WO2017111656A1 - Высокопрочный термически неупрочняемый алюминиевый сплав и способ его изготовления - Google Patents

Высокопрочный термически неупрочняемый алюминиевый сплав и способ его изготовления Download PDF

Info

Publication number
WO2017111656A1
WO2017111656A1 PCT/RU2016/000432 RU2016000432W WO2017111656A1 WO 2017111656 A1 WO2017111656 A1 WO 2017111656A1 RU 2016000432 W RU2016000432 W RU 2016000432W WO 2017111656 A1 WO2017111656 A1 WO 2017111656A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
alloy
group
scandium
content
total content
Prior art date
Application number
PCT/RU2016/000432
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Валентин Юрьевич КОНКЕВИЧ
Алексей Валентинович НИКОЛАС
Original Assignee
Общество С Ограниченной Ответственностью "Смв Инжиниринг"
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Общество С Ограниченной Ответственностью "Смв Инжиниринг" filed Critical Общество С Ограниченной Ответственностью "Смв Инжиниринг"
Publication of WO2017111656A1 publication Critical patent/WO2017111656A1/ru

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/14—Both compacting and sintering simultaneously
    • B22F3/15—Hot isostatic pressing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent

Definitions

  • the alleged invention relates to the field of metallurgy, in particular, can be used to obtain deformed semi-finished products for highly loaded structures.
  • AMgb system Al-Mg containing (in wt.%): 5.8-6.8 Mg, 0.02-0.1 Ti, 0.5-0.8 Mp, up to 0.2 Zn up to 0.1 Cu, up to 0.4 Fe, up to 0.4 Si.
  • the objective of the invention is to increase the strength of semi-finished products and structures made of thermally unstrengthened aluminum alloys.
  • the technical result is to obtain blanks and structures with a tensile strength of at least 600 MPa, increasing the service life of products due to the use of a more durable alloy, as well as the expansion of the range of applied structures.
  • the specified technical result is achieved by the fact that it is proposed an alloy based on aluminum containing magnesium, scandium, at least one element from the group containing chromium, zirconium, hafnium and titanium, at least one element from the group containing zinc, copper and manganese, at least one element from the group consisting of cerium, lanthanum, yttrium, erbium, ytterbium, gadolinium, dysprosium, europium, lutetium and thulium, in the following ratio, in wt.%:
  • At least one element from the group consisting of zinc, copper and manganese with a total content of from 0.05 to 2.0
  • the ratio of the content of scandium to the total content of elements from the group of cerium, lanthanum, yttrium, erbium, ytterbium, gadolinium, dysprosium, europium, lutetium and thulium is from 0.1: 1 to 500: 1
  • the ratio of the content of elements from the group of chromium, zirconium, hafnium and titanium to the content of scandium is from 2: 1 to 50: 1.
  • the technical result is also achieved due to the fact that the proposed method for producing semi-finished products from an alloy based on aluminum, the composition described above, including smelting the alloy, crystallization of the alloy with a cooling rate from 1 ⁇ 10 3 to 1 ⁇ 10 7 K / s to obtain alloy particles of size 10-2000 microns, subsequent compaction of particles into the workpiece and its hot deformation.
  • the particles can be compacted into a preform with a density of at least 0.9 of the calculated density of the alloy, and hot deformation of the preform can be carried out by pressing with a degree of deformation of at least 80%.
  • Magnesium is one of the main hardening components of aluminum alloys. With an increase in the magnesium content in the alloy, the mechanical strength of the semi-finished products increases, but at the same time, the technological properties of the subsequent processing by pressure are significantly reduced. When the magnesium content in the alloy is more than 7 wt.%, The corrosion properties of the alloy significantly deteriorate, and when the content is less than 1 wt.%, The strength of the alloy is insufficient. In this regard, to ensure optimal properties of the alloy, the magnesium content in the proposed alloy should be from 1.0 to 7.0 may. %
  • Alloying an Al-Mg system alloy with insoluble rare-earth metals helps to ensure that the dispersed phases of rare-earth aluminides, evenly distributed in the alloy matrix, play the role of nuclei in the decomposition of a Sc solid solution and a transition metal solid solution from the Cr, Zr, Hf, Ti group, contributing to their uniform decay.
  • the decomposition of a solid solution of scandium in aluminum occurs, since scandium has a higher diffusion coefficient, and then the transition metals from the group Cr, Zr, Hf, Ti decompose.
  • the incoherence of the phases of rare-earth metals, which play the role of nuclei contributes to the stability of the hardening phases during technological heating.
  • Scandium is the most effective hardener of the alloy of the A1-Mg system, because the Al 3 Sc phase formed during the decomposition of the solid solution is coherent with the matrix and has almost the same value of the crystal lattice parameter.
  • the addition of scandium to alloys based on the Al-Mg system can significantly increase its strength characteristics.
  • the content of scandium in the alloy in an amount of less than 0.1 wt.%, All scandium is in solid solution and its hardening effect is negligible.
  • An increase in the content of scandium in the alloy of more than 1.5 wt.% Is impractical, since it can lead to the formation of coarse phases based on scandium and will not contribute to a further increase in strength.
  • the alloy may contain one or several elements from the group Cr, Zr, Hf, Ti, subject to this ratio.
  • the content of transition metals (PM) in this alloy is less than 1.5 wt.%, The hardening effect is manifested slightly and it is not possible to provide the necessary level of strength.
  • a total PM content of more than 5.0 wt.% Coarse primary intermetallic compounds are formed and, as a result, a decrease in the strength and plastic characteristics of the alloy is observed.
  • a structure is formed with coarse inclusions of strengthening phases, which does not provide the required level of strength characteristics.
  • a ratio of less than 2: 1 the volume fraction of the phases of the transition metals, the precipitation of which is promoted by the complex nucleus, is insufficient and the morphology of the phases is also unfavorable in terms of ensuring the required strength.
  • the introduction of the soluble elements Zn, Cu, and Ml into the alloy composition contributes to the hardening of the solid solution.
  • the choice of component depends on what service characteristics are presented to the alloy.
  • the introduction of zinc strengthens the alloy, but reduces corrosion resistance.
  • the introduction of copper strengthens the alloy, but reduces the resistance to hot cracking during welding.
  • the introduction of manganese also increases the strength, but can lead to a decrease in the solubility of elements from the PM group and contribute to the formation of complex intermetallic phases with low hardening action (for example, Al 6 Mn (Cr, Ti), which during welding embrittle the seam).
  • the optimal total content in the alloy of soluble elements from the group of Zn, Cu and Mn is from 0.05 to 2.0 wt.%.
  • the alloy may contain one or several elements from this group.
  • the introduction of at least one element from the group of rare-earth metals Ce, La, Y, Er, Yb, Gd, Dy, Eu, Lu, and Tm into the alloy composition makes it possible to increase the stability of dispersed hardening phases - decomposition products of a supersaturated scandium solid solution and transition metals due to prevent their coagulation and, accordingly, reduce the degree of softening of the alloy during thermomechanical action.
  • Elements from the group of rare-earth metals are insoluble in the aluminum matrix and when high concentrations in the metal structure may cause the appearance of coarse primary phases, which leads to embrittlement of the material and a significant decrease in its mechanical properties.
  • the optimal content of rare earth elements in the alloy should be from 0.003 to 0.75 wt.%. In this case, the positive effect of rare-earth elements is manifested both when doping with one element from the presented group, and with a number of elements, provided the total content is less than 0.75 wt.%.
  • the ratio of the content of scandium to elements from the REM group in the alloy is less than 0.1: 1, the amount of scandium is not enough to form a complex substrate and the subsequent decomposition of the solid solution of metals from the PM group also occurs non-uniformly.
  • the alloy is obtained in the form of particles (ribbons, flakes, granules) with a dispersion of 10 to 2000 ⁇ m .
  • the specific dispersion value is determined by the selected production method and technology.
  • the workpiece is compacted from the obtained particles and their subsequent hot deformation, for example, by pressing, stamping, etc.
  • Compaction modes force, temperature
  • air molecular gas
  • interparticle intergranular space, defects can form in the form of bubbles, delaminations.
  • At a density of more than 90% during the pressing and formation of juvenile surfaces all gas contained in micro-discontinuities, active with respect to aluminum, will react with the formation of oxides and nitrides, and thus, gas defects in the semi-finished product will not form and the required level of strength will be ensured.
  • the supersaturated solid solution is decomposed with the formation of hardening phases based on Sc, Zr, Hf, Cr, and Ti, and due to the high density of the compact, uniformity of properties over the cross section of the workpiece is achieved.
  • Compacting of a compact workpiece is carried out with a degree of deformation of at least 80%, this ensures sufficient interparticle interaction, grasping of granules, ribbons, etc. among themselves, and, as a result, obtaining a high-quality pressed semi-finished product (bar, profile, etc.), which can be used for the manufacture of critical parts and structures. If the degree of deformation is less than 80%, the pressed semi-finished product will have low strength properties in the transverse direction.
  • a substrate When pressing a workpiece of the proposed composition in the structure, a substrate will be formed from phases based on rare-earth metals, which, in turn, will contribute to a more complete and uniform decomposition of the abnormally supersaturated solid solution and to achieve high mechanical strength of the semi-finished products.
  • Alloys of compositions N2 1, 3, and 4 were obtained in the form of ribbons by spinning, and alloys of compositions Na 2 and 5 (Table 1) were obtained in the form of granules by centrifugal casting with cooling in water.
  • the thickness of the ribbons for the alloy N ° l was 25-30 ⁇ m, for the alloy N ° 3 it was 17-20 ⁇ m, and for the alloy N ° 4 it was 15-20 ⁇ m.
  • the diameter of the granules of alloys N ° 2 and 5 was 1.0-1.6 mm.
  • the strength level of the obtained alloys corresponds to the presented strength level of at least 600 MPa.
  • the proposed alloy can be used as a replacement for high-strength thermally hardened alloys such as B95, V96ts, etc.
  • the strength level of the obtained alloys corresponds to the presented strength level of at least 600 MPa.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
  • Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, в частности, может быть использовано для получения деформированных полуфабрикатов для высоконагруженных конструкций. Изобретение включает в себя сплав на основе алюминия, содержащий (в масс. %): от 1,0 до 7,0 магния, от 0,1 до 1,5 скандия, по крайней мере один элемент из группы, содержащей хром, цирконий, гафний и титан, при суммарном содержании от 1,5 до 5,0; по крайней мере один элемент из группы, содержащей цинк, медь и марганец, при суммарном содержании от 0,05 до 2,0; по крайней мере один элемент из группы, содержащей церий, лантан, иттрий, эрбий, иттербий, гадолиний, диспрозий, европий, лютеций и тулий, при суммарном содержании от 0,003 до 0,75; алюминий - остальное. При этом соотношение содержания скандия к суммарному содержанию элементов из группы церий, лантан, иттрий, эрбий, иттербий, гадолиний, диспрозий, европий, лютеций и тулий составляет от 0,1:1 до 500:1, а отношение содержания элементов из группы хром, цирконий, гафний и титан к содержанию скандия составляет от 2:1 до 50:1. Изобретение также включает способ получения полуфабрикатов из данного сплава, включающий выплавку сплава, кристаллизацию сплава при высоких скоростях охлаждения с получением частиц сплава размером 10-2000 мкм, последующее их компактирование в заготовку и ее горячее деформирование.

Description

Высокопрочный термически неупрочняемый алюминиевый сплав и способ его изготовления
Предполагаемое изобретение относится к области металлургии, в частности, может быть использовано для получения деформированных полуфабрикатов для высоконагруженных конструкций.
Известен термически неупрочняемый сплав АМгб системы Al-Mg, содержащий (в мас.%): 5,8-6,8 Mg, 0,02-0,1 Ti, 0,5-0,8 Мп, до 0,2 Zn, до 0,1 Си, до 0,4 Fe, до 0,4 Si. Сплав отличается удовлетворительной технологичностью при литье, прессовании, прокатке и сварке, прессованные и катаные полуфабрикаты из сплава АМгб используют для получения сварных конструкций, однако их прочность недостаточна (предел прочности при статическом растяжении составляет σΒ=300-320 МПа, условный предел текучести σ0,2= 180 МПа (Машиностроение. Энциклопедия, том П-З. Цветные металлы и сплавы. Композиционные металлические материалы // под ред. И.Н.Фридляндера. М.: Машиностроение, 2001, стр. 25), аналог.
Известен более прочный свариваемый термически неупрочняемый сплав 01570С системы Al-Mg-Sc (Филатов Ю.А., Плотников А. Д. Структура и свойства деформированных полуфабрикатов из алюминиевого сплава 01570С системы Al- Mg-Sc для изделия РКК «Энергия» // Технология легких сплавов, JN° 2, 2011, стр.15- 26), содержащий в мас.%: 5,0-5,6 Mg, 0,18-0,26 Sc, 0,2-0,5 Mn, 0,05-0,12 Zr, 0,01-0,03 Ti, 0,0002-0,005 Be, 0,0002-0,0009 Се, до 0,07 Fe, до 0,05 Si, прототип.
Указанные сплавы имеют относительно низкие прочностные характеристики, по сравнению с термически упрочняемыми конструкционными сплавами (для сплава 01570С σΒ = 380-450 МПа, σ0,2= 280-320 МПа). В связи с этим его нельзя использовать при изготовлении высоконагруженных конструкций.
Задачей изобретения является повышение прочности полуфабрикатов и конструкций из термически неупрочняемых алюминиевых сплавов.
Техническим результатом является получение заготовок и конструкций с пределом прочности не ниже 600 МПа, увеличение срока службы изделий за счёт использования более прочного сплава, а также расширение номенклатуры применяемых конструкций.
Указанный технический результат достигается тем, что предлагается сплав на основе алюминия содержащий магний, скандий, по крайней мере один элемент из группы, содержащей хром, цирконий, гафний и титан, по крайней мере один элемент из группы, содержащей цинк, медь и марганец, по крайней мере один элемент из группы, содержащей церий, лантан, иттрий, эрбий, иттербий, гадолиний, диспрозий, европий, лютеций и тулий, при следующем соотношении компонентов, в мас.%:
магний от 1,0 до 7,0
скандий от 0,1 до 1,5
по крайней мере один элемент из группы, содержащей хром, цирконий, гафний и титан, при суммарном содержании от 1,5 до 5,0
по крайней мере один элемент из группы, содержащей цинк, медь и марганец, при суммарном содержании от 0,05 до 2,0
по крайней мере один элемент из группы, содержащей церий, лантан, иттрий, эрбий, иттербий, гадолиний, диспрозий, европий, лютеций и тулий, при суммарном содержании от 0,003 до 0,75
алюминий - остальное,
при этом соотношение содержания скандия к суммарному содержанию элементов из группы церий, лантан, иттрий, эрбий, иттербий, гадолиний, диспрозий, европий, лютеций и тулий составляет от 0,1 :1 до 500:1, а отношение содержания элементов из группы хром, цирконий, гафний и титан к содержанию скандия составляет от 2:1 до 50: 1.
Технический результат достигается также за счёт того, что предлагается способ получения полуфабрикатов из сплава на основе алюминия, описанного выше состава, включающий выплавку сплава, кристаллизацию сплава со скоростью охлаждения от 1 · 103 до 1 · 107 К/с с получением частиц сплава размером 10-2000 мкм, последующее компактирование частиц в заготовку и ее горячее деформирование. При этом компактирование частиц в заготовку может осуществляться с плотностью не менее 0,9 от расчётной плотности сплава, а горячее деформирование заготовки может осуществляться путем прессования со степенью деформации не менее 80 %.
Для увеличения прочности алюминиевого сплава предлагается обеспечить более высокую степень легирования переходными металлами (по сравнению с прототипом, сплавом 01570С) и более высокую термическую стабильность дисперсных упрочняющих фаз алюминидов переходных металлов.
Магний является одним из основных упрочняющих компонентов алюминиевых сплавов. С увеличением содержания магния в сплаве возрастает механическая прочность полуфабрикатов, но при этом существенно ухудшаются технологические свойства при последующей обработке давлением. При содержании магния в сплаве более 7 мас.% существенно ухудшаются коррозионные свойства сплава, а при содержании менее 1 мас.% недостаточна прочность сплава. В связи с этим для обеспечения оптимальных свойств сплава содержание магния в предлагаемом сплаве должно составлять от 1,0 до 7,0 мае. %.
Легирование сплава системы Al-Mg нерастворимыми редкоземельными металлами способствует тому, что дисперсные фазы алюминидов редкоземельных металлов, равномерно распределяясь в матрице сплава, играют роль зародышей при распаде твердого раствора Sc и твердого раствора переходных металлов из группы Cr, Zr, Hf, Ti способствуя их равномерному распаду. При этом, первоначально происходит распад твердого раствора скандия в алюминии, так как скандий имеет более высокий коэффициент диффузии, а затем происходит распад переходных металлов из группы Cr, Zr, Hf, Ti. Некогерентность фаз редкоземельных металлов, играющих роль зародышей, способствует стабильности упрочняющих фаз при технологических нагревах. Скандий является наиболее эффективным упрочнителем сплава системы А1- Mg, потому что фаза Al3Sc, образующаяся при распаде твердого раствора когерентна с матрицей, имеет практически такую же величину параметра кристаллической решетки. Таким образом, добавка скандия в сплавы на основе системы Al-Mg позволяет существенно повысить его прочностные характеристики. При содержании скандия в сплаве в количестве меньшем 0,1 мас.%, весь скандий находится в твердом растворе и его упрочняющее действие незначительно. При его содержании более 0,1 мас.% дисперсные зародыши фаз редкоземельных металлов способствуют выпадению скандия из твердого раствора, что приводит к упрочнению сплава. Увеличение содержания скандия в сплаве более 1,5 мас.% нецелесообразно, так как может привести к образованию грубых фаз на основе скандия и не будет способствовать дальнейшему увеличению прочности.
Наибольший упрочняющий эффект достигается при суммарном содержании переходных металлов от 1,5 до 5,0 мас.%. При этом в сплаве может содержаться как один, так и несколько элементов из группы Cr, Zr, Hf, Ti при соблюдении данного соотношения. При содержании переходных металлов (ПМ) в данном сплаве менее 1,5 мас.% эффект упрочнения проявляется незначительно и не удается обеспечить необходимый уровень прочности. При суммарном содержании ПМ более 5,0 мас.% происходит образование грубых первичных интерметаллидов и, как следствие, наблюдается снижение прочностных и пластических характеристик сплава.
Поскольку диффузионные процессы протекают с разными скоростями (скандий имеет коэффициент диффузии примерно на 2 порядка выше чем у элементов из группы ПМ), то для стабильности получения свойств полуфабрикатов необходимо обеспечить равномерный распад пересыщенного твердого раствора ПМ в алюминии на комплексных зародышах, образованных фазами нерастворимых РЗМ и скандием. Опытным путем было установлено, что оптимальных характеристик можно достичь за счёт обеспечения в сплаве соотношения содержания элементов группы ПМ к содержанию скандию от 2:1 до 50:1. Соотношение элементов из группы ПМ к скандию более 50: 1 приводит к тому, что происходит неравномерный, независимый от наличия зародышей, распад пересыщенного твердого раствора ПМ в алюминии. В результате формируется структура с грубыми включениями упрочняющих фаз, что не обеспечивает требуемый уровень прочностных характеристик. При соотношении менее 2:1 объемная доля фаз переходных металлов, выпадению которых способствует комплексный зародыш, недостаточна и морфология фаз также неблагоприятна с точки зрения обеспечения требуемой прочности.
Введение в состав сплава растворимых элементов Zn, Си и Мл способствует упрочнению твёрдого раствора. Выбор компонента зависит от того, какие служебные характеристики предъявляют к сплаву. Введение цинка упрочняет сплав, но снижает коррозионную стойкость. Введение меди упрочняет сплав, но снижает сопротивление образованию горячих трещин при сварке. Введение марганца также увеличивает прочность, но может привести к уменьшению растворимости элементов из группы ПМ и способствовать образованию комплексных интерметаллидных фаз с низким упрочняющим действием (например Al6Mn(Cr,Ti), которые при сварке охрупчивают шов). Оптимальное суммарное содержание в сплаве растворимых элементов из группы Zn, Си и Мп составляет от 0,05 до 2,0 мас.%. При этом в сплаве может содержаться как один, так и несколько элементов из данной группы.
Введение в состав сплава по крайней мере одного элемента из группы редкоземельных металлов Се, La, Y, Er, Yb, Gd, Dy, Eu, Lu и Tm позволяет повысить стабильность дисперсных упрочняющих фаз - продуктов распада пересыщенного твёрдого раствора скандия и переходных металлов за счёт предотвращения их коагуляции и, соответственно, уменьшения степени разупрочнения сплава при термомеханическом воздействии. Элементы из группы редкоземельных металлов нерастворимы в алюминиевой матрице и при их больших концентрациях в структуре металла возможно появление грубых первичных фаз, что приводит к охрупчиванию материала и существенному снижению его механических свойств. Оптимальное содержание редкоземельных элементов в сплаве должно составлять от 0,003 до 0,75 мас.%. При этом положительное действие редкоземельных элементов проявляется как при легировании одним элементов из представленной группы, так и рядом элементов при условии общего содержания менее 0,75 мас.%.
Для получения равномерных свойств по сечению полуфабриката в сплаве необходимо обеспечить соотношение скандия к компонентам из группы РЗМ от 0,1:1 до 500:1. В этом случае будет обеспечиваться равномерность распада твердого раствора, за счёт формирования, так называемой структуры «предраспада», на которой затем происходит распад пересыщенного твердого раствора металлов из группы ПМ. Если соотношение скандия к элементам из группы РЗМ в сплаве больше чем 500: 1, то распад твердого раствора скандия происходит неравномерно. В случае, если соотношение содержания скандия к элементам из группы РЗМ в сплаве меньше чем 0,1 :1, количества скандия оказывается недостаточно для формирования комплексной подложки и последующий распад твердого раствора металлов из группы ПМ происходит также неравномерно.
Поскольку большая часть легирующих элементов предлагаемого сплава имеет ограниченную растворимость в алюминиевой основе, то для достижения требуемой прочности полуфабрикатов (более 600 МПа) необходимо обеспечить равномерное упрочнение твердого раствора, а также высокую объемную долю продуктов распада пересыщенного твердого раствора - равномерно распределенных упрочняющих фаз. Высокая объемная доля достигается за счет высокой концентрации переходных металлов в твердом растворе, которая, в свою очередь, обеспечивается за счёт высокой скорости охлаждения при кристаллизации. При скоростях охлаждения 1 - 103 - 1 107 К/с возможно обеспечить пересыщение твёрдого раствора сплава легирующими компонентами и обеспечить последующее выделение упрочняющих фаз, например, Al3Sc. Любым из методов высокоскоростного затвердевания расплава (распыление через форсунку, литьё на вращающийся диск, спинингование, экстракция из расплава и т.д.) при заданных значениях скорости охлаждения получают сплав в виде частиц (ленточек, чешуек, гранул) дисперсностью от 10 до 2000 мкм. Конкретное значение дисперсности определяется выбранным способом получения и технологией. При скорости охлаждения при кристаллизации меньше чем 1 - Ю3 К/с в сплаве образуются первичные интерметаллиды переходных металлов, что не позволяет обеспечить прочностные характеристики, сплав охрупчивается. При этом не удается равномерно распределить в объеме матрицы и диспергировать фазы редкоземельных металлов, которые являются подложкой при распаде пересыщенных твердых растворов скандия и переходных металлов. Если скорость охлаждения при кристаллизации больше чем 1 - 107 К/с, в быстрозакристаллизованной частице, имеющей толщину менее 10 мкм или грануле диаметром 5-10 мкм формируется большая объемная доля поверхностного оксида и сплав получается малопластичным и нетехнологичным при последующей обработке, а металлы из группы РЗМ растворяются в твердом растворе и не способствуют, таким образом, равномерному распаду скандия в алюминии.
После получения частиц сплава проводится компактирование заготовки из полученных частиц и их последующее горячее деформирование, например, прессованием, штамповкой и т.д. Режимы компактирования (усилие, температура) должны обеспечить плотность компактной заготовки не менее 90% от плотности сплава. Если плотность компактной заготовки будет меньше 90%, то при последующем прессовании, вследствие наличия в межчастичном (межгранульном) пространстве молекулярного газа (воздуха), может происходить образование дефектов в виде пузырей, расслоений. При плотности более 90% в процессе прессования и образования ювенильных поверхностей весь газ, заключенный в микронесплошностях, активный по отношению к алюминию, прореагирует с образованием оксидов и нитридов, и, таким образом, газовые дефекты в полуфабрикате не будут образовываться и будет обеспечен требуемый уровень прочности. При нагреве при компактировании обеспечивается распад пересыщенного твёрдого расвора с образованием упрочняющих фаз на основе Sc, Zr, Hf, Cr и Ti и за счёт высокой плотности компакта достигается равномерность свойств по сечению заготовки.
Прессование компактной заготовки осуществляется со степенью деформации не менее 80%, это обеспечивает достаточное межчастичное взаимодействие, схватывание гранул, ленточек и т.п. между собой, и, в итоге, получение качественного прессованного полуфабриката (прутка, профиля и т.п.), который может использоваться для изготовления ответственных деталей и конструкций. Если степень деформации будет менее 80 %, прессованный полуфабрикат будет иметь низкие прочностные свойства в поперечном направлении. При прессовании заготовки предлагаемого состава в структуре будет образовываться подложка из фаз на основе РЗМ, что, в свою очередь будет способствовать более полному и равномерному распаду аномально пересыщенного твердого раствора и достижению высокой механической прочности полуфабрикатов.
Пример 1.
Были получены методом спиннингования сплавы составов N2 1, 3 и 4 (табл. 1) в виде ленточек, а сплавы составов Na 2 и 5 (табл. 1) были получены в виде гранул методом центробежного литья с охлаждением в воде. Толщина ленточек составляла для сплава N°l - 25-30 мкм, для сплава N°3 - 17-20 мкм, для сплава N° 4 - 15-20 мкм. Диаметр гранул сплавов N° 2 и 5 составлял 1,0-1,6 мм. Расчётным путём была определена скорость охлаждения при кристаллизации, которая для сплава Ν° 1 составляла 1 - 10 6 К/с, для сплавов 3
JN2 2 и 5 - 1-10 К/с, для сплава N° 3 - 5- 106 К/с, для сплава Ns 4 - 3- 106 К/с. Химический анализ по основным компонентам проводили с помощью индуктивно связанной плазмы. Содержание РЗМ контролировалось по составу шихты.
Таблица 1. Химический состав предлагаемых сплавов, мас.%
Figure imgf000011_0001
Примечание: ПМ - переходные металлы, РЭ - растворимые элементы
Полученный спиннинг-продукт (в виде ленточек) и гранулы компактировали в цилиндрические заготовки размером 040x30мм. Измерение плотности образцов осуществлялось методом гидростатического взвешивания. Результаты исследований представлены в табл.2.
После этого компактные заготовки подвергались пластическому дефоормированию на гидравлическом прессе усилием 210 тс на пруток диаметром 18 мм (табл. 2). Из полученного полуфабриката каждого состава были вырезаны по 5 образцов и проведены испытания на статическое растяжение. Полученные механические свойства представлены в таблице 2.
Таблица 2. Свойства и механические свойства полуфабрикатов из сплавов, предлагаемого состава
No Вид п/ф Плотность Степень σΒ, МПа σ0,2, МПа δ, % сплава компакта, деформации,
% об % 1 Пруток 98,2 74 638 574 10,2 $18мм
2 Пруток 91,3 74 612 538 16,4
018мм
3 99,4 74 671 621 8,5
4 Пруток 98,4 74 682 618 14,7
18мм
5 Пруток 93,9 74 654 586 1 1,3
018мм
имечание: Указаны средние значения механических свойств результатам испытаний 5 образцов.
Таким образом, уровень прочности полученных сплавов соответствует предъявляемому уровню прочности не ниже 600 МПа. Предлагаемый сплав может быть применён в качестве замены высокопрочных термически упрочняемых сплавов типа В95, В96ц и т.п.
Пример 2.
Методом спиннингования были получены ленточки сплава состава N° 6 (табл. 3), методом центробежного литья с охлаждением в воде были получены гранулы сплава состава Jfe 7 (табл.3). Толщина ленточек составляла для сплава N° 6 составляла 25-30 мкм, диаметр гранул сплава Ns 7 составлял 1,0-1,6 мм. Расчётным путём была определена скорость охлаждения при кристаллизации, которая для сплава 6 составляла 1-Ю5 К/с, для сплава N° 7 - 4- 105 К/с. Химический анализ по основным компонентам проводили с помощью индуктивно связанной плазмы. Содержание РЗМ контролировалось по составу шихты.
Таблица 3. Химический состав предлагаемых сплавов, мас.%
Figure imgf000012_0001
Примечание: ПМ - переходные металлы, РЭ - растворимые элементы. Полученные ленточки и гранулы засыпали и уплотняли в цилиндрические ёмкости размером 060x45мм. Часть заготовок компактировали с плотностью менее 90%, для повышения технологичности при последующем деформировании. Измерение плотности образцов осуществлялось методом гидростатического взвешивания. Результаты представлены в табл.4.
После этого компактные заготовки были отпрессованы на гидравлическом прессе усилием 250 тс в полосы (табл. 4). Из полученных полуфабрикатов были вырезаны по 5 образцов каждого состава и проведены испытания на статическое растяжение. Механические свойства полуфабрикатов представлены в таблице 4.
Таблица 4. Свойства и механические свойства полуфабрикатов из сплавов, предлагаемого состава
Figure imgf000013_0001
Примечание: Указаны средние значения механических свойств по результатам испытаний 5 образцов.
Таким образом, уровень прочности полученных сплавов соответствует предъявляемому уровню прочности не ниже 600 МПа.

Claims

Формула изобретения
1. Сплав на основе алюминия, содержащий магний, скандий, по крайней мере один элемент из группы, содержащей хром, цирконий, гафний и титан, по крайней мере один элемент из группы, содержащей цинк, медь и марганец, по крайней мере один элемент из группы, содержащей церий, лантан, иттрий, эрбий, иттербий, гадолиний, диспрозий, европий, лютеций и тулий, характеризующийся тем, что он содержит компоненты при следующем соотношении, в мас.%:
магний от 1,0 до 7,0
скандий от 0,1 до 1,5
по крайней мере один элемент из группы, содержащей хром, цирконий, гафний и титан, при суммарном содержании от 1,5 до 5,0
по крайней мере один элемент из группы, содержащей цинк, медь и марганец, при суммарном содержании от 0,05 до 2,0
по крайней мере один элемент из группы, содержащей церий, лантан, иттрий, эрбий, иттербий, гадолиний, диспрозий, европий, лютеций и тулий при суммарном содержании от 0,003 до 0,75
алюминий - остальное,
при этом соотношение содержания скандия к суммарному содержанию элементов из группы церий, лантан, иттрий, эрбий, иттербий, гадолиний, диспрозий, европий, лютеций и тулий составляет от 0,1 : 1 до 500:1, а отношение содержания элементов из группы хром, цирконий, гафний и титан к содержанию скандия составляет от 2: 1 до 50:1.
2. Способ получения полуфабрикатов из сплава на основе алюминия по п. 1, включающий выплавку сплава, кристаллизацию сплава со скоростью охлаждения от 1 103 до 1 107 К/с с получением частиц сплава размером 10-2000 мкм, последующее их компактирование в заготовку и ее горячее деформирование.
3. Способ по п. 2, отличающийся тем, что компактирование частиц в заготовку осуществляют с плотностью не менее 0,9 от расчётной плотности сплава. .
4. Способ по п. 2, отличающийся тем, что горячее деформирование заготовки осуществляют путем прессования со степенью деформации не менее 80 %.
PCT/RU2016/000432 2015-12-25 2016-07-12 Высокопрочный термически неупрочняемый алюминиевый сплав и способ его изготовления WO2017111656A1 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
RU2015155987 2015-12-25
RU2015155987A RU2636781C2 (ru) 2015-12-25 2015-12-25 Высокопрочный термически неупрочняемый алюминиевый сплав и способ его изготовления

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017111656A1 true WO2017111656A1 (ru) 2017-06-29

Family

ID=59090823

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/RU2016/000432 WO2017111656A1 (ru) 2015-12-25 2016-07-12 Высокопрочный термически неупрочняемый алюминиевый сплав и способ его изготовления

Country Status (2)

Country Link
RU (1) RU2636781C2 (ru)
WO (1) WO2017111656A1 (ru)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112553512A (zh) * 2020-12-02 2021-03-26 中铝材料应用研究院有限公司 高热稳定性、焊接性和耐蚀性的铝-镁合金板材及其用途
CN115351460A (zh) * 2022-09-01 2022-11-18 江苏中天科技股份有限公司 一种高强度稀土铝合金焊丝及其制备方法
CN115961187A (zh) * 2022-07-17 2023-04-14 承德石油高等专科学校 一种含Bi小变形实效Al-Mg-Sc合金及其制备方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2654222C1 (ru) * 2017-07-18 2018-05-17 федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Санкт-Петербургский горный университет" Способ получения лигатуры алюминий-эрбий
RU2743079C1 (ru) * 2020-09-22 2021-02-15 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Деформируемый алюминиевый сплав на основе системы Al-Mg-Sc-Zr с добавками Er и Yb (варианты)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2082807C1 (ru) * 1995-03-17 1997-06-27 Валерий Владимирович Захаров Деформируемый термически неупрочняемый сплав на основе алюминия
US20030156967A1 (en) * 2000-12-21 2003-08-21 Davydov Valentin Georgijevich Non-hardenable aluminium alloy as a semi-finished product for structures
EP1217085B1 (de) * 2000-12-21 2003-10-01 EADS Deutschland GmbH Nichtaushärtbare Aluminiumlegierung als Halbzeug für Strukturen
RU2387725C2 (ru) * 2008-07-09 2010-04-27 Открытое акционерное общество "Каменск-Уральский металлургический завод" Деформируемый термически неупрочняемый сплав на основе алюминия и изделие из него
RU2410458C1 (ru) * 2009-10-20 2011-01-27 Открытое акционерное общество "Всероссийский институт легких сплавов" (ОАО "ВИЛС") Деформируемый термически неупрочняемый сплав на основе алюминия
RU2513492C1 (ru) * 2013-02-21 2014-04-20 Открытое акционерное общество "Всероссийский институт легких сплавов" (ОАО "ВИЛС") Деформируемый термически неупрочняемый сплав на основе алюминия

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2082807C1 (ru) * 1995-03-17 1997-06-27 Валерий Владимирович Захаров Деформируемый термически неупрочняемый сплав на основе алюминия
US20030156967A1 (en) * 2000-12-21 2003-08-21 Davydov Valentin Georgijevich Non-hardenable aluminium alloy as a semi-finished product for structures
EP1217085B1 (de) * 2000-12-21 2003-10-01 EADS Deutschland GmbH Nichtaushärtbare Aluminiumlegierung als Halbzeug für Strukturen
RU2387725C2 (ru) * 2008-07-09 2010-04-27 Открытое акционерное общество "Каменск-Уральский металлургический завод" Деформируемый термически неупрочняемый сплав на основе алюминия и изделие из него
RU2410458C1 (ru) * 2009-10-20 2011-01-27 Открытое акционерное общество "Всероссийский институт легких сплавов" (ОАО "ВИЛС") Деформируемый термически неупрочняемый сплав на основе алюминия
RU2513492C1 (ru) * 2013-02-21 2014-04-20 Открытое акционерное общество "Всероссийский институт легких сплавов" (ОАО "ВИЛС") Деформируемый термически неупрочняемый сплав на основе алюминия

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
FILATOV JU. A. ET AL.: "Struktura i svoistva deformirovannykh polufabrikatov iz aliuminievogo splava 01570S sistemy Al-Mg-Sc dlia izdelia RKK ''Energia''.", TEKHNLOGIA LEGKIKH SPLAVOV, 2011, pages 15 - 26 *

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112553512A (zh) * 2020-12-02 2021-03-26 中铝材料应用研究院有限公司 高热稳定性、焊接性和耐蚀性的铝-镁合金板材及其用途
CN112553512B (zh) * 2020-12-02 2022-07-26 中铝材料应用研究院有限公司 高热稳定性、焊接性和耐蚀性的铝-镁合金板材及其用途
CN115961187A (zh) * 2022-07-17 2023-04-14 承德石油高等专科学校 一种含Bi小变形实效Al-Mg-Sc合金及其制备方法
CN115961187B (zh) * 2022-07-17 2024-04-26 承德石油高等专科学校 一种含Bi小变形时效Al-Mg-Sc合金及其制备方法
CN115351460A (zh) * 2022-09-01 2022-11-18 江苏中天科技股份有限公司 一种高强度稀土铝合金焊丝及其制备方法
CN115351460B (zh) * 2022-09-01 2024-01-19 江苏中天科技股份有限公司 一种高强度稀土铝合金焊丝及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
RU2015155987A (ru) 2017-06-30
RU2636781C2 (ru) 2017-11-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2017111656A1 (ru) Высокопрочный термически неупрочняемый алюминиевый сплав и способ его изготовления
US8778099B2 (en) Conversion process for heat treatable L12 aluminum alloys
Ma et al. Mg-based bulk metallic glass composites with plasticity and high strength
Amirkhanlou et al. High-strength and highly-uniform composites produced by compocasting and cold rolling processes
US8778098B2 (en) Method for producing high strength aluminum alloy powder containing L12 intermetallic dispersoids
Deng et al. Effect of heat treatment on microstructure evolution and mechanical properties of selective laser melted Mg-11Gd-2Zn-0.4 Zr alloy
KR101258470B1 (ko) 고강도 고연성 난연성 마그네슘 합금
US6602314B1 (en) Aluminum composite material having neutron-absorbing ability
EP2634278A1 (en) Magnesium alloy having excellent ignition resistance and mechanical properties, and method for manufacturing same
KR102210236B1 (ko) 마그네슘 합금재 및 이의 제조방법
US20090263276A1 (en) High strength aluminum alloys with L12 precipitates
EP2333123B1 (en) Method for forming hot and cold rolled high strength L12 aluminium alloys
US20110064599A1 (en) Direct extrusion of shapes with l12 aluminum alloys
EP2325342B1 (en) Hot compaction and extrusion of L12 aluminum alloys
CN110914008A (zh) 造型用的Fe基金属粉末
JP3996340B2 (ja) ホウ素およびマグネシウム含有Ａｌ基合金並びにその製造方法
EP2325343A1 (en) Forging deformation of L12 aluminum alloys
Vidyasagar et al. Effects of yttrium addition and aging on mechanical properties of AA2024 fabricated through multi-step stir casting
Ling et al. Microstructure and mechanical properties of squeeze casting quasicrystal reinforced AZ91D magnesium matrix composites
Chen et al. Effect of MgO content on mechanical properties of directionally solidified pure magnesium
Elagin Ways of developing high-strength and high-temperature structural aluminum alloys in the 21st century
CN111527219A (zh) 铝合金
CN112424385B (zh) 镁合金板材及其制造方法
KR101639590B1 (ko) 마그네슘 합금 결정립 미세화제 및 마그네슘 합금의 결정립 미세화 방법
Shabestari et al. Investigation of the effect of sub-rapid solidification processes on the microstructure and mechanical properties of Al86Cu6Co2Y6 (at.%) Alloy

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 16879462

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 16879462

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1