать сплав 2 с пониженным содержанием скандия.
Структура и механические свойства прессованных профилей
Полученные выше результаты исследования структуры образцов, осаженных в регламентированных условиях, проверили при изготовлении прессованных профилей с площадью поперечного сечения 41,6 см2. Прессование проводили на прессе усилием 49 МН из контейнера диаметром 313 мм. Условия деформирования профилей двух составов указаны в табл. 3. Сравнивали структуру и свойства пяти профилей из сплава 1981, содержащих в среднем 0,09% Бе, и двух профилей из сплава 1981, содержащих 0,03 % Бе.
Скорость деформирования е профилей оценивали по известному значению Уист согласно приведенному в справочнике [14, с. 14]
Таблица 3 Параметры прессования профилей из сплава 1981 с различным содержанием скандия
Sc, % мас. Температу-разаготовки при прессовании, °С Скорость истечения ^ист, м/мин Скорость деформирования s , с-1
0,08-0,10 0,03 400 300 0,80 0,53 2,17-10-2 1,44*10-2
a
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
определению, что скорость деформирования W(или s ) - это величина изменения степени деформации As за время At, т. е. s = As/Ai.
В инженерных расчетах принимают линейный закон нарастания деформации, откуда
s = еДд,
где s - степень деформации, определяемая по начальным и конечным размерам тела в направлении наибольшего изменения его линейных размеров; tд - длительность деформирования, с.
Для прессованных изделий скорость деформации определяют по интегральному показателю
W = 2УИСт1пц/ЮОнЦ,
где Уист - скорость истечения при прессовании; ц - вытяжка за переход; Он - начальный диаметр заготовки; ю = 0,8 - коэффициент для прямого прессования сплошного профиля.
Для случая прессования профиля с площадью поперечного сечения 41,6 см2 имеем величину параметров Уист = 0,8 или 0,53 м/мин; ц = 14,8; 1пц = 2,6946; Он = 28 см.
Отсюда получили приведенную в табл. 3 скорость деформирования W (s ), которая соответствует минимальным значениям скорости деформирования, характерной для процесса прессования алюминиевых сплавов ( s изменяется от 10-2 до 100 с-1). Согласно ДСС на рис. 4, а закаленный профиль из сплава 1981
с минимальным содержанием скандия должен иметь структуру, находящуюся на начальной стадии рекристаллизации.
Полученные профили закаливали в воде с температуры 475 °С после выдержки продолжительностью 120 мин, правили растяжением с остаточной деформацией от 1,0 до 1,2 % и старили в заготовках под образцы при 120 °С. Макроструктуру профилей в поперечной плоскости изучали после травления темплетов в 20 %-м водном растворе ЫаОИ с осветлением в азотной кислоте. Независимо от варианта технологии при визуальном контроле выявляется мелкозернистая равномерная макроструктура по всему поперечному сечению профиля с матовым ободком у поверхности толщиной до 5 мм.
Микроструктуру центральных объемов профилей исследовали на продольных и поперечных шлифах аналогично исследованию микроструктуры осаженных образцов. При этом было выявлено различие в структуре профилей сплавов двух составов. У профилей из сплава с высоким содержанием скандия микроструктура состоит из волокнистых зерен, сильно вытянутых в направлении прессования и имеющих неправильную форму в поперечном сечении без вытяжки в поперечном направлении (рис. 5). Такая же микроструктура, типичная для нерекристаллизованного состояния материала, была выявлена в прессованной полосе из сплава 1981Т1 толщиной 20 мм в [5]. Тип зеренной структуры профиля
—б»*-" -
Ч<
Рис. 5. Микроструктура (а, б) и рентгенограмма (в) профиля из сплава 1981 с повышенным содержанием скандия в поперечной (а) и продольной (б) плоскостях в центре сечения после травления на зерно реактивом Келлера, х 50
Ф
Рис. 3. Микроструктура (а, в, д, ж, и, х 100) и рентгенограммы (б, г, е, з, к) образцов сплава 2, деформированных при 300 С с различными скоростями в и закаленных в воде:
а, б -
В, Г - Е
Ш д,е -
ж, з - е = 100 с-1; и, к - е = 101 с-1
Е = 10-3 с-1;
10-2 с-1; Е = 10-1 с-1;
31
11216_со1омпсИ 9
04.07.2016 10:40:42
Ф
Рис. 7 Микроструктура профиля из сплава 1981 с пониженным содержанием скандия в продольной плоскости в центре сечения:
а - травление на зерно реактивом Келлера, s 500; б - анодное оксидирование. Съемка в поляризованном
свете, s 200
32
tl216_color.indd 10
04.07.2016 10:40:44
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
б
Рис. 6. Микроструктура профиля из сплава 1981 с пониженным содержанием скандия в поперечной (а) и продольной (б) плоскостях в центре сечения. Травление на зерно реактивом Келлера, х 125
по степени рекристаллизации соответствует ожидаемому, исходя из результатов исследования осаженных образцов.
Профили из сплава 1981 с пониженным содержанием скандия также имеют волокнистое зеренное строение с вытянутыми зернами без видимой поперечной ориентации (рис. 6). Однако в данном случае в объеме более темных волокон наблюдается развитая внутренняя субзеренная структура. Другим отличием микроструктуры данных профилей являются извилистые продольные границы и наличие на них отдельных выступов и мелких зерен, которые, по-видимому, являются зародышами рекристаллизованных зерен [13] (рис. 7). Таким образом, для данного сплава подтверждается получение структуры, нахо-
дящейся на начальной стадии рекристаллизации, что соответствует ДСС на рис. 4, а.
Следует отметить, что на рентгенограмме (рис. 8) образца с микроструктурой, представленной на рис. 6, имеются размытые рефлексы на текстурных максимумах. Такие особенности рентгенограммы свидетельствуют об отсутствии рекристаллизации и наличии субзерен с ориентацией деформированного сплава. На рентгенограммах осаженных образцов рекристаллизованные зерна имеют произвольную ориентацию (см. рис. 3).
Наблюдается существенное визуальное различие структуры осаженных образцов с относительной деформаций 50 % и прессованного профиля с вытяжкой 14,8. В осаженных образцах происходит относительно небольшое (в два раза) изменение размеров исходных литых зерен, в то время как при прессовании равноосные литые зерна преобразуются в длинные, вытянутые в продольном направлении волокна. Тем не менее, при горячем деформировании с относительной деформаций более 50 % и в том и в другом случае проходят процессы динамической полигони-зации, снижающей плотность дислокаций в объеме субзерен, как движущую силу процесса статической рекристаллизации [11]. Поэтому и осаженный образец, и прессованный материал при одних параметрах е и Т имеют близкую по степени рекристаллизации
< V // • •
Рис. 8. Рентгенограмма образца из центрального объема профиля, структура которого представлена на рис. 6
-ф
-ф-
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
Таблица 4
Механические свойства профилей из сплава 1981Т1 с различным содержанием скандия
Характе- Продольное Поперечное Поперечное по толщине
Номер направление направление (высотное)направление б,
ристика сплава профиля ^0,2' 8, % ^0,2» 8, % 8, % г/см3
МПа МПа МПа МПа МПа МПа
1 730 710 7,6 610 580 - 510 - 0,8 2,799
2 720 700 7,6 600 560 2,0 550 530 0,4 2,797
0,09 % Бе 3 720 700 7,2 580 560 1,2 530 - 0,8 2,800
4 730 710 6,8 580 550 1,6 540 530 0,4 2,798
5 720 700 8,0 580 560 2,4 520 - 0,8 2,802
1 720 680 12,0 560 500 8,0 580 520 2,4 2,788
0,03 % Бе 2 720 700 8,0 - - - 600 550 3,2 2,789
3 720 690 10,0 570 510 6,8 590 530 3,6 2,788
Требования по ТУ 660 5 - - - 590 3
структуру, но отличающуюся формой зерна и степенью развития текстуры деформации.
Это дает основание результаты модельного эксперимента по изучению структуры
-/-
=Ь
-
=1 —/-
=/=
=/=
# Ф
РП И
4=
=/= 1=
=/= 1—
1= —1
=Ь
—I - =1-
—1
-/-
=Ь
=/= =/=:
=/=
Д
УН
1=\ \==г\
1- \=н
=Ф
Рис. 9. Кривые растяжения продольного (Д) и высотного (В) образцов из профиля сплава 1981 с высоким содержанием скандия
осаженных образцов распространять на структуру, получаемую при горячем прессовании материала при существенно большей деформации.
Механические свойства полученных профилей определяли на образцах по ГОСТ 1497, тип III, № 7 с диаметром рабочей части 5 мм, вырезанных в продольном, поперечном по ширине и поперечном по толщине (высотном) направлениях. Результаты испытания образцов из профилей с разным содержанием скандия приведены в табл. 4.
Профили из сплава 1981Т1 с повышенным содержанием скандия, имеющие полностью нерекристаллизованную структуру, характеризуются высокими прочностными характеристиками в продольном направлении при относительном удлинении более 5 %, однако в направлении по толщине прочностные характеристики существенно ниже из-за псевдохрупкого разрушения образцов отрывом на стадии упругого нагружения до начала общего течения металла. Это хорошо видно на кривых растяжения высотных образцов (рис. 9). При этом образуется плоская поверхность разрушения по площадкам, вытянутым в продольном направлении. Такой характер разрушения свидетельствует о слабом сцеплении поверхности отдельных волокнообразных зерен. В результате при испытании высотных
-Ф-
-Ф-
"Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
12
11
10
9
8
3 7
,е и 6
§
£ 5
4
3
2
1
0,5
1 1,5
Перемещение, мм
2,5
Рис. 10. Кривая растяжения высотного разрывного образца профиля 3 (см. табл. 4) из сплава 1981 с пониженным содержанием скандия (относительное удлинение 8 = 3,6 %)
образцов потенциально высокая прочность материала не может быть реализована.
Профили из сплава 1981Т1 с пониженным содержанием скандия, структура которых соответствует начальной стадии рекристаллизации, сохраняют высокие прочностные характеристики в продольном направлении при существенном повышении относительного удлинения поперечных образцов (см. табл. 4). На кривых растяжения поперечных и высотных образцов из этих профилей появляется протяженный участок пластического течения (рис. 10). Разрушение образцов в данном случае происходит после достижения предела текучести на стадии, когда происходит равномерное удлинение образца на величину, соответствующую напряжению отрыва отдельных волокон друг от друга. Очевидно, что более позднее разрушение образцов происходит благодаря лучшему сцеплению извилистых границ волокон в структуре, находящейся на начальной стадии рекристаллизации.
Определение плотности сплава проводили методом гидростатического взвешивания в соответствии с [15] (см. табл. 4). Среднее значение плотности сплава по всем профилям равно 2,795 г/см3, что соответствует значению, полученному в [5].
Заключение
Полуфабрикаты из высокопрочного сплава 1981 системы Л!-7п-Мд-Си с пониженной плотностью в зависимости от содержания скандия и параметров прессования могут иметь структуру, находящуюся на разной стадии рекристаллизации - от полностью нерек-ристаллизованного состояния до смешанной структуры с разной степенью рекристаллизации. Это дает возможность получать полуфабрикаты с регламентированной структурой.
Проведенные эксперименты показали, что из сплава 1981Т1 с пониженным содержанием скандия можно получать массивные прессованные профили с высокими механическими свойствами в продольном направлении при приемлемых механических свойствах, в том числе пластичности, поперечных образцов. Это позволило разработать технические условия ТУоп 1-809-1249-2015 на поставку прессованных профилей из сплава 1981Т1 с гарантируемыми механическими свойствами в продольном направлении и с ожидаемыми (факультативными) свойствами в направлении по толщине (см. табл. 4). При этом фактические свойства в продольном направлении существенно выше гарантируемых, а в направлении по толщине соответствуют реально получаемым.
Согласно [2] в прессованных полуфабрикатах из высокопрочного алюминиевого сплава В96Ц1 в состоянии Т1 гарантируются только свойства в продольном направлении: стВ = 685 МПа, ст02 = 626 МПа, 8 = 5,0 %. Эти характеристики позволяет получить отработанная технология изготовления профилей из сплава В96Ц1 [16].
Их сравнение с данными табл. 4 показывает, что прессованный профиль из сплава 1981Т1 с любым содержанием скандия имеет более высокие фактические прочностные характеристики в продольном направлении,чем гарантируемые свойства профиля из сплава В96Ц1Т1. Для устойчивого обеспечения требуемых характеристик в поперечном по толщине направлении массивных профилей сплав 1981 должен содержать минимальное количество скандия, а условия его деформирования должны обеспечить получение структуры, находящейся на начальной стадии рекристаллизации.
0
2
-Ф
-Ф-
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Промышленные алюминиевые сплавы: справ. изд. / Алиева С.Г., Альтман М.Б., Амбарцумян С.М. и др. 2-е изд. - М.: Металлургия, 1984. -528 с.
2. Структура и свойства полуфабрикатов из алюминиевых сплавов: справ. изд. / Арчакова З.Н., Ба-лахонцев Г.А., Басова И.Г. и др. 2-е изд. - М.: Металлургия, 1984. - 408 с.
3. Фридляндер И.Н., Сенаторова О.Г., Ткачен-ко Е.А. и др. Развитие и применение высокопрочных сплавов системы Л!-2п-Мд-Си для авиакосмической техники // В сб.: 75 лет ВИАМ. Авиационные материалы. Избранные труды ВИАМ. 1932-2007. - М.: ВИАМ, МИСиС. 2007. С. 155-163.
4. Телешов В.В. О влиянии состава на плотность деформируемых алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов. 2013. № 3. С. 47-50.
5. Телешов В.В., Быстрюкова Т.В., Захаров В.В. и др. Высокопрочный алюминиевый сплав системы Л!-2п-Мд-Си с пониженной плотностью // Технология легких сплавов. 2015. № 4. С. 31-39.
6. Захаров В.В., Елагин В.И., Ростова Т.Д., Самарина М.В. Пути развития и совершенствования высокопрочных сплавов системы Л!-2п-Мд-Си // Технология легких сплавов. 2008. № 4. С. 7-14.
7. Захаров В.В., Елагин В.И., Ростова Т.Д., Филатов Ю.А. Металловедческие принципы легирования алюминиевых сплавов скандием // Технология легких сплавов. 2010. № 1. С. 67-73.
8. Захаров В.В. Легирование алюминиевых сплавов переходными металлами // Технология легких сплавов. 2011. № 1. С. 22-28.
9. Чурюмов А.Ю., Хомутов М.Г., Царьков А.А. и
др. Исследование структуры и механических свойств при повышенных температурах коррозионно-стойкой стали с высоким содержанием бора // Физика металлов и металловедение. 2014. Т. 115. № 8. С. 1-5.
10. Вассерман А.М., Данилкин В.А., Коробов О.С. и др. Методы контроля и исследования легких сплавов: справ. - М.: Металлургия, 1985. - 510 с.
11. Вайнблат Ю.М. Формирование структуры при обработке давлением и последующем нагреве. Гл. II.С. 15-29 // Арчакова З.Н. и др. Структура и свойства полуфабрикатов из алюминиевых сплавов: справ. изд. - М.: Металлургия, 1984. - 408 с.
12. Вайнблат Ю.М. Диаграммы структурных состояний и карты структур алюминиевых сплавов // Металлы. 1982. № 2. С. 82-89.
13. Бер Л.Б. Закономерности формирования структуры в деформированных полуфабрикатах из алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов. 2014. № 1. С. 5-31.
14. Алюминиевые сплавы. Производство полуфабрикатов из алюминиевых сплавов: справ. рук-во. -М.: Металлургия. 1971. - 496 с.
15. Прецизионное измерение плотности твердых тел методом гидростатического взвешивания. Методическая рекомендация МР 4-36-80.
16. Стадников Э.А., Варга И.И., Игуменов А.А. и др. Совершенствование технологии получения заготовок и прессованных профилей из сплава В96Ц1 // Технология легких сплавов. 1990. № 9. С.27-30,80-81.
