75 лет Геннадию Андреевичу Кулябину (стр. 38 )

Плиты, изготовленные из сплавов 2024 и 2124 разных плавок, часто характеризовались уровнем механических свойств ниже требуемого. В некоторых случаях, хотя и удавалось получать плиты с уровнем свойств, отвечающих требованиям нормативной документации, однако, механические свойства плит имели значительный разброс (таблица).

Механические свойства плит толщиной 139,7 мм из сплава 2124 Т851

серийного и скорректированного химического состава

Направ- ление вырезки образца	sв, МПа	s0,2, МПа	d, %
серий- ный	скор- ректи- рован- ный	требу- емый	серий- ный	скор- ректи- рован- ный	требу- емый	серий- ный	скор- ректи- рован- ный	требу- емый
Продоль-ное (L)	445 – 463	460 – 472	442	385 – 409	395 – 414	379	7,5 – 8,5	8,4 – 9,5	5
Попереч-ное (ST)	440 – 457	450 – 460	442	380 – 403	390 – 406	379	5,6 – 6,3	6,6 – 7,5	4
Высотное (ST)	420 – 435	426 – 440	421	360 – 388	375 – 390	366	1,4 – 1,8	2,3 – 2,6	1,5

Все предпринятые попытки обеспечить получение плит из сплава 2024 с требуемыми значениями механических свойств при изменении режимов гомогенизации слитков, температуры нагрева плит под закалку и продолжительности их выдержки при температуре закалки не увенчались успехом.

Сложившееся положение послужило основанием для выявления роли химического состава сплавов 2024 и 2124 в формировании структуры и свойств плит.

На рис. 3 представлены термограммы нагрева гомогенизированных сплавов 2024 и 2124. Содержание основных легирующих элементов в серийных сплавах 2024 и 2124 составляло (в мас.%): 4,60 и 4,40 Cu; 1,60 и 1,50 Mg; 0,63 и 0,47 Mn соответственно.

Обращает внимание наличие на термограммах нагрева сплавов четко выраженных эндотермических пиков при температуре 511оС, свидетельствующих о том, что полного растворения неравновесной эвтектики при гомогенизации слитков по выбранным режимам добиться не удается. Часть неравновесной эвтектики, располагающейся по границам зерен a-твердого раствора на основе алюминия (aAl), сохраняется и после гомогенизации, а последующее плавление ее сопровождается образованием эндотермических пиков.

Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА) образца сплава 2024 от гомогенизированного слитка сечением 355х1370 мм подтвердил наличие по границам зерен и дендритных ячеек сетки сплошных прослоек неоднородной и сложной по химическому составу неравновесной эвтектики, нерастворенной в алюминиевой матрице сплава при гомогенизации слитка. Неравновесная эвтектика представляет смесь кристаллов α-твёрдого раствора на основе алюминия (αAl) и фазы Al2CuMg.

Рис. 3 Термограммы промышленных алюминиевых сплавов

в режиме нагрева: 1 – 2024; 2 –2124

Для определения совместной предельной растворимости магния и меди в алюминиевой матрице сплава 2024 провели МРСА образцов, вырезанных из закаленной и состаренной по режиму Т351 (закалка, правка растяжением, естественное старение) плиты из этого сплава. Выяснилось, что в структуре плиты сохраняется нерастворенная фаза Al2CuMg. Содержание основных легирующих элементов внутри зёрен α-твёрдого раствора составляет (в мас.%): (1,3÷1,42) Mg, (3,77÷3,88) Cu, (0,16÷0,59) Mn.

Согласно нормативной документации, содержание меди, магния и марганца в сплавах 2024 и 2124 может варьироваться в следующих пределах (в мас.%): 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.

На основании установленной совместной растворимости меди и магния в алюминиевой матрице при температуре 497оС было предложено за нижние пределы легирования выбрать содержание этих элементов, соответствующее их предельной растворимости, а верхние – на 0,1¸0,2 мас.% выше нижних пределов.

Выбор диапазона концентрации основных легирующих элементов на 0,1¸0,2 мас.% выше предельной растворимости рекомендован нами, исходя из следующего. Избыток меди приводит к образованию интерметаллидных соединений с другими элементами (типа AlCuMnFeSi), почти нерастворимых при гомогенизации слитков. Кроме того, медь и магний образуют избыточную фазу Al2CuMg, которую не удается растворить полностью ни при гомогенизации слитков, ни при нагреве труб под закалку. С другой стороны, выбор концентрационного интервала базируется на существующей технологии приготовления сплава, точный состав которого получить невозможно. Предложенный нами верхний предел концентрации легирующих элементов позволяет обеспечивать гарантированное насыщение твердого раствора на основе алюминия магнием и медью при нагреве плит под закалку и минимизировать объемную долю нежелательных интерметаллидных соединений. Такой подход к выбору химического состава сплава назван принципом рационального легирования.

Сравнение механических свойств плит, изготовленных из слитков серийного и скорректированного химического состава, показало, что значения механических свойств плит повысились, а разброс их уменьшился (см. таблицу).

Таким образом, за счет корректировки химического состава сплавов 2024 и 2124 удалось получать плиты со стабильными и требуемыми механическими свойствами, снизить расход дорогостоящих легирующих элементов и значительно уменьшить брак конечной продукции.

При промышленном производстве плит толщиной 60¸150 мм из сплава 7050 системы Al-Zn-Mg-Cu часто наблюдался недопустимо низкий уровень и разброс их механических свойств. Для решения этой актуальной задачи использован принцип рационального легирования сплавов, основанный на результатах их термического и микрорентгеноспектрального анализов.

Термический анализ образцов от отожженного и гомогенизированного слитков показал (рис. 4), что на термограммах имеются четко выраженные эндотермические пики, свидетельствующие о том, что полного растворения неравновесной эвтектики при гомогенизации слитков по серийным режимам не происходит.

Рис. 4. Термограммы промышленного алюминиевого сплава 7050 в режиме нагрева

(состояния):1 – отожженное; 2 – гомогенизированное

Эндотермический пик сплава 7050 системы Al-Zn-Mg-Cu-Zr в отличие от сплавов системы Al-Cu-Mg-Mn имеет раздвоение. Первый пик на термограммах при температуре 477оС обусловлен плавлением легкоплавкой эвтектики, представляющей смесь кристалликов aAl и фазы Mg(Zn, Cu, Al)2. В результате этого процесса цинк диффундирует в зерна алюминиевой матрицы. Фаза Mg(Zn, Cu, Al)2 превращается в фазу Al2CuMg, которая совместно с кристалликами aAl образует новую эвтектику. Плавление новой эвтектики осуществляется при температурах вторых эндотермических пиков: 490 и 497оС (образцы от отожженного и гомогенизированного слитка соответственно).

Микрорентгеноспектральный анализ шлифов из центральной зоны плит толщиной 152,4 мм из сплава 7050 в состоянии Т7451 (закалка, правка с растяжением, двухступенчатое старение) показал наличие по границам зерен дисперсных частиц фазы Al2CuMg, нерастворенной при нагреве плит под закалку. Содержание основных легирующих элементов в матрице плиты из сплава 7050 в состоянии Т7451(закалка, правка с растяжением, двухступенчатое старение) составляет (в мас.%): 7,30% Zn, 1,88%Mg и 2,19%Cu. Следовательно, при нагреве плиты под закалку до 475оС и выдержке ее при этой температуре в течение 300 мин указанные значения концентраций соответствуют предельной растворимости основных легирующих элементов в алюминиевой матрице сплава. Исходя из принципа рационального легирования, рекомендованы следующие нижние концентрационные пределы магния и меди в сплаве 7050 (в мас.%): 1,9%Mg и 2,2%Cu.

Что касается цинка, он почти 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.

На основании полученных результатов предложен сбалансированный химический состав сплава 7050 по основным легирующим элементам, содержание которых изменяется в интервалах (в мас.%): (1,95¸2,15) Mg, (2,20¸2,35) Cu, (6,20¸6,40) Zn.

При современном промышленном производстве слитков из деформируемых алюминиевых сплавов, получаемых методом полунепрерывного литья, применяется комбинированный способ модифицирования сплавов (лигатура в виде чушек Al-3%Ti + прутковая лигатура Al-5%Ti-1%B). Из-за присадки лигатуры Al-3%Ti содержание титана в сплаве поддерживается в пределах 0,04¸0,06 мас.%, а расход прутковой лигатуры Al-5%Ti-1%B составляет 1 кг на 1 т сплава. Результаты исследования структуры слитков свидетельствуют о существенном измельчении размера литого зерна (до 100¸150 мкм). Однако в микроструктуре слитков наблюдается увеличение толщины эвтектических прослоек по границам зёрен и размеров интерметаллидных фаз кристаллизационного происхождения.

Анализ серийного комбинированного способа модифицирования сплава Al-8,1%Zn-2,2%Mg-1,6%Cu-0,12%Zr показал, что значительное измельчение литого зерна в слитках данного сплава не приводит к ожидаемому повышению их пластических свойств при температурах (390¸4100С) горячей деформации. Модифицирование этого сплава прутковой лигатурой Al-5%Ti-1%B при ее расходе 1 кг на 1 т расплава вызывает существенное снижение вязкости разрушения плит. Аналогичные результаты получены и для сплавов 7050 и 7075.