автореферат диссертации по металлургии, 05.16.05, диссертация на тему:Исследование и разработка режимов деформационно-термической обработки высокопрочного алюминиевого сплава 1901 с целью повышения свойств деформированных полуфабрикатов

На правах рукописи

МАНУЙЛОВА НАТАЛЬЯ БОРИСОВНА

ИССЛЕДОВАНИЕ И РАЗРАБОТКА РЕЖИМОВ ДЕФОРМАЦИОННО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ВЫСОКОПРОЧНОГО АЛЮМИНИЕВОГО СПЛАВА 1901 С ЦЕЛЬЮ ПОВЫШЕНИЯ СВОЙСТВ ДЕФОРМИРОВАННЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ

Специальность 05.16.05 «Обработка металлов давлением»

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва 2004

Работа выполнена в «МАТИ» - Российском государственном технологическом университете им. К. Э. Циолковского

Научный руководитель - доктор технических наук, профессор

доктор технических наук ЛУКАШКИН Н.Д.

кандидат технических наук, доцент ЩЕРБАКОВ A.M.

Ведущее предприятие: ОАО «Всероссийский институт легких

часов на заседании диссертационного совета Д 212.110.05 в «МАТИ» -Российском государственном технологическом университете им. К.Э. Циолковского по адресу: 121552, Москва, ул. Оршанская, 3, в ауд. 505

Отзыв на автореферат в одном экземпляре (заверенный печатью) просим направлять по указанному адресу.

С диссертацией можно ознакомится в библиотеке Университета. Автореферат разослан « ^ » ШСР^С-сР_2004 года.

Ученый секретарь

ШЕЛЕСТ А. Е.

Официальные оппоненты:

сплавов».

диссертационного совета, кандидат технических наук

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Развитие передовых отраслей техники, где применение алюминиевых сплавов обусловлено необходимостью обеспечения жесткости и прочности конструкций при минимальной массе, требует дальнейшего повышения прочностных и эксплуатационных свойств изделий из алюминиевых сплавов. При этом следует учитывать, что традиционные методы упрочнения, связанные с легированием и термической обработкой алюминиевых сплавов, в настоящее время практически исчерпаны. С другой стороны, работоспособность и эксплуатационная надежность ответственных конструкций зависит не столько от уровня статической прочности, сколько от запаса его пластичности, определяющей, например, чувствительность к концентраторам напряжений, способность к релаксации пиковых местных напряжений, неизбежно возникающих в сложных конструкциях, и, в конечном итоге, сопротивление хрупкому разрушению. Следовательно, для улучшения свойств алюминиевых сплавов необходимо прибегнуть к разработке новых эффективных технологий изготовления полуфабрикатов, способных активно воздействовать на структуру, например, использовать комбинированные методы, сочетающие пластическую деформацию и термическую обработку в одном технологическом процессе, т.е. деформационно-термическую обработку (ДТО). Известно, что за счет такой обработки удается значительно повысить некоторые свойства ряда известных алюминиевых сплавов, в частности высокопрочных сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu. Однако попытки улучшить за счет ДТО характеристики сплавов системы Al-Zn-Mg пока не дали положительных результатов, хотя высокопрочные сплавы этой системы представляют для ДТО наибольший интерес, учитывая уникальное сочетание их механических, функциональных и технологических свойств, включая свариваемость. Последнее значительно расширяет возможные области применения этих сплавов в различных конструкциях. В связи с этим изыскание путей повышения свойств высокопрочных свариваемых сплавов этой системы является весьма актуальным.

Цель и задачи работы. Повышение комплекса свойств полуфабрикатов сплава 1901 системы Al-Zn-Mg путем воздействия на структуру методами деформационно-термической обработки.

Для достижения указанной цели в работе были поставлены и решены следующие задачи:

- Анализ литературных данных и определение комплекса требований к структурному состоянию алюминиевых сплавов, обеспечивающему повышение их пластичности и сопротивления разрушению.

- Обоснование выбора для исследований высокопрочного свариваемого сплава 1901 системы Al-Zn-Mg.

- Определение режимов деформации и выбор вида деформационно-термической обработки полуфабрикатов из сплава 1901.

- Исследование характера изменения структуры полуфабрикатов из сплава 1901 при различных режимах ДТО.

- Экспериментальное определение деформационных и температурных параметров ДТО сплава 1901, обеспечивающих в деформированных полуфабрикатах повышение пластических характеристик и ударной вязкости за счет получения равноосного мелкого зерна с развитой субструктурой.

Научная новизна.

- Установлена связь между структурным состоянием сплава 1901 и его механическими свойствами.

- Выявлены характерные особенности тонкой структуры сплава и ее изменения - под воздействием деформационно-термической обработки.

- Определены пути и конкретные деформационно-термические параметры процессов формирования такой структуры.

Практическая значимость.

- Показана принципиальная возможность методами ДТО повысить пластические свойства и сопротивление разрушению сплава 1901 системы Al-Zn-Mg при сохранении неизменным уровня прочностных свойств.

- Разработаны технологические режимы ДТО сплава 1901, обеспечивающие получение деформированных полуфабрикатов с повышенным комплексом свойств.

- В промышленных условиях (ОАО «ВИЛС») при изготовлении партий плит и листов из сплава 1901 с использованием ДТО подтверждена эффективность рекомендованных режимов.

Законченность работы определяется выполненным комплексом исследований и практической проверкой сделанных на их основе выводов и рекомендаций при изготовлении промышленной партии плит и листов из сплава 1901.

Достоверность результатов исследований подтверждается применением апробированных методов испытаний и исследований, хорошей сходимостью результатов, полученных в разных сериях экспериментов, и подтверждением их в производственных условиях.

Апробация работы. Основные положения работы доложены и обсуждены на второй Всероссийской научно-практической конференции «Системы качества. Управление качеством в вузе» в 2003 г. и двух Международных молодежных научных конференциях «Гагаринские чтения» в «МАТИ» - РГТУ им. К.Э. Циолковского в 2003 и 2004 гг.

Публикации. Основное содержание работы опубликовано в 7 статьях.

Объем и структура диссертации. Диссертация состоит из введения, обзора литературы, 7 глав, основных выводов и списка использованной литературы, включающего 131 наименование. Работа изложена на страницах машинописного текста, содержит рисунков, таблиц и одно приложение.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

1. Состояние вопроса

Одним из наиболее эффективных механизмов формирования структуры металлических материалов, который может быть реализован в условиях производства, является деформация. Сочетание пластической деформации с температурным воздействием в различных вариантах в рамках одного технологического процесса в значительной степени усиливает воздействие обоих этих факторов и позволяет обеспечить перестройку структуры сплавов в желательном направлении. К настоящему времени разработаны теоретические основы и классификация видов ДТО в зависимости от последовательности операций, используемого диапазона температур и характеров физических процессов, происходящих в металлических материалах.

В общем виде можно отметить, что при формировании структур, обладающих одновременно высокой прочностью и сопротивлением хрупкому разрушению, необходимо создать барьеры, которые не позволяли бы скапливаться в одной плоскости скольжения критическому количеству дислокаций, при которых возникают локальные перенапряжения кристаллической решетки; при этом проницаемость барьеров-должна позволять при перенапряжении передавать деформацию в соседний объем, т.е. обеспечивать релаксацию напряжений. Между барьерами дислокации должны двигаться свободно. Такую структуру можно получить в результате высокотемпературной или теплой деформационно-термической обработки.

Известны исследования высокотемпературной ДТО применительно к сплавам В95, В93, АК6, АК4-1, Д16 и т.п., однако отдельные попытки использования такой обработки для сплавов системы Al-Zn-Mg пока не дали положительных результатов. Между тем высокопрочные сплавы этой системы по комплексу характеристик, включающих свариваемость, прочность, широкий интервал температур закалки, малая чувствительность к скорости охлаждения при закалке, высокая технологическая пластичность при всех видах деформации, устойчивость к рекристаллизации, являются наиболее перспективными для ДТО. В качестве объекта исследований был выбран сплав 1901 - наиболее прочный из отечественных сплавов системы Al-Zn-Mg.

На основе анализа имеющихся литературных данных в работе были приняты следующие направления исследований:

- исследование влияния высокотемпературной пластической деформации и последующей термообработки на свойства и струк-

- туру полуфабрикатов из сплава 1901;

- исследование влияния теплой пластической деформации с последующей термообработкой на свойства и структуру полуфабрикатов из сплава 1901;

- разработка режимов деформационно-термической обработки с целью получения плит и листов из сплава 1901 с повышенными свойствами.

2. Общая методика выполнения работы

Работа выполнялась на плитах сплава 1901 промышленного производства толщиной 20-30 мм. В целях повышения достоверности полученных результатов и исключения влияния колебаний химического состава все исследования проводили на металле одной партии, имеющей средний химический состав по содержанию цинка и магния. На первой стадии работы оценивали исходные (базовые) механические свойства и структуру металла данной партии в состоянии после прокатки и термообработки по серийной технологии. Далее карты, вырезанные из плит, подвергали обработке по различным режимам, ДТО. Затем на них по стандартным методикам определяли механические свойства. Рентгено-структурным методом оценивали степень рекристаллизации, на оптических и электронных микроскопах исследовали характер излома и микроструктуру. Полученные характеристики механических свойств и структурного состояния сравнивали с исходными (базовыми) для оценки эффективности изучаемых режимов обработки.

3. Анализ и определение базовых физико-механических и структурных параметров плит сплава 1901 серийного производства

Химический состав сплава 1901 по ОСТ и фактический химический состав исследуемой партии плит представлены в таблице 1.

Таблица 1

Химический состав сплава 1901

Хим. элемент гп Мп Сг Т1 2х | Си Ре 81

Содержание, % Химический состав партии плит, использованной в данной работе

5,67 2,75 | 0.23 1 0.15 1 0,0671 0.08 0.12 ОД | 0.16

Химический состав сплава 1901 но ОСТ 1 92014-90

Содержание, % 5.4-6.2 2,4-3.0 0,1-0,3 0.120.25 0,030.1 0,070,12 <0.2 <0.3 <0.2

Для этой партии были получены следующие значения основных механических характеристик, принятых за базовые, с которыми в дальнейшем проводились сравнения при оценке эффективности исследуемых режимов ДТО:

КСи'=°П,5 Дж/см2.

Исследования структурного состояния полуфабрикатов из сплава 1901 показали, что структура плит, полученных по серийной технологии, является практически нерекристаллизованной с выраженной текстурой деформации и включениями интерметаллических фаз.

Исследования тонкой структуры плит в различных состояниях методами электронной микроскопии показали, что:

- для сплава характерна блочная структура с малоугловыми границами ( 9 от 1 до 3°) и средним размером блоков -40000 А;

- процессы распада твердого раствора происходят крайне неравномерно; плотность дисперсных выделений фаз - упрочнителей неоднородна и сильно отличается как по телу зерна, так и в зернах различных частей плиты (в глубине или на поверхности); с увеличением толщины плит, то есть с уменьшением общей степени деформации, эта неоднородность возрастает; имеются зоны вообще свободные от выделений;

- в блоках сильно развита дислокационная структура, однако плотность дислокаций также крайне неравномерна, и в соседних блоках может отличаться на несколько порядков.

В зонах пластической деформации:

- торможение дислокаций происходит только частицами второй фазы, которые имеют размеры в пределах 500-1000 А и расположены на границах блоков, тогда как границы зерен свободны от дислокаций;

- дислокации образуют изгибные контуры сложной формы, окружающие большие и малые области, свободные от дислокаций и в основном оконтуривающие границы блоков; при достижении предельных деформаций наблюдается сток дислокаций на границы с образованием фрагментированной структуры.

Излом сплава в состоянии максимальной прочности отражает смешанный характер разрушения и может быть охарактеризован как вязко -хрупкий, где границы зерен и блоков дают вязкую составляющую, а тело самих блоков формирует хрупкий или квазихрупкий скол.

Одновременно была проведена оценка изменений механических свойств и сопротивления деформации сплава в широком диапазоне температур (от 50 до 550 °С), степеней (от 2,5 до 40 %) и скоростей деформации (от 1,5 до 20 с'1). Полученные результаты позволили сделать вывод, что сплав может деформироваться в широком интервале температур и со скоростями, реально используемыми в процессах обработки металлов давлением.

С учетом полученных результатов, были определены основные направления совершенствования структуры и повышения на этой основе общих показателей сопротивления разрушению, а именно:

♦ получение мелкого равноосного зерна с развитой субструктурой;

♦ обеспечение максимального количества выделений фазы - уп-рочнителя оптимальных размеров 500-1000 А, наиболее эффективно тормозящих дислокации при их равномерном распределении по границам и телу зерна;

♦ исключение крупных включений вторых фаз, способствующих зарождению трещин.

4. Исследование влияния высокотемпературной ДТО на свойства и структуру полуфабрикатов из сплава 1901

В этом разделе работы изучали влияние на свойства сплава основных параметров ДТО:

- температуры деформации от 400 до 520 °С;

- степени деформации от 15 до 50 %.

После деформации незамедлительно проводили закалку с прокатного нагрева и старение при температуре 100°С в течение 24 часов. Прокатку карт проводили на лабораторном стане дуо 290 с окружной скоростью 0,6 м/с. Валки перед прокаткой прогревали до температуры 100-150°С. Технологическая схема ДТО карт сплава 1901 в сравнении с серийной технологией приведена на рис. 1. Режимы прокатки карт представлены в табл. 2.

Рис.1. Принципиальная технологическая схема получения и термообработки плит сплава 1901 в серийном производстве (слева) и с применением ДТО (справа). Двойной рамкой выделены элементы ДТО

Таблица 2

Режимы прокатки карт при определении влияния температуры и степени деформации на механические свойства сплава 1901

Исходная толщина темплета Но, мм Конечная толщина темплета Н. мм Изменение толщины темплета, АН.мм Степень деформации, % 1 емпература нагрева перед прокаткой, °С Число проходов при первой прокатке Число проходов при второй прокатке

17,5 14,9 2.6 15 460 470 480 1 -

20 15 5 25 460 470 480 1 1

21.4 14,98 6.42 30 460 470 480 2 1

23.1 15 8,1 35 460 470 480 3 1

25,0 15 10 40 460 470 480 4 1

30.0 15 15 50 460 470 480 6 1

Примечание: Фактический разброс температур деформирования ±3 °С; перед последним проходом при второй прокатке карты вновь нагревались до соответствующей температуры.

Механические свойства карт из сплава 1901 после ДТО приведены в таблице 3. Можно заметить, что при практически неизменном уровне прочностных характеристик и твердости наблюдается тенденция повышения пластических свойств и ударной вязкости с ростом температуры и степени деформации. В связи с этим, было исследовано влияние температур деформирования в расширенном диапазоне (400-520°С) при степени деформации порядка 25%, более приемлемой для обеспечения надежного захвата при прокатке. Полученные при этом данные приведены в таблице 4.

Таблица 3

Влияние температуры и степени деформации при ДТО на механические свойства сплава 1901

Степень Температ>ра о» СТО 2, нв, 'б. % кси,

деформации прокатки,"С МПа МПа МПа % % Дж/см2

£.%

15 460 535 431 1550 11.9 15.3 16,7

15 470 553 447 1560 11,9 15,2 16,3

15 480 528 424 1510 12,2 14,4 16,8

25 460 544 425 1520 12.2 14,3 15,3

25 470 531 409 1510 13 3 17.2 15.6

25 480 540 440 1560 12.6 16.0 13,4

30 460 541 439 1550 10.7 12,3 15,7

30 470 529 427 1490 11,0 14.0 16.1

30 480 530 430 1530 12,0 16,1 16,6

35 460 533 433 1510 11.1 13,1 15,6

35 470 520 421 1510 10,1 12,1 16,1

35 480 523 423 1520 10.9 13,0 16,4

40 460 534 421 1510 12.8 17.5 15.7

40 470 558 456 1540 10.6 13,0 15,6

40 480 533 428 1500 11,8 14.3 16.8

50 460 542 431 1500 11,1 15.4 17.2

50 470 533 420 1530 12.4 14.9 16.0

50 480 532 423 1490 13.8 18.6 17.2

Примечание: Время выдержки при температуре прокатки 60 мин, закалка, старение 100°С в течение 24ч; фактический разброс температур деформирова-

ния +3 °С.

Анализ изменений механических свойств показывает тенденцию роста пластических характеристик и особенно ударной вязкости (КСИ) с повышением температуры прокатки, что особенно заметно при температуре 520°С. Прочностные характеристики, как и в первой серии экспериментов, изменяются незначительно. При опробовании варианта обработки (Тдеф=470±3 °С, и £=25%), включающего двукратную, аналогичную по сумме (30+30мин), выдержку при температуре прокатки, где вторая выдержка давалась перед вторым проходом, обеспечивающим получение окончательной толщины, наблюдается некоторое повышение ударной вязкости, приближающееся к значениям, полученным при ТД(ф=520+3 °С, и е=25% с однократной выдержкой (перед первой прокаткой). Другие характеристики практически не изменяются.

Таблица 4

Влияние температуры прокатки при ДТО на механические свойства

сплава 1901 (при степени деформации =25%)

Температура прокатки, °С Механические свойства

МПа СТО 2, МПа НВ, МПа 6, % % кси Дж/см2

400 534 424 1500 12.6 15.1 15,4

420 551 442 1530 11,7 13,8 15,4

430 524 415 1485 12,3 17,7 15,7

440 519 388 1460 11,7 16.3 15.5

450 540 423 1515 12.8 14,8 16,3

460 544 425 1520 12,2 14,3 15,3

470 531 409 1510 13,3 17,2 15.6

480 540 440 1560 12.6 16,0 14,6

490 533 402 1490 12.1 14.9 16.1

520 539 435 1550 13,4 17,9 17,4

Время выдержки при температуре прокатки 60 мин, закалка, старение 100° - 24 ч

Из числа исследованных режимов ДТО в качестве оптимальных могут быть отмечены три, которые позволяют значительно повысить пластические характеристики и ударную вязкость сплава, практически не изменяя его прочность, предел текучести и твердость (табл.5).

Табчш/а 5

Изменение механических свойств сплава 1901 при оптимальных

условиях ДТО

Вид обработки. МПа °0 2, МПа нв, МПа 5, % кси, Дж/см2

Исходные свойства 532 422 1460 9,3 11,5

1. ДТО 460-480°С, е = 50 %,

выдержка 60 мин 535 424 1500 12,4 16,8

2. ДТО 460-480°С, е = 25 %. выдержка 30 + 30 мин 535 439 1510 12,0 16,8"

3. ДТО 520°С, е = 25 %, выдержка 60 мин 539 435 1550 13,4 17,4

Повышение механиче- № режима

ских свойств при ДТО. 1 - - + 2 + 33 + 46

%: 2 - + 3,5 + 3 + 29 + 46

3 - + 3 -6 + 44 + 51

Примечание; Старение при температуре 100 °С в течение 24 часов не позднее 3-6 суток после закалки.

Структура сплава После ДТО (деформация в интервале температур 400-490 °С) практически не рекристаллизована и мало отличается от типичной структуры, характерной для плит, полученных по серийной технологии, При температуре 520 °С можно отметить начало, ^кристаллизации (рис. 2а), в структуре плит наблюдаются заметЩЖ'.-изменен'ия,

V •« Л. ** '

характеризующиеся дроблением и более четкими гранишйш'зерен (рис. 26). Построению рентгенограмм можно предположить рШШйие процесса политизации, что объясняет полученные изменени»(<5Ьв^тств.'Изменения тонкой структуры, происходящие в сплаве в результате ДТО и выражающиеся в измельчении (в сравнении с исходным состоянием) блочной структуры, повышением равномерности и дисперсности выделений фаз-упрочнителей при сокращении зернографических выделений крупных некогерентных частиц

приводят, очевидно, к повышению степени равномерности распределения внутренних напряжений, а следовательно, к торможению локализации деформации при растяжении и повышению пластических характеристик.

Сохранение уровня прочности и твердости в сплаве при ДТО после нагрева при температуре 520 °С в течении 60 мин в отличие от серийной

обработки, говорит об эффекте так называемого «деформационного упрочнения», сопровождающегося возрастанием плотности дислокаций и развитием субструктуры. При этом, согласно литературным данным, процесс первичной рекристаллизации при закалке с прокатного нагрева подавляется, образующаяся после высокотемпературной деформации дислокационная структура отличается большей стабильностью и термической устойчивостью.

Анализ структуры изломов показывает, что применение указанных выше режимов ДТО не вносит принципиальных изменений в характер разрушения по сравнению с серийной технологией. Однако можно отметить некоторое увеличение доли транскристаллитного разрушения в образцах, подвергшихся деформационно-термической обработке (рис.2в).

Таким образом, изученные режимы высокотемпературной деформационно-термической обработки оказывают существенное влияние на тонкую структуру и позволяют при сохранении прочностных характеристик сплава 1901 получить повышение пластических свойств:- относительного удлинения до 40%, ударной вязкости до 50%.

а) рентгеннограмма б) микроструктура, * 400 в) характерный вил

излома сплава, х7000

Рис. 2. Структура сплава после ДТО по режиму: Тлеф=520°С, е=25%. закалка в

воду,

старение при 100 °С в течение 24 часов

5. Исследование влияния теплой. ДТО на структуру и свойства полуфабрикатов из сплава 1901

Целью исследований явилась интенсификация перестройки структуры путем стимулирования рекристаллизации за счет низкотемпературной деформации, проводимой перед окончательной термообработкой, включающей рекристаллизационный отжиг, закалку без дополнительного нагрева и старение по стандартному режиму (рис 3).

Горячая серийная прокатка Т„р=400-440°. £ до 85 % Теплая прокатка Тдсф=230.210,190.170.150 °С

Рис. 3. Технологическая схема ДТО (с указанием варьируемых параметров).

Двойной рамкой выделены элементы ДТО.

Исследования включали оценку твердости и характера излома, макро- и микроструктуы сплава. Кроме того, для оптимальных режимов проводили рентгенострукутурные и электронномикроскопические исследования, определение механических свойств по стандартным методикам, а также изучение структурных особенностей деформации и величины работы разрушения на установке ИМАШ-5с.

В результате экспериментов выявлена область факторов ДТО, при которых достигается полная первичная рекристаллизация сплава 1901:

- температура деформации: 170-190±3°С;

- степень деформации: 30-50%;

- температура отжига: 520-550±3°С;

- длительность отжига: 5-6 часов.

Механические свойства, определенные на картах, подвергнутых ДТО, приведены в табл.6.

Таблица 6

Сравнительные механические свойства плит сплава 1901 после ДТО и после серийной обработки

Механические испытания Испытания на машине ИМАШ-5с**'

а. МПа сто 2-МПа 3,% НВ, МПа кси, Дж/'см2 Средняя локальная деформация. &.р. % Максимальная локальная деформация, £та\, % Напряжение начала пластической деформации, а„.д, МПа Напряжение разрушения, Стр, МПа Работа разрушения, Нм

После обработки по серийной технологии После обработки по серийной технологии

532 422 9,3 1460 11,5 12.3 29.2 | 449 516 7.0

10,9 25,3 | 447 518 6.4

После ДТО по режиму: Тлеф=170±3°С, е=55%. отжиг 520+ЗсС - 4 часа, закалка, старение при 100 °С в течение 24 ч После ОТО по режиму Т*ф=170+3 °С, е=30%. Т111Л=550±3 °С, т0та.=6 % закалка, старение при 100 °С в течение 24 ч

503,5 401 15,5 1500 15,7 18,4 46,3 429 504 9.2

14,7 38.2 432 512 8,1

Изменение механических свойств после ДТО. %

-6 -5 + 63 + 3 + 37 +50 +35 +59 +51 -4 -3 +1,6 +32 +27

Усредненные данные по результатам испытаний 40 образцов **'В числителе представлены свойства вдоль, а в знаменателе - поперек направления пр окатки.

Анализ данных таблицы показывает, что обработка по выбранному режиму ДТО позволяет значительно повысить пластические характеристики: относительное удлинение на 60%, ударную вязкость на 30%. Значения предела прочности и предела текучести изменяются незначительно.

Пластичность материала после ДТО, характеризуемая средней локальной деформацией (коррелирует с характеристикой «относительное удлинение») и максимальной локальной деформацией, возросла примерно в 1,5 раза. Работа разрушения увеличилась в 1,3 раза, что согласуется с отмеченным выше увеличением ударной вязкости материала. Не-

которое снижение напряжения начала пластической деформации при том же уровне значения напряжений разрушения также указывает на большую пластичность материала после ДТО.

Структура сплава после ДТО заметно отличается от базовой структуры после обработки по серийной технологии. После ДТО, в частности, наблюдается измельчение блочной структуры (-25000 А), повышение равномерности выделений и более фрагментированные светлые области в дислокационных контурах. Исследования на установке ИМАШ-5с образцов, вырезанных из карт после серийной обработки и после ДТО показали существенные различия в характере деформационного рельефа (рис.4). Для последних характерно лучшее развитие рельефа, выше плотность полос скольжения, более позднее проявление локализации деформации, а также наблюдается перераспределение участков повышенной деформации с появлением следов второй системы скольжения.

Разрушение образцов во всех случаях носит смешанный характер, однако в образцах после ДТО отмечена большая доля транскристаллит-ного разрушения. В области больших пластических деформаций образуется фрагментированная структура с ультрамелким зерном.

а) е=12%, сер. технология, хЗООО

б) £=12%, после ДТО х 5000

в) е=33%, сер. технология х 5500

г) £=33%, после ДТО х 4000

Рис. 4. Деформационный рельеф полуфабрикатов сплава 1901 после обработки по серийной технологии и с использованием ДТО

' 6. Сравнительные исследования свойств сплава 1901 после высоко- температурной и теплой ДТО по оптимальным режимам

С целью исключения возможного влияния различий в условиях проведения экспериментов на разных этапах работы, были проведены сравнительные исследования трех оптимальных режимов ДТО в полностью идентичных условиях, т.е. на одном оборудовании, на металле той же партии.

В качестве исходных заготовок были выбраны карты размерами 30x120x170 мм, вырезанные из одной плиты. Деформацию осуществляли осадкой на пневматическом молоте двойного действия (вес падающих частей 75 кг, бойки 60x130 мм, энергия удара 60-70 кгс.м). Режимы обработок приведены в табл.7. Первый вариант представляет обычную стандартную технологию, включающую осадку с последующей закалкой. Второй - четвертый варианты представляют ранее установленные оптимальные режимы ДТО. Во всех случаях после ДТО проводилось старение по стандартному режиму 100 °С - 24 ч.. После обработки на полосах определялась твердость по Бринеллю, механические свойства, анализировалась макро- и микроструктура, а также структура изломов ударных образцов. Результаты испытаний представлены в таблице 7.

Характер изменений механических свойств имеет вполне удовлетворительное совпадение с данными, полученными выше. Однако, более четко выявляются преимущества в пластичности и ударной вязкости режима ДТО, включающего предварительную теплую деформацию и высокотемпературный отжиг (режим № 4); несколько уступает ему по этим показателям режим № 3. Изломы ударных образцов по внешнему виду очень близки, имеют мелкое зерно, серый матовый цвет, иногда с отдельными матовыми трещинками. Режим № 4 отличается существенно большим развитием поверхности (площади) излома, т.н. «волнистостью». Однако, при значительных увеличениях (х 7000) выявляются внутренние структурные особенности изломов, которые могут объяснить полученные отличия в механических свойствах, например, ударной вязкости (рис.5).

Таблица 7

Механические свойства полуфабрикатов сплава 1901 после ДТО по выбранным режимам

Варианты обработки Механические свойства

о„ МПа Ö02 МПа 5. % KCU, Дж/см2 HB. МПа

1 вариант Нагрев до 440 "С, выдержка 1 час. деформация при Тдеф~ 440 °С,£ = 33% до толщ. 20 мм, отжиг при Тотж=470 °С в течение 1,5 часа, закалка в воду 509,6 403,8 12,4 12,4 1420

2 вариант Нагрев до 470 "С, выдержка ЗОмин. деформация при Тдеф = 470 °С.е = 16% до толщ. 25 мм. нагрев до 470 °С. выдержка 30 мин, деформация при ТДСф = 470 °С, £ = 20 % до толш. 20 мм. закалка в воду 509,6 409,6 12,5 15,4 1440

3 вариант Нагрев до 520 °С, выдержка I час, деформация при Т1Сф= 520 °С, е = 33% до толщ. 20 мм, закалка в воду 525,3 399 14,8 17,1 1430

4 вариант Нагрев до 170 °С, выдержка 3 часа, деформация при Т1сф= 170 °С, е = 33% до толщ. 20 мм, отжиг при Т„™=550 °С в течение 6 часов, закалка с 550 "С в воду 482,3 382,6 17,3 18,2 1370

Примечание: приведенные данные являются усредненными по результатам испытаний 10 образцов

а) вариант 1 б) вариант 2 в) вариант 3 г) вариант 4

Рис. 5. Изломы сплава после обработки по различным вариантам (х7000)

Доля вязкой составляющей в изломе растет от исходного состояния (режим № 1), где она наименьшая, далее к 2, 3 и 4 режимам. При этом обращает на себя внимание повышение в том же порядке доли чашечного излома при одновременном измельчении самих чашек (фасеток). Косвенно это свидетельствует об измельчении блочной структуры при переходе от стандартной обработки к обработке с использованием ДТО, соответственно по 2. 3 и 4 режимам.

При сравнительном исследовании указанных выше вариантов был применен метод компьютерного моделирования на базе отечественной системы рБогш. Для каждого из этих режимов задавались условия, близкие к реальному процессу: температура нагрева заготовок под деформацию, время переноса от печи к инструменту, время остывания заготовок в инструменте до начала деформации, температура и материал инструмента и пр. Для моделирования в качестве аналога выбран сплав Д16. Полученные результаты показывают, что температурные поля, накопленная деформация а также сопротивление деформации распределяются по сечению поковки достаточно равномерно, за исключением приповерхностных слоев толщиной 1-2 мм, где отмечены максимальные значения накопленной деформации.

7. Опытно - промышленное опробование оптимальных режимов ДТО сплава 1901

Оптимальные режимы деформационно-термической обработки, установленные в данной работе (режимы №№ 3 и 4 в табл. 7) были опробованы в условиях прокатного производства ОАО «ВИЛС» при изготовлении из сплава 1901 промышленных партий плит толщиной 20 мм и листов толщиной 3,5 мм. Результаты сравнительных испытаний механи-

ческих свойств карт и листов, прокатанных по серийной технологии и с применением ДТО, приведены в табл.8.

Результаты опробования показали, что применение предложенных режимов обработки в условиях промышленного производства вполне реализуемо, не вызывает трудностей при встраивании элементов ДТО в серийный технологический процесс производства плит и листов и не требует дополнительного оборудования. Полученные данные подтверждают приведенные выше результаты и показывают возможность получения в промышленных условиях прироста пластичности и ударной вязкости сплава 1901 за счет применения рекомендованных режимов обработки на 30-40 %. Прочностные характеристики и твердость при этом практически не изменяются.

Таблица 8

Сравнительные характеристики полуфабрикатов сплава 1901 после обработки по серийной технологии и с применением ДТО

Механические свойства

Технология о,- Со.2 5. кси. НВ, МПа

МПа МПа % Дж/сч2

Листы 3,5+0.2 мм

Серийная 504 425 12,5 - 1450-1500

Опытная (вариант № 4) 496 404 16,9 - 1430-1490

Плиты 20+1.0 мм

Серийная 534 430 8.8 11.7 1550-1620

Опытная (вариант Л'« 3) 525 424 12,6 15,9 1500-1560

Примечания: 1) испытания проводили на образцах по ГОСТ 1497-73,

ГОСТ 9012-93, ГОСТ 9454-60; 2) представленные значения механических свойств являются усредненными по результатам испытаний 30 образцов.

Основные выводы

1. На основе анализа общих закономерностей формирования строения и свойств высокопрочного свариваемого сплава 1901 системы А1-7п-М§ определены основные требования к его структуре, необходимые для обеспечения повышения пластичности и сопротивления разрушению:

♦ получение мелкого равноосного зерна с развитой субструктурой;

♦ обеспечение максимального количества выделений фазы-упрочнителя оптимальных размеров 500-1000 А, наиболее эффективно тормозящих дислокации при их равномерном распределении по границам и телу зерна;

♦ исключение крупных включений вторых фаз, способствующих зарождению трещин.

Показано, что указанная структура может быть получена методами, включающими деформационно-термическую обработку (ДТО).

2. Установлено структурное состояние плит из сплава 1901, являющееся типичным для полуфабрикатов, полученных по серийной технологии: нерекристаллизованная структура с выраженной текстурой деформации и включениями избыточных фаз; блочная структура, состоящая из блоков со средним размером 4000 А и с малоугловыми границами; выделения фаз-упрочнителей неоднородны и сильно отличаются по плотности и размерам, границы отмечены мелкими строчечными включениями; крупные частицы являются источником возникновения концентраторов напряжений и могут способствовать образованию трещин.

3. Исследованы следующие схемы ДТО при получении плит из сплава 1901:

а) горячая деформация, закалка после деформации (без дополнительного нагрева) и старение с широким диапазоном изменений основных параметров: температура деформации от 400 до 520 °С; степень деформации от 15 до 50%;

б) теплая деформация, высокотемпературный отжиг, совмещенный с закалкой, и старение с широким диапазоном изменений основных параметров: температура деформации от 150 до 230 °С; степень деформации от 10 до 80 %; температура отжига от 460 до 550 °С; выдержки при отжиге от 1 до 10 часов.

4. Показана возможность повышения пластических свойств и сопротивления разрушению в плитах из сплава 1901 при сохранении уровня прочностных характеристик за счет использования комбинированной деформационно-термической обработки и определены конкретные схемы обработки, обеспечивающие повышение свойств и оптимизацию структуры сплава, а именно:

а) Нагрев до температуры 170-190±5 °С, выдержка в течение 180± 10 минут, деформация £=30-50%; отжиг при температуре 520-550±5 °С в течение 5-6 часов, закалка в воду; старение при температуре 100 °С в течение 24 часов.

В результате получен прирост относительного удлинения на 63%, ударной вязкости на 37 %, работы разрушения на 32%, средней локальной деформации на 50 % и максимальной локальной деформации на 59 % в сравнении с обработкой по серийной технологии.

б) Нагрев до температуры 500-520±5 °С, выдержка в течение 60±10 минут, деформация =30-50 %; закалка в воду, старение при температуре 100 °С в течение 24 часов.

В результате получен прирост относительного удлинения и ударной вязкости соответственно на 40 и 35 % в сравнении с обработкой по серийной технологии.

5. Повышение пластических свойств и ударной вязкости после ДТО связано со структурными изменениями, происходящими в сплаве, в том числе с измельчением блочной структуры; повышением равномерности и дисперсности выделений фаз-упрочнителей и дислокационных полей; устранением выделений стержневидной формы; измельчением областей, ограниченных изгибными контурами (формирующимися скоплениями дислокаций), до размеров одного блока, формированием в областях,

прилегающих к зоне разрушения, участков локальной фрагментации с пониженной плотностью дислокаций. Указанные структурные изменения способствуют релаксации напряжений и повышению пластичности за счет повышения вязкости матрицы и равномерности протекания деформации по телу зерна. При том в структуре излома при сохранении смешанного характера разрушения наблюдается увеличение доли вязких составляющих в виде характерной фасеточной структуры.

6. В промышленных условиях на ОАО «ВИЛС» с использованием рекомендованных режимов ДТО изготовлены партии плит и листов из сплава 1901, обладающие повышенными относительным удлинением и ударной вязкостью без снижения прочностных свойств.

7. Предложенные схемы комбинированной деформационно-термической обработки могут быть включены в существующие технологические процессы производства полуфабрикатов из сплава 1901 без установки дополнительного оборудования.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. Мануйлова Н.Б. Влияние комбинированной деформационно -термической обработки на свойства сплава 1901. Технология легких сплавов, № 3, 2004.

2. Мануйлова Н.Б. Технологические аспекты управления качеством плоского проката из сплава 1901. Сб. тезисов докл. второй Всероссийской научно-практической конференции «Системы качества. Управление качеством в вузе» «МАТИ» - РГТУ им. К.Э. Циолковского, МГТУ СТАНКИН, 2003.

3. Мануйлова Н.Б. Технологическая инновация — двухстадийный процесс прокатки плит из сплава 1901 с термодинамическим стимулированием полигонизашш структуры для повышения сопротивлению разрушению при динамическом нагружении. Научные труды «МАТИ» - РГТУ им. К.Э. Циолковского, вып. 6 (78). М: И ГЦ «МАТИ» - РГТУ им. К.Э. Циолковского, 2003.

4. Мануйлова Н.Б. Использование комбинированной деформационно-термической обработки для повышения эксплуатационных характеристик алюминиевых сплавов. В сб. тезисов докладов XXIX Международной молодежной научной конференции «Га-гаринские чтения». М: ИТЦ «МАТИ» - РГТУ им. КЗ. Циолковского, 2003, с. 98-99.

5. Мануйлова Н.Б. К вопросу о путях повышения прочности и эксплуатационной надежности авиационных материалов. В сб. тезисов докладов XXIX Международной молодежной научной конференции «Гагаринские чтения». М: ИТЦ «МАТИ» - РГТУ им. К.Э. Циолковского, 2003, с. 106-107.

6. Мануйлова Н.Б. К вопросу о влиянии различных вариантов комбинированной обработки на механические свойства сплава 1901. Научные труды «МАТИ» - РГТУ им. К.Э. Циолковского, выпуск 7 (79). М: ИТЦ «МАТИ» - РГТУ им. К.Э. Циолковского, 2004.

7. Мануйлова Н.Б. Принципиальные аспекты управления качеством плоского проката из сплава 1901 системы Л1-7и-М§. В сб. тезисов докладов XXX Международной молодежной научной конференции «Гагаринские чтения». М: ИТЦ «МАТИ» - РГТУ им. К.Э. Циолковского, 2004, с. 35-36.

Формат 60 х 84 V Усл. печ.л. 1. Уч. изд л. 0,7. Печать на ризографе. Тираж 100 экз. Заказ № 79

Типография ИЦ МАТИ 109240, Москва. Берниковская наб., 14.

Введение.

Глава 1. Высокопрочные алюминиевые сплавы, их общая характеристика, вопросы разрушения и виды упрочняющей обработки.

1.1. Общая характеристика, строение, фазовый состав и принципы легирования высокопрочных алюминиевых сплавов системы Al-Zn-Mg.

1.2. Особенности пластической деформации и разрушения алюминиевых сплавов.

1.3. Виды упрочняющей обработки алюминиевых сплавов.

1.3.1. Металлургические методы.

1.3.2. Деформационные методы.

1.3.3. Термические методы.

1.3.4. Комбинированные (деформационно-термические) методы упрочнения. Принципы деформационно-термической обработки.

1.4. Выводы по обзору литературы.

Глава 2. Материал и методика исследований.

2.1. Общая методика выполнения работы.

2.2. Методика исследования механических свойств.

2.3. Методика структурных исследований.

2.4. Методика исследования тонкой структуры.

2.5. Методика расчета напряженно-деформированного и температурно-скоростного состояния деформируемого материала методом конечных элементов

Глава 3. Анализ и определение базовых физико-механических и структурных параметров плит сплава 1901 серийного производства.

3.1. Постановка задачи и методика исследования.

3.2. Определение базового уровня физико-механических свойств плит из сплава 1901.

3.3. Оценка свойств сплава 1901 при различных температурах и скоростях деформации.

3.4. Исследования микроструктуры плит после обработки по серийной технологии.

3.5. Исследование структурных превращений в сплаве 1901 при пластической деформации.

3.6. Выводы по главе.

Глава 4. Исследование влияния высокотемпературной деформационно-термической обработки на свойства и структуру плит из сплава 1901.

4.1. Постановка задачи и методика исследований.

4.2. Исследование влияния параметров деформации на механические свойства плит из сплава 1901.

4.3. Оценка влияния оптимальных режимов деформационно термической обработки на структуру плит сплава 1901.

4.4. Выводы по главе.

Глава 5. Исследование влияния теплой деформации на свойства и структуру плит из сплава 1901.

5.1. Постановка задачи и методика исследований.

5.2. Разработка технологических параметров процесса обработки.

5.3. Исследование свойств и структуры сплава 1901 после оптимальных режимов обработки.

5.4. Исследование особенностей деформации и разрушения сплава 1901, подвергнутого деформационно-термической обработке.

5.5. Выводы по главе.

Глава 6. Сравнительные исследования свойств сплава 1901 после высокотемпературной и теплой деформационно-термической обработки по оптимальным^режимам.

6.1. Постановка задачи и методика исследований.

6.2. Обсуждение результатов. 6.3. Изучение напряженно-деформированного и температурноскоростного полей в процессе сжатия плоской заготовки.

6.4. Выводы по главе.

Глава 7. Опытно-промышленное опробование оптимальных режимов деформационно-термической обработки сплава 1901.

7.1. Выбор технологических процессов изготовления плоского проката из сплава 1901 для опробования режимов ДТО.

7.2. Оценка эффективности применения деформационно-термической обработки.

7.1. Выводы по главе.

Общеизвестно, что магистральным путем развития машиностроения, в особенности транспортной техники, является борьба за снижение массы, поскольку снижение массы обеспечивает возможность создания наиболее легких, компактных, экономичных изделий. Говоря о стоимости изделия, следует разделять его себестоимость в производстве, определяющуюся использованием наиболее передовых материалов и технологий, увеличивающих коэффициент использования материала и производительность труда, и стоимость эксплуатации изделия, которая определяется энергопотреблением и межремонтным циклом. Естественными путями решения этой проблемы является стремление конструкторов использовать наиболее легкие и прочные материалы.

В настоящее время наиболее распространенными материалами в машиностроении являются стали. Недостатком стальных конструкций является прежде всего большая масса, что неприемлемо в таких отраслях, как авиационная, космическая техника и ряд других. Именно эти отрасли являются пионерами в применении более современных, легких материалов, таких как алюминиевые сплавы. Широкая сырьевая база, развитые производственные мощности, большая гамма сплавов с разнообразным сочетанием свойств - высокая технологичность при выплавке, литье, всех видах горячей и холодной деформации и механической обработки, удовлетворительная коррозионная стойкость, удельная прочность, жесткость конструкций при значительно меньшей массе, стоимость, сопоставимая со сталью, все это обуславливает широкое применение алюминиевых сплавов в различных отраслях экономики. Основным преимуществом высокопрочных сплавов алюминия по сравнению со сталью при использовании в конструкциях является высокая удельная прочность в сочетании с высокой пластичностью. Кроме того, преимущество алюминиевых сплавов проявляется в тех случаях, когда требуется повышенная жесткость конструкции, поскольку жесткость пропорциональна кубу рабочего сечения (Ев3). Для сравнения:

Сталь 30 ХГСА имеет прочность 120 МПа, плотность - 7,8; удельную прочность - 15,4.

Алюминиевый сплав В95 имеет прочность 60 МПа, плотность 2,8; удельную прочность - 21,4.

Производство изделий и полуфабрикатов из алюминиевых сплавов развивается быстрее многих других отраслей металлургической промышленности и по объему занимает в настоящее время первое место среди производства других цветных металлов и второе после производства стали и чугуна.

Наряду с космической и авиационной отраслями, алюминий широко применяется в машиностроении (автомобили с алюминиевым корпусом, вагоны скоростных поездов и метро), в строительстве ( сборно-разборные конструкции, вечные кровли, рамы, переплеты, отделочные декоративные детали интерьера), в криогенной технике (алюминий не подвержен охрупчиванию при низких температурах) и в других отраслях.

Такой широкий диапазон применения алюминиевых сплавов возможен, естественно, в связи со значительным разнообразием их свойств. В зависимости от системы легирования алюминиевые сплавы отличаются по свойствам. Они делятся на деформируемые, литейные, жаропрочные, коррозионностойкие, высокопрочные, свариваемые, особые и пр.

Наибольший интерес представляют прочные сплавы, поскольку применение различных методов упрочнения, требующих совершенствования существующих технологий, приводит к повышению не только качества, но и стоимости продукции. При этом следует учитывать, что работоспособность конструкций определяется не только уровнем прочностных характеристик, но и запасом пластичности, определяющим сопротивляемость хрупкому разрушению.

Рассмотрим в связи с этим известные методы управления свойствами алюминиевых сплавов.

Прежде всего, свойства сплавов зависят от системы легирования и меняются в зависимости от относительного содержания легирующих элементов. Для достижения наилучших свойств необходимо оптимальное соотношение этих элементов. В результате многих исследовательских работ было установлено оптимальное содержание легирующих элементов в алюминиевых сплавах различных групп и изменение этих соотношений привело бы лишь к ухудшению свойств сплавов. Следовательно, для улучшения свойств алюминиевых сплавов необходимо прибегнуть к разработке новых эффективных технологий изготовления полуфабрикатов.

Из числа известных методов упрочняющей обработки сплавов (металлургических, термических и деформационных) наиболее эффективными, обеспечивающими повышению всего комплекса физико-механических свойств металлических материалов, являются комбинированные методы, сочетающие пластическую деформацию и термическую обработку. Пластическая деформация сама по себе способна активно воздействовать на структуру полуфабрикатов и, следовательно, изменять их физико-механические свойства, в частности, резко повышать пластические характеристики и сопротивление разрушению. Чтобы убедиться в этом достаточно сравнить свойства литого и деформированного металла.

В современной практике различные процессы пластической деформации используются в основном для получения необходимых форм и размеров полуфабрикатов. Применяются также деформационные методы упрочнения материалов, чаще всего сталей, в виде холодной и теплой прокатки, вытяжки, прессования (нагартовка, патентирование и др), а также в сочетании с термическим воздействием (так называемая деформационно-термическая обработка). Известны отдельные экспериментальные работы в области использования такой комбинированной обработки для алюминиевых сплавов (в основном в низкотемпературных областях), которые, однако, не нашли практического применения, поскольку, как правило, приводили к снижению пластических характеристик при росте предела текучести. Существенным недостатком работ в этой области является также недостаточно обоснованный выбор алюминиевых сплавов для исследований.

К наиболее перспективным системам легирования, которые позволяют получать после термообработки максимально достижимые сегодня значения прочности, относятся системы Al-Zn-Mg, Al-Zn-Mg-Cu, Al-Cu-Li-Cd, а также сплавы систем Al-Mg-Li и Al-Zn-Mg с добавками скандия [1].

Хотя максимально достигнутый сегодня уровень прочности относится к сплавам системы Al-Zn-Mg-Cu (сплав В96, имеет <тв>70 МПа на прессованных полуфабрикатах), тем не менее сплавы сплавы системы Al-Zn-Mg по комплексу технологических характеристик при литье, обработке давлением и, в особенности, свариваемости имеют бесспорные преимущества, обеспечивающие более высокую производительность при всех видах производства и обработки полуфабрикатов, а также в сварных конструкциях. Учитывая, что роль сварки и область ее применения, как наиболее прогрессивного процесса создания конструкций, в последние годы активно расширяется, в том числе и при создании высоконагруженных ответственных изделий, повышение характеристик именно сплавов системы Al-Zn-Mg представляет наибольший интерес.

Понятие свариваемость, применительно к алюминиевым сплавам, включает: сопротивляемость образованию горячих (кристаллизационных) трещин при сварке, сопротивляемость образованию трещин во времени под действием напряжений в конструкциях (т.н. сопротивляемости замедленному или задержанному разрушению), обеспечение достаточно высокой прочности сварного соединения в результате естественного охлаждения после сварки и последующего старения (т.е. способность принимать частичную закалку на воздухе) до 80-90% прочности основного металла. Кроме того, широкий интервал температур закалки и высокая технологическая пластичность при всех видах деформации делает эти сплавы наиболее перспективными для комбинированной деформационно-термической обработки.

Целью настоящей работы является повышение пластических характеристик и ударной вязкости полуфабрикатов сплава 1901 системы А1-Zn-Mg за счет воздействия на структуру методами деформационно-термической обработки.

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. На основе анализа общих закономерностей формирования строения и свойств высокопрочного свариваемого сплава 1901 системы Al-Zn-Mg определены основные требования к его структуре, необходимые для обеспечения повышения пластичности и сопротивления разрушению:

• получение мелкого равноосного зерна с развитой субструктурой;

• обеспечение максимального количества выделений фазы-упрочнителя оптимальных размеров 500-1000 А, наиболее эффективно тормозящих дислокации при их равномерном распределении по границам и телу зерна;

• исключение крупных включений вторых фаз, способствующих зарождению трещин.

Показано, что указанная структура может быть получена методами, включающими деформационно-термическую обработку (ДТО).

2. Установлено структурное состояние плит из сплава 1901, являющееся типичным для полуфабрикатов, полученных по серийной технологии: нерекристаллизованная структура с выраженной текстурой деформации и включениями избыточных фаз; блочная структура, состоящая из блоков со средним размером 4000 А и с малоугловыми границами; выделения фаз-упрочнителей неоднородны и сильно отличаются по плотности и размерам, границы отмечены мелкими строчечными включениями; крупные частицы являются источником возникновения концентраторов напряжений и могут способствовать образованию трещин.

3. Исследованы следующие схемы ДТО при получении плит из сплава 1901: а) горячая деформация, закалка после деформации (без дополнительного нагрева) и старение с широким диапазоном изменений основных параметров: температура деформации от 400 до 520 °С; степень деформации от 15 до 50%; б) теплая деформация, высокотемпературный отжиг, совмещенный с закалкой, и старение с широким диапазоном изменений основных параметров: температура деформации от 150 до 230 °С; степень деформации от 10 до 80 %; температура отжига от 460 до 550 °С; выдержки при отжиге от 1 до 10 часов.

4. Показана возможность повышения пластических свойств и сопротивления разрушению в плитах из сплава 1901 при сохранении уровня прочностных характеристик за счет использования комбинированной деформационно-термической обработки и определены конкретные схемы обработки, обеспечивающие повышение свойств и оптимизацию структуры сплава, а именно: а) Нагрев до температуры 170-190±5 °С, выдержка в течение 180±10 минут, деформация 8=30-50%; отжиг при температуре 520-550+5 °С в течение 5-6 часов, закалка в воду; старение при температуре 100 °С в течение 24 часов.

В результате получен прирост относительного удлинения на 63%, ударной вязкости на 37 %, работы разрушения на 32%, средней локальной деформации на 50 % и максимальной локальной деформации на 59 % в сравнении с обработкой по серийной технологии. б) Нагрев до температуры 500-520±5 °С, выдержка в течение 60±10 минут, деформация 8=30-50 %; закалка в воду, старение при температуре 100 °С в течение 24 часов.

В результате получен прирост относительного удлинения и ударной вязкости соответственно на 40 и 35 % в сравнении с обработкой по серийной технологии.

5. Повышение пластических свойств и ударной вязкости после ДТО связано со структурными изменениями, происходящими в сплаве, в том числе с измельчением блочной структуры; повышением равномерности и дисперсности выделений фаз-упрочнителей и дислокационных полей; устранением выделений стержневидной формы; измельчением областей, ограниченных изгибными контурами (формирующимися скоплениями дислокаций), до размеров одного блока, формированием в областях, прилегающих к зоне разрушения, участков локальной фрагментации с пониженной плотностью дислокаций. Указанные структурные изменения способствуют релаксации напряжений и повышению пластичности за счет повышения вязкости матрицы и равномерности протекания деформации по телу зерна. При том в структуре излома при сохранении смешанного характера разрушения наблюдается увеличение доли вязких составляющих в виде характерной фасеточной структуры.

6. В промышленных условиях на ОАО «ВИЛС» с использованием рекомендованных режимов ДТО изготовлены партии плит и листов из сплава 1901, обладающие повышенными относительным удлинением и ударной вязкостью без снижения прочностных свойств.

7. Предложенные схемы комбинированной деформационно-термической обработки могут быть включены в существующие технологические процессы производства полуфабрикатов из сплава 1901 без установки дополнительного оборудования.

Заключение

Полученные результаты показывают, что методами, сочетающими деформационное и термическое воздействие, можно добиться существенного улучшения свойств сплава 1901. Однако при использованных режимах обработки практически не происходит принципиальной перестройки структуры с образованием полностью полигонизованной субструктуры с равноосным зерном. Учитывая устойчивость данного сплава к рекристаллизации, целью дальнейших работ следует считать создание термодинамического стимула рекристаллизации и использование этого стимула для эффективного управления структурой.

ГЛАВА 5. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ТЕПЛОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА СВОЙСТВА И СТРУКТУРУ ПЛИТ ИЗ

СПЛАВА 1901

Результаты исследований и выводы, изложенные к главе 4, показывают, что полноценной перестройки структуры сплава методами высокотемпературной деформации получить не удается. Поэтому в настоящем разделе работы была поставлена и решалась двойная задача:

- определить комплекс термодеформационных параметров обработки, обеспечивающих получение оптимального структурного состояния (мелкое равноосное зерно с развитой субструктурой);

- разработать и предложить технологию обработки проката, пригодную для промышленного производства и обеспечивающую ожидаемый прирост пластических характеристик сплава и его сопротивления разрушению.

Естественным путем получения такой рекристаллизованной структуры является, как это следует из анализа литературы, прежде всего создание термодинамического стимула рекристаллизации, который обеспечивается низкотемпературной деформацией, проводимой перед окончательной термической обработкой.

5.1. Постановка задачи и методика исследований

В качестве материала для исследований были использованы горячекатанные плиты сплава 1901 той же партии, что и в гл. 3 и 4, толщиной 30 мм.

Плиты разрезали на заготовки под прокатку размером 30x400x1000 мм. После прокатки полученные полосы разрезали на карты 200x300 мм. Прокатка проводилась на клиновом стане с диаметром валков 650 мм при температурах 150-230°С в полупромышлепных условиях.

Работа выполнялась в два этапа. В первой серии экспериментов (рис.5.1) прокатку проводили при постоянной температуре 230°С, степени деформации изменялись от 10 до 80% (е=Ю, 15, 25, 40 и 80 %).Отжиг проводился на картах при температурах 460, 480, 500, 520 и 550°С и выдержках 1, 3, 5, 10 часов с закалкой в воду. Во всех случаях карты после закалки подвергались одноступенчатому старению по стандартному режиму 100°С, 24 часа.

Рис. 5.1. Технологическая схема комбинированной ДТО, принятая в первой серии экспериментов (с указанием варьируемых параметров). Двойными рамками выделены элементы ДТО

Учитывая поставленную в первой серии экспериментов задачу и большое количество вариантов обработки (100), на картах измерялась только твердость (НВ) и по микростуктуре оценивалась степень рекристаллизации, после чего выборочно производился рентгеноструктурный анализ. Полученные характеристики, так же как и ранее (гл. 4), сравнивались с аналогичными для сплава после серийной обработки.

На втором этапе более детально исследовались варианты обработки, отобранные в результате первой серии экспериментов. Эти исследования дополнительно включали: оценку характера излома, макро- и микроструктуры, а для оптимальных режимов электронномикроскопические исследования характера разрушения, определение механических свойств по стандартным методикам, а также исследование структурных особенностей и величины работы разрушения на установке ИМАШ - 5с. Более детально методика исследований на этой установке приведена ниже. Во всех случаях использовалась единая схема (рис. 2.1, 2.3) вырезки образцов и темплетов из карт, подвергнутых обработке.

5.2. Разработка технологических параметров процесса обработки

Анализ микроструктуры образцов, вырезанных из карт после проведения ДТО, позволяет сделать вывод о том, что лишь температуры отжига 520-550°С при длительных выдержках позволяет получить визуально наблюдаемые рекристаллизованные зерна (рис 5.2). При всех других температурах отжига, оценивавшихся в данной серии экспериментов (460-520°С) и степени деформации до 40%, уровень рекристаллизации практически не отличается от уровня, характерного для серийной обработки. Однако, теплая прокатка, применяемая в данном случае, приводит к появлению более яркой строчечной структуры прокатки (рис 5.3). Это говорит о чрезвычайно высокой устойчивости сплава 1901 к рекристаллизации, что связано с содержанием в нем таких легирующих добавок, как хром и цирконий. С другой стороны это позволяет рассчитывать на высокую термическую устойчивость полученной в результате ДТО рекристаллизованной структуры.

Рентгеновский анализ также показывает, что состояние материала после теплой прокатки при температуре 230°С и отжиге при температуре 520° 1-2 часа при степенях деформации 10-40% характеризуется наличием преимущественной ориентировки зерен. Слабые точечные рефлексы на отрезках дебаевских линий свидетельствуют о наличии самой начальной стадии первичной рекристаллизации. Увеличение продолжительности отжига при температуре 550°С до 5 часов с различной степенью деформации при прокатке (15, 25,40%) характеризуется первичной рекристаллизацией. В пределах 30 - 40% влияние степени деформации уже сказывается на виде рентгенограмм. Увеличение времени выдержки с 5 до 10 часов при 550°С может привести к собирательной рекристаллизации (укрупняются рефлексы от рекристаллзованных зерен) (рис. 5.4). Однако отжиг при 520 °С даже в течение 10 часов недостаточен для прохождения первичной рекристаллизации во всем объеме металла.

Рис. 5.2. Микроструктура плит после ДТО (теплая деформация при 230 °С, 8=40%, отжиг 550°С -10 часов, закалка, старение 100°С -24 часа). х400

Рис. 5.3. Микроструктура плит после ДТО (теплая деформация при 230 °С 8=40%, отжиг при температуре 460°С-5 часов, закалка и старение 100 °С 24 часа).

Увеличение степени деформации до 80% при том же режиме отжига (550°С, 10 часов) приводит к рекристаллизации во всем объеме. По характеру рефлексов можно предположить, что это вторичная рекристаллизация (рис 5.5).

Таким образом, рекристаллизация на сплаве 1901 может быть достигнута. Однако, в условиях предварительной деформации при температурах 200 - 230°С и выше для получения полностью рекристаллизованной структуры необходимы длительные выдержки при температурах, близких к критическим для данного сплава, и высоких степенях деформации (до 80%). Кроме того, что все это крайне непрактично и неудобно для производства. Следует подчеркнуть ещё опасность появления собирательной рекристаллизации при общей неравномерности прохождения процесса рекристаллизации по всему объему металла. Следовательно, термодинамический потенциал рекристаллизации в данном случае недостаточен и должен быть повышен, причем за счет снижения температуры и увеличения степени деформации, а не за счет повышения длительности отжига, что может повлечь за собой прохождение собирательной рекристаллизации. а) То™=520 °С - 2 часа б) Тотж=550 °С - 5 ч в) Т Отж=550 °С - 10 ч Рис. 5.4. Влияние температуры и времени выдержки при отжиге на степень рекристаллизации структуры сплава при ДТО (деформация при температуре

230 °С, 8=30-40%)

Рис. 5.5. Прохождение вторичной рекристаллизации в сплаве после ДТО по режиму: Тдеф=230 °С, б=80%, отжиг 550 °С - 10 ч, закалка, старение 100 °С -24 ч.

Таким образом, необходимо снижать температуру предварительной деформации для того, чтобы обеспечить смещение области рекристаллизации в сторону меньшей деформации. Следовательно, полученные выше результаты исследований казалось бы позволяют существенно сузить границы варьирования одного параметра из четырех, речь идет о температуре деформации. Однако, учитывая сильное влияние этого параметра на структуру сплава и технологичность (производительность) процесса прокатки, было признано целесообразным в следующей серии экспериментов варьировать температуру деформации в сторону ее снижения с шагом 20°С, варианты температур отжига оставить без изменений, а варианты длительности отжига и степени деформации сохранить в тех же пределах, но с уменьшенным шагом. Таким образом, имея четыре переменных параметра и учитывая вероятность изменения значимости факторов при других температурах предварительной деформации, был проведен многофакторный эксперимент, включающий изучение влияния всех четырех переменных факторов - степени деформации, температуры деформации, длительности отжига и температуры отжига, каждый из которых варьируется на пяти уровнях (табл 5.1). Принципиальная схема процесса с указанием варьируемых параметров приведена на рис.5.6. Матрица планирования эксперимента приведена в табл. 5.2. Такой подход позволил значительно сократить количество исследуемых вариантов и образцов по сравнению с первым этапом. Критерием оценки технологии, как и в первом случае, служила степень рекристаллизации материала, наблюдаемая визуально на .микрошлифах проб, отобранных от образцов после проведения ДТО и оцениваемая в баллах от 0 до 10.

1. Елагин В.И. Проблемы развития сплавов системы Al-Zn-Mg. ТЛС № №, 1999, стр. 7-13.

2. Фридляндер И.Н. Высокопрочные деформируемые алюминиевые сплавы.-М.Юборонгиз, 1960.

3. Михеева В.И. Химическая природа высокопрочных сплавов алюминия с магнием и цинком. -М.: АНСССР, 1947.

4. Н.Ф. Лашко, С.В. Лашко-Авакян. Свариваемые легкие сплавы. -М.: Судпромгиз, 1960.

5. Сальдау П.Я. Изв. СФХА АНСССР, т 19, 1949.

6. G. Siebel, Н. Vosskuhler. Metallwirtschaft №51,52 1167. 1940.

7. Фридляндер И.Н., Кутайцева Е.И. Высокопрочный алюминиевый сплав В 95. -М.: ИТЭИН. АН СССР, 1956.

8. B.W. Mott, J. Thompson. Metall Treatment 15. № 53, 54. 1948.

9. Нестерович Л.Н. Исследование структуры и свойств высокопрочных деформируемых алюминиевых сплавов. Диссертация. Минск, 1962.

10. E.N. Dix. Transaction of American society for metals. P 1057-1127, У42. 1950, № 4 c.143-153, № 5 c. 179.

11. И.Добаткин В.И. О структурном упрочнении алюминиевых сплавов. Сб. Металловедение легких сплавов. -М.: Наука, 1965, с 116-124.

12. Андерсон В.А. Стареющие сплавы на алюминиевой основе. Сб. Старение сплавов. -М.: Металлургиздат, 1962.

13. W. Rosenkranz. Исследования самозакаливающихся алюминий-цинко-магниевых сплавов. Ч. 1 и 2. Metall 15, 1961, № 5, 9.

14. Н. Vosktikler. Werkstoffe und corrosion 1950 № 8,9

15. Schmalrried und gerold. Z. Metallkunde № 49, 1958, 291c.

16. Чухин Б.Д. Разработка высокопрочного свариваемого алюминиевого сплава специального назначения. Автореферат, Москва, 1967.

17. Исследование влияния состава и режимов термообработки на структуру и свойства листов поковок и профилей из сплава АЦМ. ВИЛС. Технологический отчет по НИР 0064-500, 1965, инв.№ 866.

18. Изучение и производственное опробование сплава 101 на основе Al-Zn-Mg. Техн. Отчет ВИЛС по теме 0035-265, 1963, инв.№ 511.

19. Архипов И.П. Влияние малых добавок титана, циркония и бериллия на структуру и свойства сплавов АВ, Акб и В93.-М.:Автореферат, 1955.

20. R.W. Elkington. J of the Jnst of metals № 3, 1962

21. Н.Ф. Лашко, С.В. Лашко. Некоторые проблемы свариваемости металлов. -М.: Машгиз, 1963.

22. Фридман Я.Б. Строение и анализ изломов металла. -М.: Машгиз. 1960.

23. Дроздовский Б.А. Фридман Я.Б. Влияние трещин на механические свойства конструкционных сталей. -М.: Металлургиздат, 1960.

24. Морозов Е.М., Полак А.С., Фридман Я.Б. Доклады АН СССР, 1964, 156 № 3,с. 537.

25. Финкель В.М. Физические основы торможения разрушения. -М.: Металлургия, 1977, с.343.

26. Бочвар А.А. Известия АН СССР, ОТН. 1945 №9, 1126.

27. Бочвар А.А. Известия АН СССР, ОТН. 1947 №10, 1369

28. Бочвар А.А. Известия АН СССР, ОТН. 1945 №5, 649

29. Вязкость разрушения высокопрочных материалов. Сб. докладов конференции 1970 г. в Лондоне. -М.: Металлургия, 1973. пер.с англ. 298 стр.

30. Роль дислокаций в упрочнении и разрушении металлов / Иванова B.C., Гордиенко Л.К., Геминов В.Н., Зубарев П.В., Фридман З.Г. -М.: Наука, 1965.

31. Уайэтт, Д. Дью-Хьюз. Металлы керамики полимеры. Пер. с англ. под ред. д. ф-м. н. Любова Б.Я.-М.:Атомиздат, 1979,с. 575.

32. Бернштейн М.Л. Термомеханическая обработка металлов и сплавов. Т.1 -М.: Металлургия, 1968,с. 594.

33. Лахтин Ю.М. Металловедение и термическая обработка металлов. —М.: Металлургия, 1976, 405 стр.

34. Li 1М. J.Appl. Phys 1961 V32 3, р 525.

35. Финкель В.М., Иванов В.П., Середа В.Е., Муратова Л.Н. Труды МИХМ, вып. 52, -М, 1974, с 19-32.

36. Александров А .Я., Ахметзянов М.Х. Поляризационно — оптические методы механики деформируемого тела. -М.: Наука, 1973, 576 стр.

37. Финкель В.М., Подкауро A.M., Иванов В.П., Тялин Ю.И. Изв. Вузов «Физика», 1975, №1, с 50-55.

38. Lange F. F. Phil. Mg. 1967 v 16, 142, p 761-770.

39. Финкель B.M., Иванов B.M., Подкауро A.M. Изв. Вузов «Физика», 1976, т.21, вып. 8, с 150-165.

40. Проблемы прочности / Финкель В.М., Подкауро A.M., Иванов В.М., Тялин Ю.И. 1976, № 7, с 58-64.

41. Мусхелишвили Н.И. Некоторые основные задачи математической теории упругости.—М.: Наука, 1966, 707 стр.

42. Иванова B.C. Усталостное разрушение металлов. -М.: Металлургия, 1963,272 стр.

43. Ed wards A, Goodier 1 .N. J. Appl Mech. Trans ASME, 1939. V55. p 39.

44. Папасюк B.B., Бережницкий Л.Т., Трусин И.И. Проблемы прочности, 1972, №7, с 3-9.

45. Лилан Э., Паркус Г. Термоупругие напряжения, вызываемые стационарными температурными полями. Пер. с нем. -М.: Физматгиз, 1958, 167 с.

46. Финкель В.М., Барышев Г.А. Проблемы прочности, 1973, №7, с 54-57.

47. Финкель В.М., Барышев Г.А., Березовский В.М. Труды ТИХМ, вып. 4, Тамбов, 1970, с 202-205.

48. Tanaka К, More Т, Nakamura Т. Trans. Iron and Steel Inst of Japan< 1971, VI1 6, p 383-389.

49. Дриц М.Е., Корольков A.M., Гук Ю.П., Герасимова Л.П., Петрова Э.Н. Разрушение алюминиевых сплавов при растягивающих напряжениях. -М.: Наука, 1973,с. 215.

50. Малиновский P.P. Труды МАТИ, вып. 67. -М.: Машиностроение, 1966, с 79.

51. Тосира Кобаяси. Прочность и разрушение алюминиевых сплавов. Докл. В высшей технологической школе г. Тоёхаси. Пер. с англ. ДМ. ГПНТБ СССР, с 1-21, ротапринт, с.50.

52. D Tomas Interganular Tracture and Stress Corrosion cracking/ Electron Microscopy and Strengh of Crystall, 1963.

53. Kelly A. and Nichlson R.B. Prog. Mat Sei 10 1963 15

54. Gurland J and Plateau. Trans. ASM 56 1963 442

55. Clark W.G. J. End. Ind. Trans/ ACME 94 1972 291

56. Ludtka G.M. and Laughlin Met Trans 13 A 1982 411

57. Prince R.C. and Martin J.W. Acta Met 27 1979 1401.

58. Андреев А.Д., Макаров Г.С., Гогин В.Б. Анализ некоторых закономерностей процесса дегазации расплава при продувке его инертным газом. Сб. Металловедение сплавов легких металлов. М.Наука, 1970, с 72-80.

59. Шаров М.В., Пиляков Ю.П. О процессах поглощения и выделения водорода алюминием и сплавами. Сб. Металловедение сплавов легких металлов. М.Наука, 1970, с 80-86.

60. Некоторые вопросы обработки расплава алюминиевых сплавов в вакууме / Гогин В.Б., Макаров Г.С., Митволь Л.С., Митин В.П. Сб. Металловедение сплавов легких металлов. М.Наука, 1970, с 87-91.

61. Исследование процессов рафинирования алюминиевых и магниевых сплавов дистилляцией в вакууме / Лукашенко Э.Е., Погодаев A.M., Копач И.И., Кузнецова В.П.Сб. Металловедение сплавов легких металлов. М.Наука, 1970, с 91-98.

62. Чеканов А.Н. Рафинирование алюминиевых сплавов методом вакуумирования в миксере. Сб. Обработка легких и жаропрочных сплавов. -М: Наука, 1976, с 132-139.

63. Березин Л.Г., Цыплухин И.П. Преимущества метода электрофлюсового рафинирования при отливке слитков алюминиевых сплавов. Сб. Металловедение сплавов легких металлов. М.Наука, 1970, с 98-100.

64. Флюсовая обработка и фильтрование алюминиевых расплавов / Курдюмов А.В., Инкин С.В., Чулков B.C., Графас Н.И. -М: Металлургия, 1980, 196 с.

65. Балахонцев Г.А., Зиновьев В.К. Структура и свойства слитка при кристаллизации в электромагнитном поле. Сб. Металловедение сплавов легких металлов. М.Наука, 1970, с 108-112.

66. Гецелев Э.Н. Формирование жидкой зоны слитка при литье в ЭМК. Сб. Обработка легких и жаропрочных сплавов. -М: Наука, 1976, с 147-151.

67. Эскин Г.И. Усовершенствование процесса непрерывного литья слитков легких сплавов с применением ультразвуковой обработки расплава. Цветные металлы, № 12, 1976, с 45-47.

68. Балахонцев Г.А., Зубова Н.М., Гогин В.Б. Влияние технологии обработки расплава на качество слитков из сплава 1541, 1541 гр2 для производства основ магнитных дисков. ТЛС № 10, 1990.

69. Шаров М.В. Борьба с газовой пористостью в алюминиевых сплавах. Сб. Металловедение легких сплавов. М: Наука, 1965, с 6-18.

70. Макаров Г.С., Гогин В.Б. Современное состояние и направления совершенствования производства слитков из алюминиевых сплавов. ТЛС, №№5-6, 2001, с 17.

71. Калачев Б.А., Тимошкин А.В. Влияние способа внепечной обработки на структуру и свойства сплава АЛ-4. ТЛС № 4, 2001, с 23-25.

72. Рафинирование и фильтрация алюминиевых сплавов за рубежом. Обзор по зарубежным источникам. ВИЛС ОНТИ№№ 19-20, 1968, 4л.

73. Добаткин В.И., Эскин Г.И. Недендритная структура в слитках легких сплавов. Цветные металлы, № 12, 1991, с 64-66.

74. Аношкин Н.Ф. Новые материалы, полученные методом гранул. Цветные металлы, № 12, 1991, с 49-52.

75. Полькин И.С., Борзов А.Б. Механическое легирование новый процесс получения материалов с аномальными свойствами. Цветные металлы, № 12, 1991, с 54-56.

76. Бернштейн М.Л. Структура деформированных металлов. -М: Металлургия, 1977, 428 с.

77. Лахтин Ю.М. Металловедение и термическая обработка металлов. -М: Металлургия, 1976, 405 с.

78. Изучение тонкой структуры деформированного высокопрочного сплава Al-Zn-Mg / Григорьева Н.А., Ковалевская Т.А., Козлов Э.В., Чухин Б.Д. Сб. Пластическая деформация сплавов. Томск: ТГУ, 1986, с 184-193.

79. Макаров Г.Е. Закономерности рафинирования расплава при непрерывном литье слитков алюминиевых сплавов. Цветные металлы, № 12, 1991,с 15-18.

80. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. -М: Металлургия, 1974, 400 стр.

81. Металловедение алюминия и его сплавов. Отв. ред. И.Н. Фридляндер. -М: Металлургия, 1971, 352 стр.

82. Промышленные деформируемые спеченные и литейные алюминиевые сплавы. Отв. ред. Ф.И. Квасов, И.Н. Фридляндер. -М: Металлургия, 1972,552 стр.

83. Фридляндер И.Н., Зайцева Н.И., Гершкова Н.С. Особенности термической обработки сплавов системы Al-Zn-Mg. Сб. Обработка легких и жаропрочных сплавов. -М: Наука, 1976, с 199-205.

84. Галацкий Б.Д., Фридляндер И.Н. Металловедение и термическая обработка металлов. 1962, № 11, 13.

85. Келли А., Николсон Р, Дисперсионное твердение. -М-.Металлургия, 1966.

86. Thomas G., Nutting J. J.Inst. Metals, 1959-1960, v 88, p 81.

87. A.A. Баренов, А.А. Минаев, A.JT. Геллер, В.П. Горбатенко. Проблемы совмещения горячей деформации и термообработки. —М: Металлургия, 1985,с. 128.

88. В.И. Добаткин. О термомеханической обработке алюминиевых сплавов. ТЛС № 5, 1967, с 16-17.

89. М.Л. Бернштейн. Структура деформированных металлов. -М: Металлургия, 1977,с. 427.

90. М.Л. Бернштейн, В.А. Займовский, Л.М. Капуткина. Термомеханическая обработка стали. -М: Металлургия, 1983, 480 стр.

91. М.Х. Рабинович. Термомеханическая обработка алюминиевых сплавов. -М: Машиностроение, 1972,с. 169.

92. М.Е. Смагоринский, А.А. Буленда, С.В. Кудряшов. Справочник по термомеханической и термоциклической обработке металлов. С-Пб. Политехника, 1992,с. 390.

93. Ю.П. Гуль. Теоретические и технологические основы термомеханико-термической обработки. Металлургия и коксохимия, 1987, № 92 . с 713.

94. М.Х. Рабинович, М.В. Маркушев. Применение алюминиевых сплавов с ультрамелкозернистой структурой в ответственных конструкциях. Цветные металлы, 1990, № 12, с 87-91.

95. И.И. Новиков, В.К. Портной. Способы получения ультрамелкого зерна в сплавах на разной основе. Термообработка и физика металлов, 1984, №9, с 31-35.

96. Дж.Ф. Нотт. Основы механики разрушения. Пер. с англ. -М: Металлургия, 1978, 182 с.

97. Технология обработки промышленных алюминиевых сплавов для обеспечения сверхпластичности при повышенных скоростях деформации. Metals and Mat. Soc 2001, № 3, с 23-26.

98. Ю.М. Вайнблат, В.Г. Давыдов, П.А. Шаршагин. Управление структурой полуфабрикатов из сплава 1420 с помощью спонтанной рекристаллизации. ТЛС №1-2, 1999, с 78-85.

99. О.М. Ховова, О.М. Жигалина, О.П. Думанский. Исследования процесса рекристаллизации деформированных пересыщенных твердых растворов в условиях высокоскоростного нагрева. Сб. трудов 5 собрания металловедов России. Куб.ГТУ, 2001, с 56-58.

100. М.Л. Бернштейн, С.С. Горелик. Рекристаллизация металлов и сплавов. -М.: Металлургия, 1978, 568 с.

101. Н.М. Рябыкин, Ю.В. Процив. Феномен критической степени деформации и его роль в формировании разнозернистых структур. ТЛС № 1,2002, с5.

102. В.И. Фарбер, О.В. Сегиванова. Классификация процессов релаксации напряжений и их проявление при пластической деформации металлов. Металлы, № 1, 2001, с 110-115.

103. И.П. Петрунькова. Особенности рекристаллизации плит из сплава 1973 в зависимости от температуры деформации. ТЛС № 4, 1997, с 35.

104. С.Т. Конобеевский. Изв. АН СССР № 13, 1993, с 185.

105. Н.Н. Буйнов, P.P. Захарова. Распад металлических пересыщенных твердых растворов. -М: Металлургия, 1964.

106. Особенности влияния низкотемпературной термомеханической обработки на механические свойства плит сплава 1201 / В.И. Елагин и др. ТЛС №9, 1990, с 46-51.

107. В.И. Елагин, А.И. Орозов, В.Н. Ананьев. Исследование НТМО массивных заготовок из сплава 1450 с применением различных видов холодной деформации. ТЛС, № 5, 1995, с 24-32.

108. Исследование влияния режимов НТМО на свойства листов из сплавов 1451, 1430, 1441 / В.И. Елагин, А.И. Орозов, Н.М. Щегова, В.А. Тарасов. ТЛС № 5, 1996, с 40-43.

109. Влияние холодной деформации на структуру и механические свойства листов сплава 1430 / B.C. Сандлер, Т.Н. Никольская, Н.И. Колобнев, Л.Б. Хохлатова. МИТОМ № 4, 1996, с 22-24.

110. В.В. Телешов. Влияние холодной деформации на микроструктуру катаных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов. ТЛС № 4, 1985, с 58.

111. В.В. Телешов. Металловедческие основы стабилизации свойств катаных плит из алюминиевых сплавов путем регламентации параметров правки растяжением и изгибом. ТЛС № 3, 2002, с 5.

112. З.А. Свидерская, А.А. Ващенко. Влияние пластической деформации на свойства стареющих сплавов системы Al-Cu-Li. Сб. Металловедение легких сплавов.-М: Наука, 1965, с 135-144.

113. M. Conserva and M-Leoni. Effect of thermal and thermo-mechanical Processing of the properties of Al-Mg alloys. Met. Transaction 1975. V6 N1 с 189-207.

114. B.A. Павлов, Ю.Н. Филиппов, С. А. Фризен. Повышение прочности конструкций. Физика металлов и металловедение. 1965, т. 20, вып. 5.

115. Е. DiRusso, М. Conserva, F. Gatto and Markush H. Thermomechanical treatment of higt strength Al-Zn-Mg(Cu) alloys. Met. Transaction 1973. 4 p 1133-1144.

116. Е.И. Кутайцева, З.Г. Филиппова, C.A. Боровов. Влияние термомеханической обработки на свойства сплава В95ц.Сб. Металловедение сплавов легких металлов. -М: Наука, 1970, с. 29-33.

117. С.Ю. Клепачевская, Ю.М. Вайнблат, Л.Б. Бер. Принципы выбора режимов НТМО листовых полуфабрикатов сплава Д16. ТЛС, 1983, № 2, с 15-17.

118. М.Х. Рабинович, В.И. Елагин. К вопросу о высокотемпературной термомеханической обработке алюминиевых сплавов. Сб. Металловедение сплавов легких металлов. -М: Наука, 1970, с 21-29.

119. Эволюция мелкозернистой структуры в сплаве 7075 в процессе горячей ковки и отжига. РЖ мет. 15 № 5, 2002.

120. И.П. Жегина, Н.И. Колобнев, Л.Б. Хохлова. Способность к торможению разрушения в сплавах Al-Li в зависимости от структурных и технологических факторов. ТЛС № 5, 1999, с 11-15.

121. П.И. Полухин, С.К. Горелик, В.К. Воронцов. Процессы, инициируемые во время выдержек после горячей деформации и во время нагрева после холодной пластической деформации. Сб. Физические основы пластической деформации. -М: Металлургия, 1982,584 с.

122. F. Gatto, М. Conserva, Е. DiRusso. Thermomechanical treatment of higt strength aluminium alloye Aluminium 1975. Milano, 4 c 193-213.

123. Дж. Бурке, В. Вайтс. Достижения в области обработки металлов давлением. Пер. с англ. -М: Металлургия, 1981, 272 с.

124. J. Waldman, H.Sulinski, Н. Markus. The effect of Ingot Processing Treatments of the Grain Sise and properties of A1 alloy 7075. Met. Transaction 1974. 3V5.

125. Исследование возможности повышения механических свойств плит из сплавов В95пг и Д16г путем усовершенствования технологии их производства / В.И. Елагин, В.В. Захаров, А.А. Петрова, В.И. Смоленцев. ТЛС № 1, 1982, с 13.

126. Ю.М. Вайнблат, Н.С. Карулина, Б.А. Копелиович, А.В. Курбатова. ТЛС № 5, 1981, с 6.

127. Б.А. Копелиович, А.В. Курбатова, Н.С. Карулина. Влияние строчечных включений избыточных фаз и распределение дисперсных частиц, содержащих марганец и хром, на пластичность и К1с полуфабрикатов из сплавов Д16 и В95. ТЛС № 3, 1982, сЗ.

128. Ю.М. Вайнблат, А.В. Курбатова, Б.А. Копелиович. TJ1C № 1, 1984.

129. А.А. Кольцова, В.Г. Давыдов. ТЛС № 7, 1983, с 5.

130. Патент 2170282 МПК с 22 F 1/05 ОАО Красноярский металлургический завод.

131. Патент 2176284 МПК с 22 F 1/04 ОАО Красноярский металлургический завод.

132. Л.Н. Пасхин, Н.А. Шариганин, Э.А. Варфаломеев. Кинетика рекристаллизации и режимы отжига листов алюминия марки АД-1 при высокоскоростном нагреве. ТЛС № 11, 1988.

133. В.М. Бузанов, Ю.М. Вайнблат, Н.А. Шаршанин. Влияние температурно-скоростных условий деформации и предварительной термообработки на напряжение течения и структуру сплава Д-1. ТЛС №3,1984.

134. Г.Е. Гольдбухт. Влияние термомеханической и термоциклической обработки на свойства сплавов системы Al-Mg-Li. ТЛС №9-10, 1991, с 33-39.

135. Чухин Б.Д., Шейнин Б.Е., Глаголева A.M., Шурупова Э.Г. Высокопрочный свариваемый алюминиевый сплав для танковой брони. Вестник бронетанковой техники, № 4, 1964.

136. ВСЕРОССИЙСКИЙ ИНСТИТУТ ЛЕГКИХ СПЛАВОВв лс

137. ОТКРЫТОЕ АКЦИОНЕРНОЕ . ОБЩЕСТВО

138. S96, Москва, ул. Горбунова, 2 " Телефон: (095) 444-91 -07 Факс: (095) 448-67- >5 .Телетайп:11189S "Сплав"id/^mi-soот "200 Г.1.1

139. ALL-RUSSIA INSTITUTE OFLIG ALLOYS1. JOINT STOCK COMPANY121596, Moscow, Oorbunov Str."^"1. Tel: (0

140. Fax: (095)448-67-15; — Teletype: HI"жтабрЖДАЮ"o ^йшого' даржтоРА incn4л1. J V- Ч /VI*1. КАЧАЛОВ !. . 2004 г.f 4bMv iu IMi^ffi' I ■t «лОД^ХШ»»,,

141. ЗАКЛЮЧЕНИЕ no проведенной МГАТУ им.К.Э«Циолковского и ВИЛСом совместной работе по исследованию различных режимовдеформационно-термической обработки листов из алю —t .шниевого сплава"1901. ." ; ~11лттФ#4,> t t Js'y •• if f „-V, <1 •ft-'

142. Предложенные варианты ДТО включают: ' , .1.вариант: > *- горячая прокатка по стандартному для сплава 1901 режиму при температурах 440-400°С; „ ' 66о'

143. Г^с$арени0-1 ступени при температуре Ю0°С, 24 часа.

144. Ч M's-A,. I .- ■ . , . -W '• v , * 2 вариант:г1 iJrt » , >1 *•.•.л njpt« 4» ■ .— .

145. Полученные-результаты показывают:

146. Применение предложенных режимов ДТО позволяет повысить характе-^:;ристи1си относительного удлинения и ударной вязкости проката сплава 1901 , среднем на 25-30$.1.. ' "г •' V. ■ ■ . . . .

147. Предложенные варианты ДТО могут быть использованы в рамках'со-Г^Шршанствования серийной технологии прокатки листов и плит терлоупро --^чЙйемкх алюминиевых сплавов.1. J *j ^ • I1. НАЧАЛБНЖ ЛАБОРАТОРИИ■>: ПРОКАТКИ № 2, К.Т.Н. ^^ СОЛОМ ШИК Я. Л.

148. РЕЗУЛЬТАТЫ СРАВНИТЕЛЬНЫХ ИСПЫТАНИЙ МЕШШЕСККХ СВОЙСТВ СПЛАВА 1901