автореферат диссертации по металлургии, 05.16.04, диссертация на тему:Совершенствование составов и технологии модифицирования алюминиевых сплавов на основе систем Al-Cu-Mg, Al-Zn-Mg-Cu и Al-Li

/

На правах рукописи ци^*' ■

СМИРНОВ Владимир Леонидович

СОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ СОСТАВОВ И ТЕХНОЛОГИИ МОДИФИЦИРОВАНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ СИСТЕМ А1-Си-М& А1-гп^-Си И АЫл

Специальность 05.16.04 - «Литейное производство»

- 1 ОКТ 2009

Автореферат

диссертации на соискание учёной степени кандидата технических наук

Екатеринбург - 2009

003478618

Работа выполнена в ГОУ ВПО «Уральский государственный университет - Ух имени первого Президента России Б.Н. Ельцина»

Научный руководитель:

доктор технических наук, профессо] Замятин Виктор Михайлович

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессо] Баранов Михаил Владимирович

кандидат технических наук, старший научный сотрудник Шадрин Георгий Григорьевич

Ведущая организация:

Корпорация «ВСМПО-АВИСМА», г. Верхняя Салда

Защита состоится «23» октября 2009 г. в 15.°° часов на заседании диссерт ционного совета Д 212.285.08 при ГОУ ВПО «Уральский государственный ун верситет - УПИ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» в зале Учёно Совета (ауд. I), по адресу: 620002, г. Екатеринбург, Мира 19, УГТУ-УПИ.

Ваш отзыв на автореферат в двух экземплярах, заверенный гербовой печ тью, просим направлять по адресу: 620002, г. Екатеринбург, К-2, ул. Мира, 1 УГТУ-УПИ, учёному секретарю. Факс (343) 374-38-84. E-mail: infmity777@el.ru.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ГОУ ВПО «Уральск! государственный университет - УПИ имени первого Президента России Б. Ельцина».

Автореферат разослан « 2009 г.

Учёный секретарь диссертационного совета, профессор, доктор технических наук

->

С.В. Карелов

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. В современном авиастроении широко применяются полуфабрикаты из многокомпонентных алюминиевых сплавов благодаря хорошему сочетанию их механических, коррозионных и конструкционных свойств. Для обшивки и внутреннего набора элементов планера самолета (фюзеляж, крыло, киль) успешно используются высокопрочные алюминиевые сплавы на основе систем Al-Cu-Mg (серия 2ххх) и Al-Zn-Mg-Cu (серия 7ххх). Кроме того, в конструирование отдельных узлов и деталей авиатехники активно начинают внедряться новые алюминий-литиевые сплавы.

Несмотря на широкое практическое применение сплавов на основе указанных систем, существуют определенные трудности при производстве полуфабрикатов с уровнем свойств, регламентируемых нормативной документацией. Очень часто наблюдается недопустимо низкий уровень и значительный разброс механических свойств толстых плит (60+150 мм), получаемых горячей прокаткой крупногабаритных слитков толщиной 300+400 мм сплавов на основе систем Al-Cu-Mg (2024 и 2124) и Al-Zn-Mg-Cu (7050, 7075, 7175, 7475, В96ц-3пч). На момент начала диссертационного исследования хотя и удавалось получать плиты указанной толщины с уровнем свойств, отвечающих требованиям нормативной документации, однако стабильности в этом процессе не было.

Известно, что структура и свойства плит зависят от режимов горячей прокатки и термической обработки. Однако параметры отмеченных технологических операций регламентированы в сравнительно узких пределах и их изменение нежелательно. Поэтому в данной работе избран путь стабилизации структуры и свойств плит за счет повышения качества слитка, которое в существенной степени зависит от параметров литья: температуры и скорости, расхода охлаждающей воды. Эти технологические факторы, обеспечивающие отливку крупногабаритных слитков без образования в них горячих и холодных трещин, подобраны эмпирически, и их изменение, как показал промышленный опыт, вызывает повышенное трещинообразование. Между тем, такие металлургические факторы как химический состав и процесс модифицирования сплавов могут изменяться в сравнительно широких пределах, поэтому основное внимание в работе и было уделено поиску путей улучшения качества слитков, и, как следствие, качества толстых плит за счет корректировки химического состава сплава в регламентированных стандартами и техническими условиями пределах, а также процесса модифицирования сплавов при полунепрерывном литье из них крупногабаритных слитков из слож-нолегированных алюминиевых сплавов.

Согласно стандартам и техническим условиям содержание легирующих элементов в многокомпонентных алюминиевых сплавах изменяется в достаточно широких пределах. Как правило, выбор конкретного химического состава сплавг осуществляется в средней части регламентируемых концентрационных интервалов. Исследование образцов от плит с низкими значениями механических свойсп показало, что при указанном выборе химического состава сплавов в микрострук туре плит часто наблюдается значительная объемная доля нерастворенных фаз. Е связи с этим представляло интерес разработать рациональный подход к выбора химических составов многокомпонентных алюминиевых сплавов, основанный н; данных их термического анализа, предельной совместной растворимости леги рующих компонентов в алюминиевой матрице при температуре нагрева сплаво] под закалку и закономерностях образования фаз с участием как легирующих, та1 и примесных элементов.

Кроме того, как показывает производственный опыт, действующий комби нированный способ модифицирования алюминиевых сплавов систем А1-Си-М^ ] А1-2п-1^-Си не является рациональным, поскольку результаты исследовани крупногабаритных слитков и изготовленных из них полуфабрикатов свидетельст вуют о том, что в микроструктуре сплавов наблюдается увеличение толщины эв тектических прослоек по границам зерен и укрупнение интерметаллидных фа кристаллизационного происхождения.

Вышеизложенное свидетельствует о том, что повышение качества крупнс габаритных слитков и, как следствие, полуфабрикатов из многокомпонентны алюминиевых сплавов представляет собой актуальную научно-техническую задг чу.

Цель работы заключается в определении состава фаз и температур фазовы превращений в многокомпонентных алюминиевых сплавах; в разработке рацш нального подхода к совершенствованию составов и технологии модифицирована алюминиевых сплавов на основе систем А1-Си-Г^, А1-2п-М§-Си и А1-1Л при п< лунепрерывном литье крупногабаритных слитков, предназначенных для изгото] ления полуфабрикатов с заданным комплексом механических и конструкционнь: свойств.

Для достижения поставленной цели потребовалось:

- определить температуры фазовых превращений (равновесного и неравн весного солидуса, ликвидуса) и температуры начала линейной усадки многоко! понентных алюминиевых сплавов на основе систем А1-Си-М§, А1-гп-1^-Си А1-1л сплавов при плавлении и неравновесном затвердевании;

- установить влияние химического и фазового состава многокомпонентнь

алюминиевых сплавов на основе систем А1-Си-Мц и А1-2п-Мц-Си на механи

-4-

ские свойства плит толщиной 60-И50 мм, получаемых горячей прокаткой плоских слитков толщиной 300+400 мм;

- уточнить содержание основных легирующих элементов с точки зрения минимизации избыточных фаз в сплавах на основе систем Al-Cu-Mg и Al-Zn-Mg-Cu, применяемых для получения толстых плит с требуемым уровнем механических и конструкционных свойств;

- выявить закономерности влияния расхода модифицирующих лигатур Al-3%Ti-0,15%C и Al-5%Ti-l%B на структуру сплавов систем Al-Cu-Mg и Al-Zn-Mg-Cu при полунепрерывном литье слитков;

- обосновать рациональные химические составы ряда алюминий-литиевых сплавов, применяемых для изготовления слитков по серийной технологии.

Научная новизна работы

1. Определены температуры эвтектических и перитектических превращений в алюминиевых сплавах на основе систем Al-Cu-Mg, Al-Zn-Mg-Cu и Al-Li при неравновесной кристаллизации; уточнен состав фаз в крупногабаритных слитках и плитах толщиной 604-150 мм при различных режимах термообработки.

2. Установлены пределы легирования алюминиевых сплавов систем Al-Cu-Mg (2024, 2124) и Al-Zn-Mg-Cu (7050, 7075, 7175, 7475, В96ц-3пч), позволяющие получать крупногабаритные слитки и полуфабрикаты с заданным комплексом механических и конструкционных свойств.

3. Установлены и обоснованы концентрационные пределы комбинированного модифицирования алюминиевых сплавов на основе систем Al-Cu-Mg (2014, 2024, 2124) и Al-Zn-Mg-Cu (7050, 7075, 7175, 7475, В96ц-3пч) лигатурными прутками Al-5%Ti-l%B и Al-3%Ti-0,15%C, обеспечивающие получение однородной мелкозернистой структуры крупногабаритных слитков при полунепрерывном литье и уменьшение дефектов в плитах и штамповках в виде расслоений.

Практическая значимость работы

На основании обобщения экспериментальных данных предложены, обоснованы и внедрены в производство скорректированные химические составы сплавов систем Al-Cu-Mg и Al-Zn-Mg-Cu. За счет этого, а также реализации усовершенствованной технологии модифицирования сплавов, заключающейся в применении рационального расхода лигатур Al-5%Ti-l%B и Al-3%Ti-0,15%C при полунепрерывном литье крупногабаритных слитков, оказалось возможным получать плиты толщиной 60+150 мм с требуемым и стабильным уровнем механических и конструкционных свойств, а также уменьшить разброс свойств плит в продольном, поперечном и высотном направлениях.

За счет корректировки химических составов сплавов серий 2ххх и 7ххх и усовершенствования технологии их модифицирования при полунепрерывном литье слитков оказалось возможным изготавливать штамповки сложной конфигурации без образования в них расслоений.

Апробация работы

Основные положения и результаты диссертационной работы были доложены и обсуждены: на VIII Съезде литейщиков России, г. Ростов-на-Дону, 2007 г.; на XIII отчётной конференции молодых учёных ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, г. Екате ринбург, 2007 г.; на IV Российской научно-технической конференции «Физические свойства металлов и сплавов», г. Екатеринбург, 2007 г.; на XII Российской конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов», г. Екатеринбург, 2008 г.

Публикации. По теме диссертационной работы опубликовано 12 печатны) работ.

Структура и объём работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав общих выводов по работе и библиографического списка из 100 наименований, из ложена на 178 страницах машинописного текста, содержит 45 рисунков и 44 таб лицы.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертационной работь сформулированы её основная цель и задачи, показаны научная новизна и практи ческая значимость.

Глава 1. Влияние металлургических и технологических факторов и процесс кристаллизации металлов и сплавов (обзор литературы)

В данной главе представлен аналитический обзор отечественной и зарубе» ной литературы, касающийся вопросов о современных представлениях механизм зарождения и роста кристаллов, влияния модифицирующих добавок на данны процесс, а также воздействия легирующих и примесных элементов на кристалл! зацию отливок и слитков, на структуру и свойства сплавов.

Отмечено, что важную роль в процессе кристаллизации отливок и слиткс играют металлургические и технологические факторы. Их сочетание предопред ляет получение полуфабрикатов с требуемыми свойствами. Знание микростру! туры сплава в зависимости от его химического состава и процесса кристаллиз ции открывает новые возможности в решении актуальной задачи улучшения к чества слитков, и, как следствие, получаемых полуфабрикатов. Общепризнан что слитки из алюминиевых сплавов должны иметь мелкозернистую структур

Для получения мелкозернистой структуры отливок и слитков в сплавы добавляются модификаторы зародышевого действия. В работах, посвященных вопросам модифицирования алюминиевых сплавов, основное внимание уделено лишь получению мелкозернистой структуры а-твердого раствора на основе алюминия. При этом вопросы образования избыточных фаз, их морфологии и дисперсности в структуре слитков и отливок практически не рассматриваются.

Формирование механических и литейных свойств алюминиевых сплавов во многом зависит от общего и эффективного интервалов их кристаллизации. Однако систематических исследований таких параметров, как температуры ликвидуса, равновесного и неравновесного солидуса, начала линейной усадки, а также фазовых превращений в интервале плавления и кристаллизации многокомпонентных алюминиевых сплавов практически не проводилось.

В результате выполненного анализа литературных данных сформулированы задачи настоящей диссертационной работы.

Глава 2. Методы исследования процессов плавления и кристаллизации, структуры и свойств сплавов

Для определения температур фазовых превращений (неравновесного солидуса, равновесного солидуса и ликвидуса) образцов от слитков и плит алюминиевых сплавов был применен метод термического анализа (ТА) с последующим численным дифференцированием кривых нагревания и охлаждения 1=Г(т).

Для определения этих температур строили график в координатах «скорость изменения температуры образца (Д^Дт, усл. ед.) - его температура (СС)» (рис. 1). В режиме нагрева скорость перед плавлением образца составляла 14°С/мин, а перед началом кристаллизации -45°С/мин.

Из полученных графиков находили значения температур неравновесного солидуса (1Н5), равновесного солидуса (У и лик-

X

\

530еС

h ^ <, 1

/Д. (« - 54ГГ

450 5Ш 550 600 650

Рис.1 Кривая скорости нагревания (АЕ /Дт) сплава в зависимости от его температуры.

Рис.2 Кривая скорости охлаждения (АЕ /Дт) сплава в зависимости от его температуры.

видуса (г,) (рис.2). Для определения температуры начала линейной усадки (1Н Л горячий спай термопары «вмораживали» в образец. Затем последний монотош нагревали и фиксировали температуру, при которой оказывалось возможным и влечение термопары из образца, что свидетельствовало о моменте разрушения е! кристаллического каркаса. Зафиксированное значение температуры принимали температуру начала линейной усадки сплава. Далее найденное значение 1„.л.у. с поставляли с особенностями соответствующих кривых скорости охлаждения (с рис.2). Погрешность получаемых значений температуры не превышала ±1 °С.

Для исследования структуры сплавов применялся сканирующий электро ный микроскоп «18М-5900ЬУ» с приставкой электронно-зондового микроанал затора локальностью 1 мкм. Для определения механических свойств слитков полуфабрикатов использовали универсальную испытательную машину «ТгШг 5585Н», снабжённую автоматическим цифровым экстензометром высокого р; решения.

Глава 3. Термический и микрорентгеноспектральный анализ промьи ленных алюминиевых сплавов системы А1-Си-Мд. Разработка рационалы го подхода к совершенствованию их составов

Данная глава посвящена изучению ряда промышленных алюминиев сплавов на основе системы А1-Си-М§. Определены температуры фазовых п] вращений (неравновесного солидуса, ликвидуса) и температуры начала линем усадки исследуемых сплавов. Установлено влияние химического и фазового става сплавов 2024 и 2124 на механические свойства плит толщиной 60+150 и получаемых горячей прокаткой плоских слитков толщиной 300+400 мм. Пока но, что плиты указанной толщины, изготовленные из указанных сплавов, ча характеризуются уровнем механических свойств ниже требуемого. В некотор случаях хотя и удается получать плиты с уровнем свойств, отвечающих требе пиям нормативной документации, однако механические свойства имеют зна тельную дисперсию (8).

Все предпринятые попытки совместно с В.И. Поповым обеспечить пол> ние толстых плит из сплава 2024 с требуемыми значениями механических свой и низкой дисперсией за счет изменения режимов гомогенизации слитков, те\' ратуры нагрева плит под закалку, продолжительности их выдержки при темп«, туре закалки, а также продолжительности первой и второй ступеней старей регламентированных заказчиком пределах не увенчались успехом. Сложивши положение послужило основанием для выявления роли химического сос сплавов 2024 и 2124 в формировании структуры и свойств слитков и изготов; ных из них толстых плит.

На рис. 3 представлены термограммы гомогенизированных сплавов 2024 и 2124 в режиме нагрева. Содержание основных легирующих элементов в серийных сплавах 2024 и 2124 составляло (в масс.%): 4,60 и 4,40 Си; 1,60 и 1,50 0,63 и 0,47 Мп, соответственно. Обращает на себя внимание наличие на термограммах нагрева сплавов четко выраженных эндотермических пиков при температуре 511°С, отвечающих температуре неравновесного соли-дуса и свидетельствующих о том, что не удается добиться полного растворения неравновесной эвтектики при гомогенизации слитков по применяемым серийным режимам.

Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА) образца сплава 2024 от гомогенизированного слитка сечением 355x1370 мм подтвердил наличие неравновесной эвтектики, недорастворенной в алюминиевой матрице сплава при гомогенизации слитка (рис.4а). Неравновесная эвтектика по данным МРСА располагается по границам зерен и дендритных ячеек в виде сетки сплошных прослоек и представляет собой смесь кристаллов а-твёрдого раствора на основе алюминия (адО и фазы Al2CuMg.

Для определения совместной предельной растворимости магния и меди в алюминиевой матрице сплава 2024 при 495°С провели МРСА образцов, вырезанных из закаленной и состаренной по серийному режиму Т351 плиты из этого сплава (рис. 46). Выяснилось, что и в структуре термообработанной плиты сохраняется недорастворенная фаза Al2CuMg. По данным МРСА содержание основных легирующих элементов внутри зёрен а-твёрдого раствора изменяется в пределах (в масс.%): (3,77-3,88) Си, (1,3-1,42) М& (0,16-0,59) Мп.

Согласно нормативной документации БАЕ АМ8-С>0-А-250/4А, содержание меди, магния и марганца в сплавах 2024 и 2124 может варьироваться в следующих диапазонах (в масс.%): 3,80-4,90; 1,20-1,80 и 0,30-0,90, соответственно.

Следовательно, полученные данные убедительно свидетельствуют об избыточном легировании сплава 2024 медью и магнием.

-9-

1

V

503 С

(«¡Г» 511-С Ч^бб'-С

»■-Т-1 °с

аэз 500 ¡50 600 Б5Э Я _ В

500 С , \

5«°С

<«-.Ч1°С (, = 63- зс

Гермограммы промышленных алюминиевых сплавов в режиме нагрева: 1 - 2024; 2 - 2124.

Рис.4 Изображение участка микрошлифа сплава 2024 (обратно отраженные электроны): а) плоского слитка поперечным сечением 355х 1370 мм, гомогенизированного по режиму 480ч-500°С. 12 чао»

б) термообработанной плиты толщиной 139.7 мм.

- ]

На основании установленной нами предельной совместной растворимости меди и магния в алюминиевой матрице при 495°С предложен рациональный подход к совершенствованию химических составов многокомпонентных алюминиевых сплавов серии 2ххх, основанный на данных их термического анализа, прс дельной совместной растворимости легирующих компонентов в алюминиевс: матрице при температуре нагрева сплавов под закалку и учитывающий образов?, ние фаз с участием как легирующих, так и примесных элементов. Выбор диапазс-, на концентрации основных легирующих элементов на 0,1+0,2 масс.% выше пр: дельной растворимости рекомендован нами, исходя из следующих соображений Избыток меди приводит к образованию интерметаллидных соединений с другим элементами (типа А1СиМпРе81), практически нерастворимых при гомогенизацг:' слитков. Кроме того, медь и магний образуют избыточную фазу АЬСиМ§, кот:, рую не удается растворить полностью ни при гомогенизации слитков, ни при к греве плит под закалку. С другой стороны, выбор концентрационного интерва базируется на существующей технологии приготовления сплава, точный расчс: ный состав которого получить затруднительно. Предложенный нами верхн предел концентрации легирующих элементов позволяет обеспечивать гарантии: ванное насыщение твердого раствора на основе алюминия магнием и медью п; нагреве под закалку и минимизировать объемную долю нежелательных интер?:: таллидных соединений.

Сравнение механических свойств плит, изготовленных из слитков скорр: тированного и серийного химических составов, показывает, что значения меха: ческих свойств плиты скорректированного химического состава повысились с с; новременным снижением дисперсии во всех направлениях (табл.1). Получены результаты свидетельствуют о положительном влиянии скорректированного мического состава сплава 2024 на механические свойства плит.

-10-

Таблица 1

Механические свойства плит толщиной 139,7 мм из сплава 2124 Т851 _серийного и скорректированного химического состава_

аправление вырезки образца СТВ, МПа; (Б) <10,2, МПа; (в) 5, %; (Б)

серийный скорр. треб. серийный скорр. треб. серийный скорр. треб.

нолевое (Ь) 463;(3,76) 472; (3,55) 442 409; (6,79) 414; (5,25) 379 8,5; (0,34) 9,5; (0,34) 5

1еречное (ЬТ) 457; (4,75) 460; (2,94) 442 403; (6,16) 406; (3,77) 379 6,3; (0,56) 7; (0,09) 4

лсотное (БТ) 421;(1,2) 426; (0,77) 421 388; (0,8) 390;(0,81) 366 1,8; (0,9) 2,5; (0,27) 1,5

Таким образом, за счет применения предложенного подхода к выбору химического состава сплавов 2024 и 2124, основанного на результатах термического I микрорентгеноспектрального анализов образцов в литом, закаленном и термо-обработанном состояниях, удалось получать плиты толщиной 60-И 50 мм со стабильными и требуемыми механическими свойствами, снизить расход дорогостоящих легирующих элементов и значительно уменьшить брак конечной продукции.

Методом модернизированного термического анализа изучены сплавы системы АК4-1ч, АК6, Д16, 2040, а также сплав 2219, в котором магний является примесью. По наличию четко выраженных эндотермических пиков на термограммах установлено, что полной гомогенизации слитков из этих сплавов по серийным режимам добиться не удается.

Глава 4. Термический и микрорентгеноспектральный анализ алюминиевых сплавов системы А1^п-1У^-Си. Влияние расхода модифицирующих лигатур А1-5%ТМ%В и А1-3%ТМ),15%С на структуру крупногабаритных слитков.

Глава посвящена изучению многокомпонентных алюминиевых сплавов на основе системы (серия 7ххх) с добавками циркония и хрома в связи

с тем, что не только плиты из сплавов системы А1-Си-М£ обладали низким уровнем механических свойств, но и плиты толщиной 60+150 мм из сплавов выделенной системы также часто имели недопустимо низкий уровень и разброс механических свойств. Кроме того, особое внимание уделено совершенствованию серийного комбинированного способа модифицирования сплавов системы А1-2п-

Для решения задачи улучшения механических и конструкционных свойств полуфабрикатов из сплавов на основе системы А1-гп-М§-Си к ним также применен совместно с В.И. Поповым и Б.В. Овсянниковым рациональный подход к со-

вершенствованию составов сплавов, основанный на результатах их термическ

Термический анализ о1 разцов от отожженного и гом генизированного слитков пок зал, что на термограммах (с рис.5) имеются четко выраже ные эндотермические пики, св детельствующие о том, что по ного растворения неравновесн< эвтектики при гомогенизащ слитков по серийным режим; не происходит. Следует отм тить, что эндотермический п сплава 7050 систе1\ Al-Zn-Mg-Cu-Zr в отличие сплавов системы Al-Cu-Mg да ет раздвоение. Первый пик термограммах при температу 477°С обусловлен плавлени легкоплавкой эвтектики, пр< ставляющей собой смесь кристалликов aAi и фазы Mg(Zn,Cu,Al)2. В результ; этого процесса цинк диффундирует в зерна алюминиевой матрицы. Ф; Mg(Zn,Cu,Al)2 превращается в фазу Al2CuMg, которая совместно с кристаллика ад] образует новую эвтектику. Плавление последней осуществляется при тем ратурах вторых эндотермических пиков: 490 и 497°С (отожженное и гомогени рованное состояние, соответственно).

МРСА шлифов образцов из центральной зоны закаленных и состарени плит толщиной 152,4 мм из сплава 7050 в состоянии Т7451 показал наличие границам зерен неравномерно распределенного избытка фазы Al2CuMg с сод жанием в ней цинка 3-4 масс.%, нерастворенной при нагреве плит под зака (t3=475°C). Среднее содержание основных легирующих элементов в матрице п ты из сплава 7050 Т7451 составляет (в масс. %): 7,30% Zn, l,88%Mg и 2,19% Следовательно, при нагреве плиты под закалку и выдержке ее при этой темш туре в течение 300 мин указанные значения концентраций соответствуют г дельной растворимости основных легирующих элементов в алюминиевой мат це сплава. На основании этих данных рекомендованы следующие нижние кот

и микрорентгеноспектрального анализов.

\ i

Л —. — —Л

t» - 4"4J —Н SWC — — ^-«ЗРС

ЮС 450 500 550 600 650

1 4?5°С А

\

490 с i 546 С

1 ✓

(к / = 4—»С н ti = 635°C

Рис.5 Термограммы промышленного алюминиевого сплава 7050 в режиме нагрева (состояния): 1 - отожженное; 2 - гомогенизированное

трационные пределы магния и меди в сплаве 7050 (в масс. %): l,9%Mg и 2,2%Си. Что касается цинка, то следует отметить, что он практически полностью растворяется в алюминиевой матрице сплава при нагреве плит под закалку. Поэтому его содержание в сплаве целесообразно выбирать в середине концентрационного интервала, задаваемого нормативной документацией.

В результате многократного опытно-промышленного апробирования сбалансированного химического состава сплава 7050 (в масс.%: 1,90+2,10 Mg, 2,20+2,30 Cu, 6,20+6,40 Zn) установлено, что уменьшение легированности магнием и медью устранило нестабильность и повысило уровень значений относительного удлинения толстых плит в состоянии Т7451 в высотном направлении, а также их прочностные свойства в поперечном и долевом направлениях.

Для решения задачи повышения механических и конструкционных свойств плит из сплава В96ц-3пч также применен подход к совершенствованию его состава (табл.2).

Таблица 2

Химический состав сплава В96ц-3пч _по основным легирующим компонентам_

Сплав В96ц-3пч Содержание элементов, масс.% (ат.%)

Zn Mg Cu Zr

среднее значение при температуре 470°С (по данным МРСА) 9,20 1,96 1,69 -0,17

плавочный химический состав 8,0+8,20 2,20*2,30 1,60+1,66 0,12

требования НД 7,60+8,60 1,70+2,30 1,40+1,95 ОД 0+0,16

рекомендованный химический состав 8,20+8,40 2,0+2,10 1,60+1,70 0,10+0,12

На основании данных табл.2 рекомендован скорректированный химический состав сплава В96ц-3пч для промышленного опробования. Результаты испытаний механических и конструкционных свойств плит из сплава В96ц-3пч опытной плавки (с рекомендованным химическим составом) полностью соответствуют требованиям технических условий.

Обнаружено, что предельная совместная растворимость магния и меди в сплаве 7175 выше, чем в сплаве 7075 (табл.3). Повышение растворимости Mg и Си в сплаве 7175 приводит к чрезмерному повышению прочностных свойств плит толщиной 100 мм в состоянии Т7351, однако их электропроводность оказывается ниже требуемых значений. Для повышения электропроводности плит до требуемых значений и одновременного снижения их прочностных свойств целесообразно поддерживать содержание основных легирующих элементов в сплаве 7175 в

следующих концентрациях (в масс.%): (5,60+5,70) Zn; (2,20+2,30) Mg; (1,40+1,60) Си.

Таблица 3

Химические составы сплавов 7075 и 7175 системы Al-Zn-Mg-Cu-Cr

Сплав Содержание элементов, масс.%

Zn Mg Cu

предельная растворимость при 475°С по данным МРСА 7075 -6,36 -2,15 -1,56

7175 -6,72 ~2,58 -1,60

плавочный химический состав 7075 5,70 2,50 1,50

7175 5,80 2,40 1,50

рекомендованный химический состав 7075 5,40+5,50 2,20-5-2,30 1,40+1,60

7175 5,60-5,70 2,20-5-2,30 1,40+1,60

При современном промышленном производстве слитков из деформируемых алюминиевых сплавов, получаемых методом полунепрерьшного литья, применяется комбинированный способ модифицирования сплавов (лигатура в виде чушек Al-3%Ti + прутковая лигатура Al-5%Ti-l%B или Al-3%Ti-0,15%C при расходе 1 кг/т расплава). При этом наряду со значительным измельчением зерна в микроструктуре слитков наблюдается увеличение толщины эвтектических прослоек по границам зёрен и укрупнение интерметаллидных фаз кристаллизационного происхождения. Кроме того, при изготовлении штамповок сложной конфигурации из сплава 7050 в состоянии термообработки Т74 в их макроструктуре обнаруживаются дефекты типа штриховых расслоений.

В связи с этим проведены промышленные эксперименты по изучению закономерностей влияния расхода прутковых лигатур Al-5%Ti-l%B и Al-3%Ti-0,15%C при полунепрерывном модифицировании на размер литого зерна промышленных крупногабаритных плоских слитков.

Анализ полученных данных (рис.6) показывает, что наиболее значительное измельчение зерна в слитках наблюдается при расходе лигатурных прутков Al-5%Ti-l%B и Al-3%Ti-0,15%В до 0,4 кг/т расплава. При расходе от 0,6 кг/т расплава до применяемого значения 1,0 кг/т расплава эффект измельчения зерна проявляется незначительно. Расход лигатурных прутков в интервале 0,4+0,6 кг/т расплава занимает промежуточное положение. Указанный расход 0,4+0,6 кг/т расплава обеспечивает получение литого зерна размером 250+400 мкм в крупногабаритных слитках из сплавов серии 7ххх.

Рнс.6 Влияние расхода модифицирующих прутков AJ-5%Ti-1 %В (а) и AI-3%T¡-0.15%С (б) на размер зерна в центральной (I) и периферийной (2) зонах крупногабаритных слитков сплавов 7075 и 7050, соответственно

Анализ серийного комбинированного способа модифицирования сплава В96ц-3пч показал, что значительное измельчение литого зерна (до 130 мкм) в слитках данного сплава не приводит к ожидаемом}' повышению их пластических свойств при температурах горячей деформации (390+410°С). Модифицирование сплава В96ц-3пч прутковой лигатурой Al-5%Ti-l%B при ее расходе 1 кг/т расплава вызывает существенное снижение вязкости разрушения плит в состоянии Т12. Аналогичные результаты были получены и для сплавов 7050 и 7075.

При изготовлении штамповок сложной конфигурации из сплава 7050 Т74 в их макроструктуре обнаруживаются дефекты типа расслоений. В поверхности расслоений обнаружены частицы фаз: AbCuMg, Al7Cu2Fe и Mg2Si. свойственные сплаву 7050. Кроме того, в поверхности раскрытого блестящего расслоения имеются частицы фаз с высоким (до 20%) содержанием титана (рис.7, точки 2c-2i).

которые не были обнаружены при микрорентгеноспектральном анализе как здорового излома, так и специально приготовленных шлифов. На основании полученных данных уточнен механизм образования блестящих расслоений и сделано заключение об отрицательном воздействии избыточного модифицирования алюминиевых сплавов титаном (из расчёта 1 кг лигатурного прутка на 1 т расплава) вследст-Р..С.7 Электронное изображение участка вие его высокой гидридообраЗУЮщеЙ

поверхности расслоения сплава 7050

способности.

Промышленные эксперименты показали, что штамповки шифра КТ-81 из сплавов 2014 Т6 и 7050 Т74, изготовленные из слитков, отлитых при расходе лигатурного прутка Al-5%Ti-l%B (или Al-3%Ti-0,15%C) 0,4-0,6 кг/т расплава не имели расслоений.

На основании совокупности полученных результатов (промышленные исследования макро- и микроструктуры, механических, конструкционных и коррозионных свойств слитков и полуфабрикатов) предложен рациональный подход к процессу модифицирования высокопрочных алюминиевых сплавов на основе систем Al-Cu-Mg и Al-Zn-Mg-Cu: количество вводимого модификатора должно обеспечивать получение однородной макроструктуры слитков с равноосным разветвленным зерном диаметром 250-400 мкм; при этом содержание модификатора в сплаве должно быть минимальным, а его распределение по микрообъемам сплава - максимально равномерным. Благодаря рациональному подходу к процессу модифицирования удалось предотвратить образование расслоений в штамповках и плитах, повысить вязкость разрушения и усталостную долговечность полуфабрикатов.

В случае алюминиевых сплавов серий 2ххх и 7ххх предложенный подход к процессу модифицирования реализован нами в следующем варианте: при переливе расплава из печи в миксер под струю расплава присаживается лигатура Al-3%Ti в виде чушек из расчета получения в сплаве 0,03—0,04%Ti; в процессе литья слитков в расплав, подаваемый в прилёточную коробку миксера, непрерывно присаживается лигатура Al-5%Ti-l%B (или Al-3%Ti-0,15%C) в виде прутка диаметром 10 мм при расходе 0,4-0,6 кг на 1 тонну расплава. Многократное опытно-промышленное апробирование указанного способа модифицирования сплавов 2014 и 7050 при полунепрерывном литье крупногабаритных слитков позволило полностью исключить образование в штамповках блестящих расслоений.

В настоящее время рациональный способ модифицирования сплавов внедрен при полунепрерывном литье слитков из сплавов серий 7ххх и 2ххх.

Глава 5. Термический и микрорентгеноспектральный анализ промышленных алюминий-литиевых сплавов

Данная глава посвящена исследованию промышленных алюминий-литиевых сплавов на основе систем Al-Mg-Li, Al-Cu-Li и Al-Li-Cu-Mg с целью обоснования рациональности их химических составов и режимов гомогенизации.

Методом термического анализа (ТА) алюминий-литиевых сплавов конкретного химического состава на основе систем Al-Mg-Li, Al-Cu-Li и Al-Li-Mg-Cu определены значения температур ликвидуса, солидуса, неравновесного солидуса, начала линейной усадки (t„_1y ), а также фазовых превращений в интервале плав-

-16-

ления и кристаллизации. Сопоставление значений температур начала линейной усадки сплавов 1420, 1421 и 1424 (система Al-Mg-Li), найденных в момент извлечения термопар из образцов, с особенностями термограмм охлаждения сплавов показало, что tHJly. наилучшим образом соответствует температуре отклонения термограммы охлаждения от ее прямолинейного участка (см. рис.2).

С помощью МРСА установлено, что гомогенизация слитков из сплавов 1420, 1421 и 1424 по серийному режиму обеспечивает достаточно полное растворение литийсодержащих фаз, входящих в состав неравновесных эвтектик. В микроструктуре гомогенизированных сплавов 1421 и 1424 системы Al-Mg-Li выявлены только интерметаллидные фазы переменного состава на основе соединений Al(Sc,Zr,Ti), Al(Fe,Ni) и AlCaMg, расположенные по границам зерен. Образование этих фаз происходит по типу перитектического превращения в интервале кристаллизации сплавов и сопровождается появлением экзотермического пика на термограммах охлаждения. Полученные данные свидетельствуют об избыточном легировании сплавов 1421 и 1424 скандием и цирконием. Кроме того, в сплаве 1424 с повышенным содержанием кремния, образуется фаза Mg2Si. Кальций, являющийся примесным элементом, образует в сплаве 1424 сложные по составу интерметаллические соединения с основными легирующими элементами: Mg, Li, Мп. Несмотря на то, что кальций связывает примесный натрий, он выводит из процессов упрочнения указанные легирующие элементы. На основании полученных результатов рекомендовано снижение содержания скандия и циркония до нижних пределов регламентируемого химического состава. Содержание же кремния и кальция необходимо снижать до минимума.

Анализ термограмм алюминий-литиевых сплавов системы Al-Cu-Li показал, что промышленные режимы гомогенизации слитков из сплавов 1464 и 1469 не обеспечивают полного растворения неравновесной эвтектики в алюминиевой матрице сплавов. МРСА установлено, что в микроструктуре гомогенизированных по серийным режимам слитков из сплавов 1461, 1464 и 1469 системы Al-Cu-Li наблюдается значительная объемная доля сложных по составу интерметаллидных фаз на основе соединений Al7Cu2Fe и А12Си, сосредоточенных по границам зерен a-твердого раствора. В состав соединения Al7Cu2Fe входят Mn, Ni и Si, а в состав соединения Al2Cu - Fe, Мп, Zr, Se и Са. Эти соединения образуются по перитек-тической реакции в интервале кристаллизации сплава, что вызывает появление экзотермического пика на термограмме охлаждения. Положение этого пика находится ниже температуры начала линейной усадки, но выше температуры кристаллизации неравновесной эвтектики.

В табл.4 приведены требования нормативной документации, типичный химический состав сплава 1464 и оценочные данные по предельной совместной растворимости компонентов, полученные с помощью МРСА.

Таблица 4

Химический состав сплава 1464

Сплав 1464 Содержание основных легирующих элементов, масс.% Содержание примесей, масс.%

Си и МЙ Ът вс Мп Ре в!

Нормативная документация 3,0+ 3,20 1,60+ 1,80 0,30+ 0,50 0,08+ 0,11 0,06+ 0,09 0,15+ 0,30 <0,06 <0,06

Типичный плавочный химический состав 3,10 1,60 0,50 0,09 ■ 0,10 0,23 0,14 0,06

Предельная совместная растворимость по данным МРСА при 525°С 3,20 - 0,46 0,15 0,06 0,24 - -

Данные табл.4 свидетельствуют, казалось бы, об оптимальном легировании сплава 1464. Однако необходимо учитывать, что значения по совместной предельной растворимости элементов имеют оценочный характер из-за невозможности определения содержания лития с помощью МРСА. Согласно рациональному подходу к выбору составов, в сплавах системы А1-Си-1л необходимо снижение содержания меди с целью исключения в полуфабрикатах строчечного расположения медьсодержащих фаз. Кроме того, содержание таких примесных элементов как железо и кальций, входящих в состав нерастворимых фаз, необходимо снижать до минимально возможных значений.

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Определены температуры фазовых превращений (равновесного и неравновесного солидуса, ликвидуса), начала линейной усадки многокомпонентных алюминиевых сплавов конкретного химического состава различных систем легирования. За счет применения цифрового вольтметра Щ31 достигнута высокая чувствительность метода к тепловым эффектам. Использование при термическом анализе первой производной от температуры по времени и компьютерной обработки данных обеспечило точность определения искомых температур ±1°С.

2. Установлено, что механические свойства толстых плит (толщиной 60+150 мм) из сплавов 2024 и 2124 системы А1-Си-М£ в значительной степени зависят от химического состава сплава в регламентированных пределах. Одной из причин пониженного уровня механических свойств плит является неравновесная эвтектика, обнаруживаемая в структуре гомогенизированных сплавов 2024 и 2124 и представляющая собой смесь кристаллов а-твёрдого раствора на основе алюминия

(аА1) и фазы А12СиМ§, которую не удается полностью растворить даже при нагре-

-18-

,е плит под закалку (495°С). Наличие избытка данной фазы приводит к тому, что шиты толщиной 60-150 мм из сплавов 2024 и 2124 обладают пониженным уров-1См механических свойств.

3. Определена совместная предельная растворимость основных легирующих шементов (магния и меди) в алюминиевой матрице сплава 2024 системы \1-Cu-Mg с помощью МРСА при температуре закалки (495°С). Отмечено, что 1анный сплав характеризуется избыточным легированием указанными компонентами. Разработан рациональный подход к совершенствованию химического и фа-ювого составов сплавов системы Al-Cu-Mg, основанный на данных их термиче-жого анализа, о предельной совместной растворимости легирующих компонентов в алюминиевой матрице при температуре нагрева сплавов под закалку и учитывающий образование фаз с участием как легирующих, так и примесных элементов. Предложено за нижние пределы легирования выбирать содержание магния и меди, соответствующее их предельной совместной растворимости при температуре закалки, а верхние - на 0,1-0,2 масс.% выше значений предельной растворимости, с целью обеспечения гарантированного насыщения магнием и медью твердого раствора на основе алюминия при нагреве плит под закалку и минимизации объемной доли сложных по составу интерметаллидных соединений. Применение данного подхода к сплавам 2024 и 2124 позволило получать плиты толщиной 60-150 мм с требуемым и стабильным уровнем механических свойств, а также добиться снижения разброса последних в долевом, поперечном и высотном направлениях плит.

4. Распространение разработанного подхода к совершенствованию состава сплава В96ц-3пч системы Al-Zn-Mg-Cu позволило решить задачу повышения уровня механических и конструкционных свойств плит, изготовленных из этого сплава.

5. Установлено, что в структуре литого сплава 7050 имеется неравновесная эвтектика, расположенная по границам зерен и представляющая собой тонкодисперсную смесь фаз: aAi + Sfj^AbCuMg) + Tía3a(Al2Mg3Zn3). Наличие в гомогенизированных слитках избытка фазы Al2CuMg с растворенным в ней цинком (3-4 масс.%) приводит к сохранению этой фазы и в термообработанных плитах сплава 7050, вызывая снижение их механических свойств. На основании разработанного подхода к совершенствованию составов сплавов обоснован сбалансированный химический состав сплава 7050. Уменьшение степени его легированности магнием и медью устранило нестабильность и повысило уровень значений относительного удлинения толстых плит в состоянии Т7451 в высотном направлении, а также их прочностные свойства в поперечном и долевом направлениях.

6. Обнаружено, что предельная совместная растворимость магния и меди в более чистом по железу и кремнию сплаве 7175 выше, чем в сплаве 7075 при температуре 475°С. Увеличение растворимости Mg и Cu в сплаве 7175 приводит к значительному повышению прочностных свойств плит толщиной 100 мм в состоянии Т7351, однако их электропроводность оказывается ниже требуемых значений. Для получения гарантированного сочетания требуемых значений механических и электрических свойств плит следует поддерживать содержание основных легирующих элементов в сплаве 7175 в сравнительно узких пределах.

7. Серийный комбинированный способ модифицирования (лигатура в виде чушек Al-3%Ti + прутковая лигатура Al-5%Ti-l%B или Al-3%Ti-0,15%C при расходе 1 кг/т расплава) вызывает значительное измельчение литого зерна (до размера 80+130 мкм) в слитках сплава В96ц-3пч, однако этот, эффект не приводит к ожидаемому повышению их пластических свойств при температурах горячей деформации (400+430°С). При этом обнаружено существенное снижение вязкости разрушения плит в состоянии Т12. Аналогичные результаты получены и для сплавов 7050 и 7075.

8. Микроанализ поверхности раскрытого блестящего расслоения в штамповке из сплава 7050 Т74 показал, что помимо фаз, свойственных данному сплаву, в поверхности расслоения имеются частицы с очень высоким (до 20%) содержанием титана, которые не обнаруживаются при микрорентгеноспектральном анализе как здорового излома, так и специально приготовленных шлифов. На основании полученных данных уточнен механизм образования блестящих расслоений и сделано заключение об отрицательном воздействии избыточного модифицирования алюминиевых сплавов титаном вследствие его высокой гидридообразую-щей способности.

9. Установлено влияние расхода прутковых модифицирующих лигатур Al-5%Ti-l%B и Al-3%Ti-0,15%C на зеренную структуру в крупногабаритных плоских слитках из сплавов серии 7ххх. Показано, что при расходе вышеуказанных лигатур 0,4+0,6 кг/т расплава в слитках высокопрочных алюминиевых сплавов систем Al-Cu-Mg и Al-Zn-Mg-Cu формируется однородная микроструктура с равноосным разветвленным зерном диаметром 250+400 мкм; при этом содержание модификатора в сплаве оказывается оптимальным, а его распределение по микрообъемам максимально равномерным. Практическое применение указанного подхода к процессу модифицирования позволило получать плиты и штамповки из сплавов серий 2ххх и 7ххх без дефектов типа штриховых расслоений.

10. В микроструктуре гомогенизированных сплавов 1421 и 1424 системы Al-Mg-Li выявлены интерметаллидные фазы переменного состава на основе со-

единений Al(Sc,Zr,Ti), Al(Fe,Ni) и AlCaMg, расположенные по границам зерен. Образование интерметаллидных фаз происходит по типу перитектического превращения в интервале кристаллизации сплавов при температуре ниже начала их линейной усадки. Исходя из рационального подхода к совершенствованию составов сплавов, рекомендовано снижение скандия и циркония до нижнего предела регламентируемого концентрационного интервала.

11. В микроструктуре гомогенизированных по серийным режимам слитков из сплавов 1461, 1464 и 1469 системы Al-Cu-Li наблюдается значительная объемная доля сложных по составу интерметаллидных фаз на основе соединений Al7Cu2Fe, в состав которого входят Mn, Ni, Si, а также А12Си, содержащего такие элементы как Fe, Mn, Zr, Se и Ca. Указанные соединения образуются по перитек-тической реакции в интервале температур кристаллизации сплава ниже температуры начала линейной усадки, но выше температуры затвердевания неравновесной эвтектики. Серийные промышленные режимы гомогенизации слитков из сплавов 1464 и 1469 не обеспечивают полного растворения неравновесной эвтектики в алюминиевой матрице сплавов. Исходя из подхода к выбору составов в сплавах 1464 и 1469 системы Al-Cu-Li необходимо уменьшение содержания меди с целью исключения в полуфабрикатах строчечного расположения медьсодержащих фаз. Кроме того, содержание таких примесных элементов как железо и кальций, входящих в состав нерастворимых фаз, необходимо снижать.

Основные положения диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Смирнов B.JI. Термический анализ алюминиевого сплава 7075 при плавлении и затвердевании / B.JI. Смирнов, В.М. Замятин // Труды VIII Съезда литейщиков России в 2т. - Ростов-на-Дону. - 2007. -т.1. - с. 204-206.

2. Смирнов B.J1. Термический анализ сплавов системы Al-Mg-Mn при плавлении / B.JI. Смирнов, В.М. Замятин // Научные труды XIII отчетной конференции молодых ученых ГОУ ВПО УГТУ-УПИ: сборник статей в 3 ч. Екатеринбург: ГОУ ВПО УГТУ-УПИ. - 2007. - ч.1. - с. 250-253.

3. Замятин В.М. Структура и свойства алюминиевого сплава системы AL-Cu-Mg с добавками серебра / В.М. Замятин, B.JI. Смирнов, B.C. Мушников, О.П. Московских // Сборник научных трудов IV Российской научно-технической конференции «Физические свойства металлов и сплавов». - Екатеринбург. - 2007. - с. 237-242.

4. Замятин В.М. Структура и свойства алюминиевого сплава системы Al-Cu-Mg с добавками серебра / В.М. Замятин, В.Л. Смирнов, B.C. Мушников, О.П. Московских // Сборник тезисов докладов IV Российской научно-технической конфе-

ренции «Физические свойства металлов и сплавов». - Екатеринбург. - 2007. - с

5. Смирнов В.Л. Фазовые превращения в сплаве АМгб при гомогенизации слитков / В.Л. Смирнов, В.М. Замятин, B.C. Мушников, О.П. Московских // XIX Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физическогс металловедения сталей и сплавов». - Екатеринбург. - 2008. - с. 137.

6. Замятин В.М. Термический анализ сложнолегированных алюминиевые сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu при плавлении и затвердевании / В.М. Замятин B.JI. Смирнов, B.C. Мушников, О.П. Московских // XIX Уральская школа металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей v сплавов». - Екатеринбург. - 2008. - с. 136

7. Замятин В.М. Термический и микроструктурный анализ сплавов системь Al-Mg-Li / В.М. Замятин, B.JI. Смирнов, Б.В. Овсянников, B.C. Мушников // Расплавы. - 2008. - №4. - с. 22-28.

8. Смирнов B.JT. Термический анализ неравновесного затвердевания алюминиевых сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu // B.JI. Смирнов, В.М. Замятин, Б.В. Овсянников, B.C. Мушников, О.П. Московских // Труды XII Российской конферен ции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов» в 3 т. - Екатеринбург. - 2008. - т.2. - с. 24-28.

9. Замятин В.М. Термический и микроструктурный анализ сплавов системы Al-Cu-Li / В.М. Замятин, B.JI. Смирнов, Б.В. Овсянников, B.C. Мушников, О.П. Московских // Труды XII Российской конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов» в 3 т. - Екатеринбург. - 2008. - т.2. - с. 139-142.

Ю.Смирнов B.JI. Термоанализ алюминиевых сплавов системы Al-Zn-Mg-Ci при плавлении и затвердевании / В.Л. Смирнов, В.М. Замятин, Б.В. Овсянников, B.C. Мушников // Металлургия Машиностроения. - 2008. - №6. - с. 22-25.

П.Смирнов В.Л. Термический анализ плавления и затвердевания алюминиевых сплавов / В.Л. Смирнов, В.М. Замятин, Б.В. Овсянников, B.C. Мушников // Цветные металлы. - 2009. - №2. - с. 87-90.

12. Смирнов В.Л. Термический анализ алюминиевых сплавов системы Al-Mg-Mn / В.Л. Смирнов, В.М. Замятин, Б.В. Овсянников, B.C. Мушников // Расплавы. - 2009. - №4. - с. 64-67.

Подписано в печать Формат 60x84 1/16 Бумага писчая

Офсетная печать Тираж 100 экз. Заказ № 389

175-176.

Ризография НИЧ ГОУ ВПО УГТУ-УПИ 620002, г. Екатеринбург, ул. Мира, 19

ОСНОВНЫЕ ОБОЗНАЧЕНИЯ И СОКРАЩЕНИЯ.

ВВЕДЕНИЕ.

1. ВЛИЯНИЕ МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИХ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ФАКТОРОВ НА ПРОЦЕСС КРИСТАЛЛИЗАЦИИ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ (ОБЗОР

ЛИТЕРАТУРЫ).,.

1.1 Теоретические представления о зарождении и росте кристаллов.

1.1.1 Гомогенное зарождение кристаллов.

1.1.2 Гетерогенное зарождение кристаллов.

1.1.3 Термическое и концентрационное переохлаждение.

1.1.4 Рост кристаллов.

1.2 Влияние модифицирующих добавок на зарождение и рост кристаллов в алюминиевых сплавах. Механизмы модифицирования.

1.2.1 Модифицирование добавками титана.

1.2.2 Модифицирование добавками титана и бора.

1.3 Влияние легирующих и примесных элементов на процесс кристаллизации сплавов, на структуру и свойства отливок и слитков.

1.3.1 Влияиие легирующих элементов на структуру и свойства алюминиевых сплавов.

1.3.2 Влияние примесных элементов на структуру и свойства алюминиевых сплавов.

1.4 Кристаллизация отливок и слитков из алюминиевых сплавов.

1.4.1 Фронт кристаллизации. Температура начала линейной усадки.

1.4.2 Двухфазная зона и ее роль в формировании макро- и микроструктуры, пористости, зональной ликвации и других свойств отливок и слитков.

1.4.3 Скорость перемещения фронта кристаллизации и ее влияние на структуру и свойства отливок и слитков.

1.5 ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 1.

-1.6 Постановка задач исследования.

2. МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ ПРОЦЕССОВ ПЛАВЛЕНИЯ И КРИСТАЛЛИЗАЦИИ, СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ СПЛАВОВ.

2.1 Модернизированный метод термического анализа алюминиевых сплавов.

2.1.1 Установка для проведения термического анализа.

2.1.2 Обработка экспериментальных данных, полученных в режиме нагрева.

2.1.3 Обработка экспериментальных данных, полученных в режиме охлаждения.

2.1.4 Определение степени достоверности получаемых результатов.

2.2 Стандартные методы исследования.

2.3 ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ.

3. ТЕРМИЧЕСКИЙ И МИКРОРЕНТГЕНОСПЕКТРАЛЬНЫЙ АНАЛИЗ ПРОМЫШЛЕННЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al-Cu-Mg. РАЗРАБОТКА РАЦИОНАЛЬНОГО ПОДХОДА К СОВЕРШЕНСТВОВАНИЮ ИХ СОСТАВОВ.

3.1 Термический и микрорентгеноспектральный анализ сплавов 2024 и

3.1.1 Термический анализ (ТА) сплавов 2024 и 2124.

3.1.2 Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА) образцов от гомогенизированного слитка сплава 2024.

3.1.3 Микрорентгеноспектральный анализ образцов от термообработанной плиты из сплава 2024.

3.1.4 Механические свойства плит из сплава 2124.

3.1.5 Обоснование подхода к совершенствованию составов сплавов.

3.1.6 Механические свойства плит толщиной 139,7 мм из сплава 2124 с серийным и предложенным химическим составом.

3.2. Термический анализ некоторых промышленных алюминиевых сплавов па основе системы Al-Cu-Mg.

3.3 ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 3.

4. ТЕРМИЧЕСКИЙ И МИКРОРЕНТГЕНОСПЕКТРАЛЬНЫЙ АНАЛИЗ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al-Zn-Mg-Cu. ВЛИЯНИЕ РАСХОДА МОДИФИЦИРУЮЩИХ ЛИГАТУР А1-5%ТМ%В и AL-3%TI-0,15%С НА СТРУКТУРУ КРУПНОГАБАРИТНЫХ СЛИТКОВ.

4.1 Сплавы системы Al-Zn-Mg-Cu с добавками циркония.

4.1.1 Термический анализ ( ТА) сплава 7050.

4.1.2 Микрорентгеноспектральный анализ образцов сплава 7050.

4.1.3 Сравнение механических свойств плит из сплава 7050 серийного и скорректированного химического состава.

4.1.4 Термический анализ сплавов 1933 и В96ц-3пч.

4.1.5 Микрорентгеноспектральный анализ сплава В96ц-3пч.

4.1.6 Результаты опытно-промышленной апробации рекомендованного химического состава сплава В96ц-3пч.

4.2 Сплавы системы Al-Zn-Mg-Cu с добавками хрома. 4.2.1 Термический анализ образцов сплавов 7075, 7175 и 7475.

4.2.2 Микрорентгеноспектральный анализ сплавов 7075 и 7175.

4.3 Влияние расхода модифицирующих лигатур на структуру крупногабаритных слитков.

4.3.1 Влияние расхода лигатур Al-5%Ti-l%B и Al-3%Ti-0,15%C на размер зерна в крупногабаритных слитках сплавов серии 7ххх.

4.3.2 Влияние способа модифицирования сплава В96ц-3пч на структуру и свойства слитков и плит.

4.3.3 Влияние модифицирования на образование дефектов УЗК в штамповках из сплава 7050. 4.4 ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 4.

5.ТЕРМИЧЕСКИЙ И МИКРОРЕНТГЕНОСПЕКТРАЛЬНЫЙ АНАЛИЗ ПРОМЫШЛЕННЫХ АЛЮМИНИЙ-ЛИТИЕВЫХ СПЛАВОВ.

5.1 Алюминий-литиевые сплавы системы Al-Mg-Li.

5.1.1 Термический анализ (ТА) сплавов 1420, 1421 и 1424.

5.1.2 Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА) образца от гомогенизированного слитка сплава 1421.

5.1.3 Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА) образца от гомогенизированного слитка сплава 1424.

5.2 Алюминий-литиевые сплавы системы Al-Cu-Li.

5.2.1 Термический анализ (ТА) сплавов 1461, 1464 и 1469.

5.2.2 Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА) образца от гомогенизированного слитка сплава 1461.

5.2.3 Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА) образцов сплава

5.2.4 Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА) образцов от гомогенизированного сплава 1469.

5.3 Алюминий-литиевые сплавы системы Al-Li-Mg-Cu.

5.3.1 Термический анализ (ТА) образцов сплавов 1441 и 1445.

5.3.2 Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА) образца от гомогенизированного цилиндрического слитка сплава

5.4 ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 5.

В современном авиастроении широко применяются полуфабрикаты из многокомпонентных алюминиевых сплавов благодаря прекрасному сочетанию их механических, коррозионных и конструкционных свойств [1-5].

Для обшивки и внутреннего набора элементов планера самолета (фюзеляж, крыло, киль) успешно используются высокопрочные алюминиевые сплавы на основе систем Al-Zn-Mg-Cu (серия 7ххх) и Al-Cu-Mg (серия 2ххх). Кроме того, в конструирование отдельных узлов и деталей авиатехники активно начинают внедряться новые алюминий-литиевые сплавы.

Несмотря на широкое практическое применение сплавов серий 7ххх и 2ххх, существуют определенные трудности при производстве из них полуфабрикатов с регламентируемым нормативной документацией уровнем свойств. Очень часто наблюдается недопустимо низкий уровень и значительный разброс механических свойств плит толщиной 60-И 50 мм. В особенности это касается сплавов на основе систем Al-Cu-Mg и Al-Zn-Mg-Cu.

На момент начала диссертационного исследования хотя и удавалось получать толстые плиты с уровнем свойств, отвечающих требованиям нормативной документации, однако стабильности в этом процессе не было. Представляло значительный научный и прикладной интерес установить причины, ответственные за низкий уровень и существенную дисперсию механических свойств изготовляемых полуфабрикатов. Это послужило стимулом к проведению исследований, направленных на решение задачи стабильного получения толстых плит, свойства которых соответствовали бы требованиям нормативной документации.

Известно, что структура и свойства плит зависят от режимов горячей прокатки и термической обработки. Однако параметры отмеченных технологических операций регламентированы в сравнительно узких пределах и их изменение нежелательно. Поэтому в данной работе избран путь стабилизации структуры и свойств плит за счет повышения качества слитка, которое в существенной степени зависит от параметров литья: температуры и скорости, расхода охлаждающей воды. Эти технологические факторы, обеспечивающие отливку крупногабаритных слитков без образования в них горячих и холодных трещин, подобраны эмпирически, и их изменение, как показал промышленный опыт, вызывает повышенное трещинообразование. Между тем, такие металлургические факторы как химический состав и процесс модифицирования сплавов могут изменяться в сравнительно широких пределах, поэтому основное внимание в работе и было уделено поиску путей улучшения качества слитков, и, как следствие, качества толстых плит за счет корректировки химического состава сплава в регламентированных стандартами и техническими условиями пределах, а также процесса модифицирования сплавов при полунепрерывном литье из них крупногабаритных слитков из сложноле-гированных алюминиевых сплавов.

Согласно нормативной документации содержание легирующих элементов в многокомпонентных алюминиевых сплавах изменяется в достаточно широких пределах. Как правило, выбор конкретного химического состава сплава осуществляется в средней части регламентируемых концентрационных интервалов. Исследование образцов от плит с низкими значениями ме-, ханических свойств показало, что при указанном выборе химического состава сплавов в микроструктуре плит часто наблюдается значительная объемная доля нерастворенных фаз, обусловленных избыточным содержанием легирующих элементов в сплавах. В связи с этим представляло интерес разработать научно обоснованный подход к выбору рациональных химических составов многокомпонентных алюминиевых сплавов, основанный на данных их термического анализа и о предельной растворимости легирующих компонентов в алюминиевой матрице при температуре нагрева сплавов под закалку и учитывающий образование фаз с участием примесных элементов.

Кроме того, как показывает производственный опыт, действующий / комбинированный способ модифицирования алюминиевых сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu не является рациональным, поскольку результаты исследования крупногабаритных слитков и изготовленных из них полуфабрикатов свидетельствуют о том, что в микроструктуре слитков наблюдается увеличение толщины эвтектических прослоек по границам зерен и размеров интерметал-лидных фаз кристаллизационного происхождения. Следовательно, все вышеизложенное свидетельствует о том, что повышение качества крупногабаритных слитков и, как следствие, полуфабрикатов из многокомпонентных алю

I миниевых сплавов представляет собой актуальную научно-техническую задачу.

Цель работы заключается в определении состава фаз и температур фазовых превращений в многокомпонентных алюминиевых сплавах; в разработке рационального подхода к совершенствованию составов и технологии модифицирования алюминиевых сплавов на основе систем Al-Cu-Mg, Al-Zn-Mg-Cu и Al-Li при полунепрерывном литье крупногабаритных слитков, предназначенных для изготовления полуфабрикатов с заданным комплексом механических и конструкционных свойств.

Для достижения поставленной цели потребовалось:

- определить температуры фазовых превращений (равновесного и неравновесного солидуса, ликвидуса) и температуры начала линейной усадки многокомпонентных алюминиевых сплавов на основе систем Al-Cu-Mg, Al-Zn-Mg-Cu и алюминий-литиевых сплавов при плавлении и неравновесном затвердевании;

- установить влияние химического и фазового состава многокомпонентных алюминиевых сплавов на основе систем Al-Cu-Mg и Al-Zn-Mg-Cu на механические свойства плит толщиной 60^-150 мм, получаемых горячей прокаткой плоских слитков толщиной 300-^400 мм;

- уточнить содержание основных легирующих элементов с точки зрения минимизации избыточных фаз в сплавах на основе систем Al-Cu-Mg и Al-Zn-Mg-Cu, применяемых для получения толстых плит с требуемым уровнем механических и конструкционных свойств;

- выявить закономерности влияния расхода модифицирующих лигатур Al-3%Ti-0,15%C и Al-5%Ti-l%B на структуру сплавов систем Al-Cu-Mg и Al-Zn-Mg-Cu при полунепрерывном литье слитков;

- обосновать рациональные химические составы ряда алюминий-литиевых сплавов, применяемых для изготовления слитков по серийной технологии.

Научная новизна работы

1. Определены температуры эвтектических и перитектических превращений в алюминиевых сплавах на основе систем Al-Cu-Mg, Al-Zn-Mg-Cu и Al-Li при неравновесной кристаллизации; уточнен состав фаз в крупногабаритных слитках и плитах толщиной 6СН-150 мм.

2. Установлены пределы легирования алюминиевых сплавов систем , Al-Cu-Mg (2024, 2124) и Al-Zn-Mg-Cu (7050, 7075, 7175, 7475, В95ц-3пч), позволяющие получать крупногабаритные слитки и полуфабрикаты с заданным комплексом механических и конструкционных свойств.

3. Установлены и обоснованы концентрационные пределы комбинированного модифицирования алюминиевых сплавов на основе систем Al-Cu-Mg (2014, 2024, 2124) и Al-Zn-Mg-Cu (7050, 7075, 7175, 7475, В96ц-3пч) лигатурными прутками Al-5%Ti-l%B и Al-3%Ti-0,15%C, обеспечивающие получение однородной мелкозернистой структуры крупногабаритных слитков при полунепрерывном литье и уменьшение дефектов в плитах и штамповках в виде расслоений.

Практическая значимость работы

На основании обобщения экспериментальных данных предложены, обоснованы и внедрены в производство скорректированные химические составы сплавов систем Al-Cu-Mg и Al-Zn-Mg-Cu. За счет этого, а также реализации усовершенствованной технологии модифицирования сплавов, заключающейся в применении рационального расхода лигатур Al-5%Ti-l%B и Al-3%Ti-0,15%C при полунепрерывном литье крупногабаритных слитков, оказалось возможным получать плиты толщиной 60-И50 мм с требуемым и t стабильным уровнем механических и конструкционных свойств, а также уменьшить разброс свойств плит в продольном, поперечном и высотном направлениях.

За счет корректировки химических составов сплавов серий 2ххх и 7ххх и усовершенствования технологии их модифицирования при полунепрерывном литье слитков оказалось возможным изготавливать штамповки сложной конфигурации без образования в них расслоений.

5.4 ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 5

1. Методом термического анализа (ТА) алюминий-литиевых сплавов на основе систем Al-Mg-Li, Al-Cu-Li и Al-Li-Mg-Cu определены значения температур ликвидуса, солидуса, неравновесного солидуса, начала линейной усадки, а также фазовых превращений в интервале кристаллизации. Методом микрорентгеноспектрального анализа установлен состав фаз в структуре этих сплавов.

2. В микроструктуре исходных гомогенизированных сплавов 1421 и 1424 системы Al-Mg-Li выявлены интерметаллидные фазы переменного состава на основе соединений Al(Sc,Zr,Ti), Al(Fe,Ni) и AlCaMg, расположенные I по границам зерен. Образование этих фаз происходит по типу перитектиче-ского превращения в интервале кристаллизации сплавов и сопровождается появлением экзотермического пика на термограммах охлаждения. Температура данного превращения оказывается ниже температуры начала линейной усадки сплавов. Гомогенизация слитков из сплавов 1420, 1421 и 1424 по серийному режиму обеспечила достаточно полное растворение легкоплавких фаз, входящих в состав неравновесных эвтектик.

3. В микроструктуре гомогенизированных по серийным режимам слит-t ков из сплавов 1461, 1464 и 1469 системы Al-Cu-Li наблюдается значительная доля сложных по составу интерметаллидных фаз на основе соединений Al7Cu2Fe и A12Cu, сосредоточенных по границам зерен а-твердого раствора. В состав соединения Al7Cu2Fe входят Mn, Ni и Si, а в состав соединения Al2Cu — Fe, Mn, Zr, Sc и Ca. Эти соединения образуются по перитектической реакции в интервале кристаллизации сплава, что вызывает появление экзотермического пика на термограмме охлаждения. Положение этого пика находится ниже температуры начала линейной усадки, но выше температуры кристаллизации неравновесной эвтектики. Серийные промышленные режимы гомогенизации слитков из сплавов 1464 и 1469 не обеспечивают полного растворения неравновесной эвтектики в алюминиевой матрице сплавов.

4. Для уменьшения в алюминий-литиевых сплавах объемной доли фаз, образованных легирующими и примесными элементами, необходимо дальнейшее снижение в сплавах таких примесных элементов как железо, кремний и кальций. Содержание циркония и скандия в сплавах следует поддерживать на нижнем пределе регламентированного химического состава для предотвращения образования интерметаллидов переменного состава Alx(Zr,Sc). В сплавах 1464 и 1469 системы Al-Cu-Li необходимо снижение содержания меди с целью исключения в полуфабрикатах строчечного расположения медьсодержащих фаз.

I i

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Разработана и сконструирована экспериментальная установка на базе адиабатического калориметра, позволяющая проводить термический анализ алюминиевых сплавов в диапазоне температур от 20V750°С и получать хорошо воспроизводимые термограммы при нагревании и охлаждении.

2. Определены температуры фазовых превращений (равновесного и неравновесного солидуса, ликвидуса), начала линейной усадки многокомпонентных промышленных алюминиевых сплавов конкретного химического состава различных систем легирования. За счет применения цифрового г вольтметра Щ31 достигнута высокая чувствительность метода к тепловым эффектам. Использование при термическом анализе первой производной от температуры по времени и компьютерной обработки данных обеспечило точность определения искомых температур ±1°С. Благодаря торировочным опытам и соблюдению постоянных условий проведения термического анализа образцов установлено, что значения температур фазовых превращений воспроизводятся вне зависимости от количества опытов при условии отбора образцов из одной зоны слитка или плиты.

Для исследования структуры и механических свойств слитков из алю' миниевых сплавов применены современные стандартные методы, основанные на использовании высокоточной измерительной аппаратуры.

3. Установлено, что механические свойства толстых плит (60ч-150 мм) из сплавов 2024 и 2124 системы Al-Cu-Mg в значительной степени зависят от химического состава сплава в регламентированных пределах. Одной из причин пониженного уровня механических свойств плит является неравновесная эвтектика, обнаруживаемая в структуре гомогенизированного сплава 2024 и представляющая собой смесь кристаллов а-твёрдого раствора на основе алюминия (схаО и фазы Al2CuMg, которую не удается растворить даже при нагреве плит под закалку. Наличие избытка данной фазы приводит к тому, что плиты толщиной 60-г150 мм сплава 2024 обладают пониженным уровнем механических свойств.

4. Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА) позволил установить совместную- предельную растворимость основных легирующих элементов (магния и меди) в алюминиевой матрице сплава 2024 системы Al-Cu-Mg при температуре закалки (495°С). Показано, что сплав 2024 при содержании легирующих компонентов в средней части регламентируемых стандартом кон' центрационных интервалов характеризуется избытком фазы Al2CuMg. Разработан рациональный подход к совершенствованию химического и фазового составов сплавов, основанный на данных их термического анализа и о предельной растворимости легирующих компонентов в алюминиевой матрице при температуре нагрева сплавов под закалку и учитывающий образование фаз с участием как легирующих, так и примесных элементов. Для обеспечения сбалансированности химического состава сплава 2024 предложено за нижние пределы легирования выбирать содержание меди и магния, соответ1 ствующее их совместной предельной растворимости при 495°С, а верхние на 0,l-f-0,2 масс.% выше значений предельной растворимости. Указанный избыток легирующих элементов необходим для обеспечения гарантированного i насыщения магнием и медью твердого раствора на основе алюминия при нагреве плит под закалку и минимизации объемной доли сложных по составу интерметаллидных соединений. Применение разработанного разработанного подхода к выбору химического состава сплавов 2024 и 2124 позволило получать плиты толщиной 60-г150 мм с требуемым и стабильным уровнем механических свойств, а также добиться снижения разброса последних по всем

I I направлениям вырезки образцов из плит.

5. Для решения задачи повышения механических и конструкционных свойств плит из сплава В96ц-3пч успешно использованы данные термического анализа и МРСА по предельной совместной растворимости основных легирующих элементов в алюминиевой матрице при температуре закалки (470°С). Распространение разработанного подхода к совершенствованию состава позволило повысить уровень механических и конструкционных свойств плит, изготовленных из сплава В96ц-3пч.

6. Установлено, что в структуре литого сплава 7050 имеется неравновесная эвтектика, расположенная по границам зерен и представляющая собой тонкодисперсную смесь фаз: аЛ1 + 8фаза(А12Си1^) + T(i,a3a(Al2Mg3Zn3). Наличие в слитках избытка фазы Al2CuMg ^растворенным в ней цинком приводит к тому, что плиты сплава 7050 обладают пониженными механическими свойствами. На основании предлагаемого подхода скорректирован химический состав сплава 7050. Уменьшение его легированности магнием и медью устранило нестабильность и повысило уровень значений относительного удлинения толстых плит в состоянии Т7451 в высотном направлении, а также их прочностные свойства в поперечном и продольном направлениях.

7. Обнаружено, что предельная совместная растворимость магния и меди в сплаве 7175 выше, чем в сплаве 7075 при температуре 475°С. Повышение растворимости Mg и Си в сплаве 7175 приводит к чрезмерному повышению прочностных свойств плит толщиной 100 мм в состоянии Т7351, однако их электропроводность оказывается ниже требуемых значений. Для получения гарантированного сочетания требуемых значений механических и электрических свойств плит следует поддерживать содержание основных легирующих элементов в сплаве 7175 в рекомендованных нами пределах.

8. Установлено влияние расхода прутковых модифицирующих лигатур Al-5%Ti-l%B и Al-3%Ti-0,15%C на зеренную структуру в крупногабаритных плоских слитках из сплавов серии 7ххх. Показано, что наиболее благоприятная зеренная структура формируется в слитках при расходе вышеуказанных лигатур 0,4ч-0,6 кг/т расплава.

9. Анализ действующего комбинированного способа модифицирования (лигатура в виде чушек Al-3%Ti + прутковая лигатура Al-5%Ti-l%B) сплава В96ц-3пч показал, что значительное измельчение литого зерна (до размера 8 0-И 30 мкм) в слитках данного сплава не приводит к ожидаемому повышению пластических свойств при температурах горячей деформации

400-430°С). Дополнительное модифицирование сплава В96ц-3пч прутковой лигатурой Al-%Ti-l%B вызывает существенное снижение вязкости разрушения плит в состоянии Т12. Аналогичные результаты получены и для сплавов 7050 и 7075.

10. МРСА поверхности раскрытого блестящего расслоения в штамповI ке сложной конфигурации из сплава 7050 Т74 показал, что помимо фаз, свойственных данному сплаву, в поверхности расслоения имеются частицы с очень высоким (до 20%) содержанием титана, которые не обнаруживаются при микрорентгеноспектральном анализе как здорового излома, так и специt ально приготовленных шлифов. На основании полученных данных и уточненного механизма образования блестящих расслоений сделано заключение об отрицательном воздействии избыточного модифицирования алюминиевых сплавов титаном. Предложен подход к процессу модифицирования высокопрочных алюминиевых сплавов систем Al-Cu-Mg и Al-Zn-Mg-Cu: количество вводимого модификатора должно обеспечить получение однородной макроструктуры слитков с равноосным разветвленным зерном диамет-^ ром 250-400 мкм; при этом содержание модификатора в сплаве должно быть минимальным, а его распределение по микрообъемам сплава максимально равномерным, что достигается при расходе прутковых лигатур Al-5%Ti-l%B и Al-3%Ti-0,15%C 0,4-0,6 кг/т расплава. Практическое применение указанного подхода к процессу модифицирования позволило получать штамповки 5 сложной конфигурации из сплавов 2014Т6 и 7050 Т74 без дефектов типа штрихов.

11. В микроструктуре исходных гомогенизированных сплавов 1421 и I

1424 системы Al-Mg-Li выявлены интерметаллидные фазы переменного со, става на основе соединений Al(Sc,Zr,Ti), Al(Fe,Ni) и AlCaMg, расположенные по границам зерен. Образование интерметаллидных фаз происходит по типу перитектического превращения в интервале кристаллизации сплавов при температуре ниже начала их линейной усадки. Рекомендовано снижение со

170 j держания скандия и циркония до нижних пределов регламентируемых интервалов и примесных элементов кремния и кальция.

12. В микроструктуре гомогенизированных по серийным режимам слитков из сплавов 1461, 1464 и 1469 системы Al-Cu-Li наблюдается значительная доля сложных по составу интерметаллидных фаз на основе соедине ний Al7Cu2Fe, в состав которого входят Mn, Ni, Si, а также АЬСи, содержащего такие элементы как Fe, Mn, Zr, Sc и Ca. Указанные соединения образуются по перитектической реакции в интервале температур кристаллизации сплава ниже начала линейной усадки, но выше неравновесной эвтектики. Серийные промышленные режимы гомогенизации слитков из сплавов 1464 и 1469 не обеспечивают полного растворения неравновесной эвтектики в алюминиевой матрице сплавов. В сплавах 1464 и 1469 системы Al-Cu-Li необходимо снижение содержания меди с целью исключения в полуфабрикатах строчечного расположения медьсодержащих фаз. Кроме того, содержание таких примес ных элементов как железо и кальций, входящих в состав нерастворимых фаз, необходимо снижать.

13. Обнаружено, что сплав 1445 системы Al-Li-Mg-Cu характеризуется избыточным содержанием основных легирующих элементов таких как медь и никель, образующих нерастворимые*при гомогенизации слитков соединения. Рекомендовано снижение содержания железа и кальция, входящих в состав нерастворимых фаз и отрицательно влияющих на механические свойства слитков и полуфабрикатов.

1. История авиационного материаловедения: ВИАМ — 75 лет поиска, творчества, открытий / под общ. ред. Е.Н. Каблова; ФГУП «Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов». — М.: Наука, 2007. 343 с.

2. Набойченко С.С. Заводы цветной металлургии Урала: учеб. пособие для студентов вузов / С. С. Набойченко; Урал. гос. техн. ун-т УПИ. - изд. 2-е, доп. - Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2005. - 269 с.

3. Фридляндер И.Н. Алюминиевые сплавы в авиаракетной и ядерной технике / И.Н. Фридляндер // Вестник РАН. М. - 2004. - том 74. - №12. - с. 1076, 1081

4. Золоторевский B.C. Металловедение литейных алюминиевых сплавов / B.C. Золоторевский, Н.А. Белов. Москва: МИСИС, 2005. -376 с.

5. Непрерывное литье алюминиевых сплавов: справочник / В.И. Напалков, Г.В. Черепок, С.В. Махов, Ю.М. Черновол; под ред. В.И. Напалкова. -М.: Интермет Инжиниринг, 2005. 512 с.

6. Кристаллизация и фазовые переходы / под. ред. В. Г. Воскобойникова. -Минск: Изд. АН БССР, 1962. 445 с:

7. Маллин Дж. Кристаллизация / Дж. 'Маллин. М.: Металлургия, 1965. -342 с.

8. Вайнгард У. Введение в физику кристаллизации / У. Вайнгард. М.: Мир, 1967.-167 с.

9. Шубников А.В. Как растут кристаллы / А.В. Шубников. М.: Изд. АН СССР, 1935.-176 с.

10. Шубников А.В. Образование кристаллов / А.В. Шубников. М.: Изд. АН СССР, 1947.-225 с.

11. Кузнецов В.Д. Кристаллы и кристаллизация / В.Д. Кузнецов. М.: Металлургия, 1954. - 317 с.

12. Салли И.В. Управление формой и роста кристаллов / И.В. Салли, Э.С. Фалькевич. Киев: Наукова думка, 1989. - 157 с.

13. Канн Дж. Молекулярный механизм кристаллизации / Дж. Канн, У. Хил-линг, Дж. Сире // Успех физ. наук . 1967. - №4. - с. 691-719.

14. М.Чалмерс Б. Теория затвердевания / Б. Чалмерс. М.: Металлургия, 1968. -' 288 с.

15. Бартон В. Рост кристаллов и равновесная структура их поверхностей / В. Бартон, Н. Кабрера, Ф. Франк // Элементарные процессы роста кристаллов. М.: Изд-во иност. лит., 1959. - с. 11-109.

16. Френкель Я.И. Введение в теорию металлов / Я.И. Френкель . М.: Гос-техиздат, 1950. — 384 с.

17. Улучшение качества отливок: сборник статей / под. ред. А.Н. Соколова. M.-JL: Машгиз, 1954. 200 с.

18. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов / И.И. Новиков. -М.: Металлургия, 1978. 392 с.

19. Фридляндер И.Н. Алюминий и его сплавы / И.Н. Фридляндер. М.: Знание, 1965. - 620 с.

20. Металловедение алюминия и его сплавов: справочник / сост. А.И. Белов, О.С. Бочвар, Н.И. Буйнов; отв. ред. И.Н. Фридляндер. 2-е изд. перераб. и доп. - М.: Металлургия, 1983. - 279 с.

21. Гуляев Б.Б. Литейные процессы / Б.Б. Гуляев. М.: Машгиз, 1960. - 416 с.

22. Баландин Г.Ф. Литье намораживанием / Г.Ф. Баландин. — М.: Машгиз, 1962.-262 с.

23. Лившиц Б.Г. Физические свойства металлов и сплавов: учебник для металлургии. специальностей вузов. — М.: Металлургия, 1980. — 320 с.

24. Алюминиевые сплавы: Плавка и литье алюминиевых сплавов / сост. М.Б. Альтман, А.Д. Андреев, Н.Н. Белоусов; отв. ред. В.И. Добаткин. -М.: Металлургия, 1970. 416 с.

25. Сотников А.И. Теория металлургических процессов: Учеб. пособие для вузов / А.И. Сотников, С.И. Попель, В.М. Бороненков. М.: Металлургия, 1986.-463 с. 1

26. Добаткин В.И. Слитки алюминиевых сплавов / В.И. Добаткин. Свердловск: Металлургиздат, 1960. — 175 с.

27. Спасский А.Г. Основы литейного производства / А.Г. Спасский. М.: Металлургиздат, 1950. - 311 с. !

28. Бондарев Б.И. Модифицирование алюминиевых сплавов / Б.И. Бондарев, В.И. Напалков, В.И. Тарарышкин. -М.: Металлургия, 1979.-223 с.

29. Производство полуфабрикатов из алюминиевых сплавов: справочник / сост. Г.А. Балахонцев, Р.И. Барбанель, Б.И. Бондарев; отв. Ред. А.Ф. Белов, Ф.И. Квасов. изд. 2-е перераб., и доп. - М.: Металлургия, 1985. - 350 с.j

30. Напалков В.И. Легирование и модифицирование алюминия и магния / В.И. Напалков, С.В. Махов. М.: Мисис, 2002. - 375 с.

31. Фридляндер И.Н. Алюминиевые деформируемые конструкционные сплавы / И.Н. Фридляндер. М.: Металлургия, 1979. - 208 с.

32. Исследование сплавов цветных металлов: Сб. ст. сб. 2: Посвящ. памяти заслуж. деятеля науки и техники проф. Бочвара A.M. / Отв. ред. А.И. Одинг. М.: Изд-во Акад. наук СССР, 1960. - 206 с.

33. ЗЗ.Фридляндер И.Н. Алюминиевые сплавы. Структура и свойства / И.Н. Фридляндер, К.В. Чуистов, A.JI. Березина. Киев: Наукова думка, 1992. -192 с.

34. Добаткин В.И. Непрерывное литье и литейные свойства сплавов / В.И. Добаткин. -М.: Оборонгиз, 1948. 154 с.

35. Плавка и литьё цветных металлов и сплавов / под ред. Дж. Мерфи М.: Металлургиздат, 1959. - 646 с.

36. Алюминий: свойства и физическое металловедение / под ред. Дж. Хэтча. М.: Металлургия, 1989. - 422 с.

37. Альтман М.Б. Плавка и литье легких сплавов / М.Б. Альтман, А.А. Лебедев, М.В. Чухров. -М.: Металлургия, 1969. 680 с.

38. Салли И.В. Управление формой и роста кристаллов / И.В. Салли, Э.С. Фалькевич. — Киев: Наукова думка, 1989. 157 с.

39. Франк Ф. Влияние смещений на рост кристаллов / Ф. Франк // Новые исследования по кристаллографии и кристаллофизике. — М.: Изд-во иностр.лит., 1950.-Т.1 -с. 41-46.

40. Бартон В. Рост кристаллов и равновесная структура их поверхностей / В. Бартон, Н. Кабрера, Ф. Франк // Элементарные процессы роста кристаллов. -М.: Изд-во иност. лит., 1959. с. 11-109.

41. Маллинз В. Морфологическая устойчивость частицы, растущей за счет диффузии или теплоотвода / В. Маллинз, Р. Секерка // Проблемы роста кристаллов. М.: Мир, 1968. - с. 89-105.

42. Маллинз В. Устойчивость плоской поверхности раздела фаз при кристаллизации разбавленного бинарного расплава / В. Маллинз, Р. Секерка // Проблемы роста кристаллов. М.: Мир, 1968. - с. 106-126.

43. Канн Дж. Теория роста кристалла и движения границы раздела фаз в кристаллических материалах / Дж. Канн // Успехи физ. наук. 1967. - №4 - с.677.689. ,

44. Мальцев М.В. Модифицирование структуры слитков промышленных алюминиевых сплавов / М.В. Мальцев, В.А. Ливанов, К.И. Кузнецов // Металлургические основы литья лёгких сплавов / сб. статей. М.: Оборонгиз, 1957.-с. 140-154.

45. Алюминий и его сплавы в жидком состоянии / сост. В.М. Денисов, В.В. Пинчин, JI.T. Антонов; отв. ред. Э.П. Пастухов. Екатеринбург: Уро1. РАН, 2005.-266 с. ;

46. Ливанов В.А. Непрерывное литье алюминиевых сплавов / В.А. Ливанов, P.M. Габидуллин, B.C. Шипилов. -М.: Металлургия, 1977. 168 с.

47. Металловедение и литьё лёгких сплавов: сборник статей / под. ред. А.Ф. / Белова. М.: Металлургия, 1977. - 384 с.

48. Улучшение качества отливок: сборник статей / под. ред. А.Н. Соколова. М.-Л.: Машгиз, 1954. 200 с.I

49. Никитина М.Ф. Литейные и механические свойства алюминиево-магниевых сплавов / М.Ф. Никитина, В.Г. Анташов, А.А. Тихонов // Литейные свойства металлов и сплавов / сб. статей. — М.: Наука, 1967. — с.249— 252. .

50. Курдюмов А.В. Литейное производство цветных и редких металлов / А.В. Курдюмов, М.В. Пикунов, В.М. Чурсин. изд. 2-е перераб. и доп. М.: Металлургия, 1982. - 352 с.

51. Новиков И.И. Дендритная ликвация в сплавах / И.И. Новиков, B.C. Золо-торевский. -М.: Наука, 1966. 156 с.f 52. Cibula A. Grain resize in Al alloys / A. Cibula // J. Inst Metals. 1949. - v.76. -№4. -p. 321-360.

52. Cibula A. Theory of modification of Al alloys / A. Cibula // Trans. Aime. -1951.-№10.-p. 1053-1056. ;

53. Kumar R. Modification alloys by carbides / R. Kumar // Brit. Foundryman. -1972.-№2.-p. 56-72.

54. Ламихов Л.К. О модифицировании алюминия и сплава А7 переходными металлами / Л.К. Ламихов, Г.В. Самсонов // Цветные металлы. 1964. -№8. - с. 79-82.

55. Металловедение, обработка и применение алюминиевых сплавов / пер. с англ. под ред. А.Т. Туманов. М.: Металлургия, 1972. - 663 с.

56. Фридляндер Н.И. Воспоминания о создании авиакосмической и атомной ' техники из алюминиевых сплавов / Н.И. Фридляндер. М.: Наука, 2005.277 с.I

57. Мондольфо Л.Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов / Л.Ф. Мон-дольфо; пер. с англ. под ред. Квасова Ф.И., Строганова Г.Б.- М.: Металлургия, 1979. 645 с.

58. Frankel G.S. Effect of Cu content on corrosion behavior of 7xxx series aluminum alloys //G.S. Frankel // Journal of the Electrochemical society. 2004. -№5.-p. 58-71. !

59. Reddy G.M. Microstructure property relationships in a high strength Al-Zn-Mg-Cu-Zr alloy / G.M. Reddy, K.S. Prasad, C. Mondal // Materials forum volume 2004. - vol. 28. - p. 883-888.

60. Santner J.S. Fatigue behavior and failure mechanisms of modified 7075 alumi-' num Alloys / J.S. Santner, D. Eylon // Metallurgical Transactions. 1979. -v.lOA.-p. 841-848. ;

61. Truckner W.G. Effects of Microstructure on fatigue crack growth of hight-strenght aluminum Alloys / W.G. Truckner, J.T. Staley, R.J. Bucci // AFML-TR-76-169. 2006. ,

62. Robson J.D. Dispersoid precipitation and process modeling in zirconium containing commercial aluminum alloys / J.D. Robson, P.B. Prangnell // Acta mater.-2001.-vol.49.-p. 599-613.

63. Davin L. Precipitation in stretched Al-Cu-Mg alloys with reduced alloying content studied by DCS, ТЕМ and atom probe / L. Davin, MJ. Starink // Materials science. 2002. - vol. 396-402. - p. 923-928.

64. Starink MJ. Development of Al-Cu-Mg-Li (Mn,Zr,Sc) alloys for age-forming // M.J. Starink, I. Sinclair, P.J. Gregson // Materials forum volume. 2004. -vol. 28.-p. 369-375.

65. Starink M.J. Analysis of precipitation and dissolution in overaged 7xxx aluminum alloys using DSC / MJ. Starink // Mater. Sci. Forum. 2000. — vol. 331-337.-p. 10071-1076.

66. Langdon T.G. Grain structure and texture development during ecap of two heat-treatable al-based alloys // T.G. Langdon, M J. Starink // Rev. Adv. Mater. Sci.-2005.-vol.10.-p. 249-255. i

67. Новиков И.И. Горячеломкость цветных металлов и сплавов / И.И. Новиков.-М.: Наука, 1966. 300 с. ;

68. Ершов Г.С. Микронеоднородность металлов и сплавов / Г.С. Ершов, Л.А. Позняк. М.: Металлургия, 1985. - 214 с.

69. Гуляев Б.Б. Теория литейных процессов / Б.Б. Гуляев. — Ленинград: Машиностроение, 1976. - 211 с.

70. Методы контроля и исследования = лёгких сплавов: Справочник / сост.

71. A.M. Вассерман, В.А. Данилкин, О.С. Коробов. — М.: Металлургия, 1985. -510 с. 1

72. Уэндлант У. Термические методы анализа / У. Уэндлант. М.: Мир 1978. - 528 с. ;

73. Егунов В.П. Введение в термический анализ / В.П. Егунов. — Самара 1996.-270 с. :

74. Берг Л.Г. Физический смысл некоторых характерных точек / Л.Г. Берг,

75. B.П. Егунов.-М.: Наука, 1969.-615 с.

76. Boettinger W.J. On DTA curves for the melting and freezing of alloys / W.J. Boettinger, U.R. Kattner // Metall. Mater. Trans. A. 2002. - №33. - p. 17791794.t

77. Баландин Г.Ф. Формирование кристаллического строения отливок / Г.Ф. Баландин. М;: Машиностроение, 1973. - 287 с.

78. Смирнов В.Л. Термический анализ плавления и затвердевания алюминиевых сплавов / В.Л. Смирнов, В.М. Замятин, Б.В. Овсянников, B.C. Муш-ников // Цветные металлы. 2009. - №2. - с. 87-90.

79. Эскин Д.Г. Горячеломкость слитков алюминиевых сплавов / Д.Г. Эскин // Цветные металлы. 2007. - №1(12). - с. 88-93.

80. Gregson P.J. Dispersoid and Grain Size Effects on Fatigue Crack Growth in AA2024 type Alloys / P.J. Gregson, I. Sinclair // ICAA7. - 2000. - v.3. - p. 1525-1530.

81. Вайнблат Ю.М. Влияние ориентированного распределения включений на анизотропию свойств алюминиевых сплавов / Ю.М. Вайнблат, Б.А. Копе-лиович // Металлы. 1978. - №2. - с. 209-213.

82. Ehrstrum J.C. Metallurgical Design of alloys for aerospaces Structures / J.C. Ehrstrum, T. Warner // ICAA7. 2000. - v. 1. - p. 5-16.

83. Robertson I.M. High temperature properties and processing of AA7050 / I.M. Robertson, B.E. Gore, A.J. Beadoin // The minerals, Metals & Materials Society. 2004. - p. 40-48.

84. Смирнов B.JI. Термоанализ алюминиевых сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu при плавлении и затвердевании / B.JI. Смирнов, В.М. Замятин, Б.В. Овсянников, B.C. Мушников // Металлургия Машиностроения. — 2008. №6. -с. 22-25.I

85. Starink М J. Predicting the structural performance of heat-treatable Al-alloys // MJ. Starink, I. Sinclair, P.J. Gregson // Aluminum Alloys: their physical and mechanical properties. 2000. - vol. 331-337. - p. 97-110.

86. Смирнов B.JI. Термический анализ алюминиевого сплава 7075 при плавлении и затвердевании / B.JI. Смирнов, В.М. Замятин // Труды VIII Съезда литейщиков России в 2т. Ростов-на-Дону. - 2007. - т.1. — с. 204-206.

87. Добаткин В.И. Влияние качества слитка на структуру и свойства полуфабрикатов / В.И. Добаткин // Структура и свойства полуфабрикатов из алюминиевых сплавов / справ, изд-е. М.: Металлургия, 1984. - 408 с.

88. Clark B.G. High-temperature dislocation-precipitate interactions in A1 alloys: An in situ transmission electron microscopy deformation study / B.G. Clark, I.M. Robertson // J. Mater. Res. 2005. - vol.20. - №7. - p. 1792-801.

89. Добаткин В.И. Газы и окислы в алюминиевых сплавах / В.И. Добаткин, P.M. Габидуллин, Б.А. Колачев, Г.С. Макаров. М.: Металлургия, 1976. -264 с.

90. Lavernia E.Y. Strength, deformation, fracture behavior and ductility of aluminum-lithium alloys / E.Y. Lavernia, T.S. Srivatsan // J. Mater. Sci. 1990. -vol.25, no.2B. - p. 1137-1158.

91. Edwards L. Full stress tensor determination in a textured aerospace aluminum alloy plate using synchrotron x-ray diffraction / L. Edwards, S. Ganguly // Textures and microstructures. 2003. - vol.35, №3/4. - p. 175-183.

92. Buchheit R.G. Electrochemical characteristics of intermetallic phases in aluminum alloys / R.G. Buchheit // Journal of the electrochemical society. 2005. -№152.-p. 150-162.