WO2018063023A1 - Способ получения катанки из термостойкого сплава на основе алюминия - Google Patents

Способ получения катанки из термостойкого сплава на основе алюминия Download PDF

Info

Publication number
WO2018063023A1
WO2018063023A1 PCT/RU2016/000654 RU2016000654W WO2018063023A1 WO 2018063023 A1 WO2018063023 A1 WO 2018063023A1 RU 2016000654 W RU2016000654 W RU 2016000654W WO 2018063023 A1 WO2018063023 A1 WO 2018063023A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
wire rod
temperature
melt
coils
alloy
Prior art date
Application number
PCT/RU2016/000654
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
WO2018063023A8 (ru
Inventor
Виктор Христьянович МАНН
Александр Юрьевич КРОХИН
Александр Николаевич АЛАБИН
Виктор Федорович ФРОЛОВ
Original Assignee
Общество с ограниченной ответственностью "Объединенная Компания РУСАЛ Инженерно-технологический центр"
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 "Объединенная Компания РУСАЛ Инженерно-технологический центр" filed Critical Общество с ограниченной ответственностью "Объединенная Компания РУСАЛ Инженерно-технологический центр"
Priority to RU2017113263A priority Critical patent/RU2657678C1/ru
Priority to PCT/RU2016/000654 priority patent/WO2018063023A1/ru
Priority to CN201680031037.8A priority patent/CN108603273A/zh
Publication of WO2018063023A1 publication Critical patent/WO2018063023A1/ru
Publication of WO2018063023A8 publication Critical patent/WO2018063023A8/ru

Links

Classifications

    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting

Definitions

  • the invention relates to the field of metallurgy and can be used to obtain products for electrical purposes that can operate at elevated temperatures, in particular: wires of high voltage power lines (power lines), vehicle on-board wires, wires of oil and gas complex devices and other products.
  • power lines high voltage power lines
  • vehicle on-board wires wires of oil and gas complex devices and other products.
  • the initial billet in most cases is a wire rod, for the production of which the following basic operations are performed: melt preparation, crystallization of the melt into a billet of infinite length, hot deformation of the billet into a wire rod, winding of wire rod into measured bays.
  • Rod refers to the shape of the metal in the form of a bar, usually produced by hot rolling on a multi-roll mill, which is a workpiece for subsequent wire production.
  • Al-Mg-Si alloys (bxxx series) are characterized by a higher level of strength properties, in particular, alloys of type 6101 are widely used for the production of self-supporting insulated wires.
  • alloys of the bxxx series are characterized by relatively low heat resistance, which usually does not exceed 90 ° C, which is associated with the following processes during heating:
  • alloys of this type is an aluminum nickel-containing material and a method for producing the product disclosed in Southwire's US3830635.
  • the material is characterized by a conductivity of 57% IACS and contains (mass%) 0.20-1.60 nickel, 0.30-1.30 cobalt, the rest is aluminum and impurities.
  • the material may contain 0.001-1.0%) iron and magnesium.
  • the method of obtaining the product includes the following basic operations: the continuous preparation of the billet from the melt between the rotating rolls, hot rolling of the billet in a multi-roll mill to a wire rod and wire drawing.
  • the method for producing the melt involves the introduction of additional elements (wt.%), In particular, misch metal, niobium, tantalum and zirconium.
  • the disadvantages of this method include the achievement of relatively low values of electrical conductivity (at the level of 57% IACS) and the relatively high cost of cobalt, which limits the use of this material in mass production, such as wires for high voltage power lines.
  • a significant increase in thermal stability at elevated temperatures without significant deterioration (not more than 3%) of the electrical conductivity of aluminum wire can be achieved by introducing small additives of transition metals, in particular zirconium and / or other transition metals.
  • the method for producing a heat-resistant wire with a minimum level of electrical resistance from a Zr-containing alloy in this case usually includes the following operations: forming a cast billet in a continuous or semi-continuous way, deforming the cast billet into a wire rod, heat treating the wire rod and drawing the wire rod into the wire.
  • the manufacturing method relates to a material containing 250-1200 ppm of scandium and the rest of the impurity.
  • the alloy may contain up to 0.1 wt.% Zirconium.
  • the method includes the following stages: preparing a melt containing aluminum, scandium and inevitable impurities, obtaining a cast billet from the melt, rolling the billet and drawing the wire without the use of stabilizing annealing.
  • the disadvantages of this method include the high final cost of the resulting product due to the content of scandium and the limited resource base for scandium.
  • the description does not show the absolute level of strength characteristics of the obtained wire from Sc-containing aluminum alloy.
  • the method provides a conductivity of at least 58% IACS, which in some cases is insufficient.
  • the objective of the invention is to create a new method for producing wire rod from a heat-resistant alloy based on aluminum, containing zirconium as the main alloying element, ensuring the simultaneous achievement of high electrical conductivity (not lower than 60% IACS) and a high level of mechanical properties, including those remaining at 90 % of the initial after high-temperature heating up to 300 ° C.
  • the technical result is the solution of the problem, increasing the heat resistance of the aluminum-based alloy while ensuring the required electrical conductivity, achieved without the use of long time exposures during heat treatment.
  • the solution of this problem and the achievement of the specified technical result is ensured by the fact that a method for producing wire rod from a heat-resistant aluminum-based alloy characterized by a conductivity of at least 60% IACS containing zirconium in an amount of 0.20-0.52 wt.% And unavoidable impurities, including melt preparation, obtaining a cast billet of infinite length by crystallization of the melt, obtaining a wire rod of infinite length by hot deformation of the cast billet, winding the wire rod in bays of measured length, thermal abotku the reforming by heating and holding at a preset temperature.
  • the crystallization of the melt is carried out at a temperature of 5 ° C above the liquidus temperature of the alloy, the maximum temperature of the wire rod after hot deformation is not more than 300 ° C, the heat treatment of the coils of wire rod is carried out at a maximum heating temperature of 415 ° C for no more than 144 hours, while heating in the temperature range 300 ⁇ 10 ° C not higher than 15 ° C / h.
  • the structure of the conductive material should be an unalloyed aluminum solution distributed in it secondary precipitates of a Zr-containing phase with a size of up to 20 nm with a lattice type Ll 2 .
  • the effect of increasing conductivity is achieved by reducing the concentration of zirconium in the aluminum solution and the formation of secondary precipitates of the Zr-containing phase.
  • the effect of increased heat resistance in this case is achieved due to the positive effect of the secondary emissions of the zirconium phase, which are resistant to high temperature heating.
  • the reduction of the heat treatment time necessary to achieve the required characteristics is achieved due to the uniform decay of the zirconium phase with a size of up to 20 nm, the release of which is preceded by the formation of “pre-precipitations” in the process of controlled heating.
  • Zirconium in an amount of 0.20-0.52 wt.% Is necessary for the formation of secondary precipitates of the metastable phase Al 3 (Zr) with a crystal lattice Ll 2 .
  • zirconium is redistributed between the aluminum solution and the secondary precipitates of the metastable phase Al 3 Zr with a lattice of the Ll 2 type, the maximum fraction of the latter being in the range of 0.31-0.91 mass. %
  • a higher zirconium content than 0.52% in an aluminum solution leads to a decrease in thermal conductivity and a decrease in electrical conductivity below 60% IACS.
  • concentrations above Zr above 0.52% an increase in casting temperature will be required significantly above 800 ° C ( Figure 1), which is difficult to achieve under industrial conditions, otherwise it is possible to form in the structure of the cast billet primary crystals of a phase with a lattice of type D0 23 .
  • the presence in the structure of Zr particles with a lattice of type D0 23 is unacceptable due to the failure to provide the required heat resistance, in addition, a decrease in manufacturability when drawing wire of thin diameters is possible.
  • zirconium concentrations in the alloy below 0.20 wt.% The number of secondary precipitates of the metastable phase A1 3 Z with a lattice of type L1? will be insufficient to achieve the specified strength characteristics and heat resistance.
  • a decrease in the melt temperature below the alloy liquidus temperature can lead to the formation of coarse primary crystals of the Al 3 Zr phase during crystallization and a decrease in the concentration of zirconium in the aluminum solid solution. The consequence of this will be a decrease in the number of secondary precipitates of the Zr phase in the final structure and will lead to a decrease in strength properties and heat resistance.
  • the heating rate of the bays is higher than 15 ° C / h, then an uneven decomposition of the aluminum solution is possible with the formation of secondary precipitates of the Al 3 Zr phase with an Ll 2 type lattice, which will negatively affect the general level of mechanical properties, heat resistance, and increase in heat treatment time.
  • the size of the secondary precipitates containing Zr may exceed 20 nm, which will negatively affect the strength properties, while the residual solubility of zirconium in the aluminum solution will be increased, which will negatively affect the electrical conductivity (Fig. .2).
  • the method can also be used for heat-resistant materials containing transition metals as the main alloying elements, for example, Sc and Cr.
  • the heat-resistant aluminum-based alloy may be an alloy containing zirconium and at least one element selected from the group consisting of iron and nickel.
  • cast billets (with a cross-sectional area of 1256 mm 2 ) were obtained at various casting temperatures. The casting temperature of the billets was measured immediately before pouring the mold, providing a crystallization rate of 40 K / s.
  • the microstructure was analyzed for the presence or absence of primary crystals of the Al 3 Zr DO23 phase.
  • the structure of the cast billet was an aluminum solid solution of zirconium and other elements, a certain amount of iron-containing phases of eutectic origin.
  • Such a cast billet structure is acceptable for subsequent bending and heat treatment.
  • wire rod was obtained on a continuous casting and rolling unit. Further, the heat treatment of wire rod was carried out in a furnace with different heating rates. Next, wire was obtained from wire rod.
  • a criterion for a positive result was the achievement of a given level of specific electrical resistance (p) of 28.5 ⁇ Ohm mm and the loss of strength properties ( ⁇ ) on the wire of not more than 10% after annealing at 400 ° C for 1 hour.
  • An alloy of composition 3 (Table 1) was used for heat treatment of wire rods with a constant heating rate of 10 ° C / h and a constant annealing time of 96 hours.
  • a rod with a different final temperature was obtained from an alloy of composition 3 (Table 1).
  • the wire rod was heated to 390 ° C with a given heating rate of 10 ° C / h and annealed for 144 hours.
  • the criterion was the heat resistance of the wire (level of drop in strength characteristics ( ⁇ )) obtained from wire rod.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии и может быть использовано для получения изделий электротехнического назначения, способных работать при повышенных температурах. Предложен способ получения катанки из термостойкого сплава на основе алюминия, содержащего в качестве основного легирующего элемента цирконий в количестве 0,20-0,52 масс.%, включающий: приготовление расплава, получение литой заготовки бесконечной длины путем кристаллизации расплава, получение катанки бесконечной длины путем горячей деформации литой заготовки, намотку катанки в бухты мерной длины, термическую обработку бухт катанки путем нагрева и выдержки при заданной температуре. При этом кристаллизацию расплава проводят при температуре на 5°С выше температуры ликвидуса сплава, максимальную температуру катанки после горячей деформации поддерживают на уровне не более 300°С, термическую обработку бухт катанки осуществляют при температуре нагрева не выше 415°С в течение не более 144 часов, при этом скорость нагрева бухт в интервале температур 300-400°С не выше 15°С/час. Техническим результатом является повышение термостойкости сплава на основе алюминия при обеспечении требуемой электропроводности, достигаемые без использования длительных временных выдержек при термической обработке.

Description

СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ КАТАНКИ ИЗ ТЕРМОСТОЙКОГО СПЛАВА НА
ОСНОВЕ АЛЮМИНИЯ
Область техники
Изобретение относится к области металлургии и может быть использовано для получения изделий электротехнического назначения, способных работать при повышенных температурах, в частности: проводов высоковольтных линий электропередач (ЛЭП), бортовых проводов транспортных средств, проводов устройств нефтегазового комплекса и других изделий.
Предшествующий уровень техники
Благодаря высокой электропроводности и хорошей коррозионной стойкости технический алюминий и низколегированные алюминиевые сплавы (сплавы lxxx, 8ххх) широко применяется в изделиях электротехнического назначения. В частности, проволока, полученная из технического алюминия (марок типа 1350) широко используется для изготовления проводов высоковольтных воздушных ЛЭП. Для производства проволоки из технического алюминия исходной заготовкой в большинстве случаев является катанка, для получения которой выполняются следующие основные операции: приготовление расплава, кристаллизация расплава в заготовку бесконечной длины, горячая деформация заготовки в катанку, смотка катанки в мерные бухты. Под катанкой понимается форма металла в виде прутка, как правило, произведённая посредством горячей прокатки на многовалковом прокатном стане, которая является заготовкой для последующего производства проволоки. Конечной операцией, в большинстве случаев, при производстве проволоки является волочение. В нагартованном состоянии такая проволока обеспечивает удачное сочетание прочностных характеристик и удельного электросопротивления. Однако низкий уровень термической стойкости технического алюминия (обычно не превышающий 90°С) позволяет длительно использовать этот материал при нагревах выше 100-150°С и кратковременно выше 150°С, ввиду их существенного разупрочнения из-за процессов возврата и рекристаллизации.
Более высоким уровнем прочностных свойств характеризуются сплавы системы Al-Mg-Si (бххх серия), в частности сплавы типа 6101 широко используются для производства самонесущих изолированных проводов. Однако, так же как и в случае с нелегированных алюминием, сплавы бххх серии характеризуются относительно невысокой термостойкостью, которая обычно не превышает 90°С, что связано протеканием при нагревании следующих процессов:
1) огрубление метастабильной фазы упрочнения Mg2Si (в том числе трансформацией в стабильную) и
2) процессами возврата.
К двум другим недостаткам сплавов бххх серии следует отнести:
1) худшую электропроводность (около 10%), по сравнению с техническим алюминием;
2) необходимость использования операции закалки в воду бухт катанки для обеспечения дисперсионного твердения при последующей операции старения проволоки.
Одним из подходов, позволяющих достичь сочетания высокой термостойкость и электропроводности, достигается в сплавах с высокой объемной долей эвтектики. Так существенного повышения термической стабильности (до 300°С) достигается на сплавах системы А1-Се (Добаткин В. И., Елагин В.И., Федоров В.М. Быстрозакристаллизованные алюминиевые сплавы, ВИЛС, 1995), где повышенное количество эвтектической составляющей (А1+А14Се) обеспечивает высокую термостойкость за счет термической стабильности фазы А14Се при нагреве, а сочетание низкой растворимости церия в алюминиевом растворе - удовлетворительную электропроводность.
К недостаткам сплавов, содержащих повышенные концентрации церия (4-7 масс.%) следует отнести высокую активность (окисление) церия на воздухе, что создает проблемы при производстве (литье) сплавов этого типа, кроме того, относительно низкая объемная доля алюминиевого раствора (по сравнению с техническим алюминием) не позволяет достичь удельного электрического сопротивления ниже 31 мкОм/мм.
Другим примером создания сплавов этого типа является алюминиевый никельсодержащий материал и способ получения изделия, раскрытые в изобретении US3830635 компании Southwire. Материал характеризуется проводимостью на уровне 57% IACS и содержит (масс.%) 0,20-1,60 никеля, 0,30-1,30 кобальта, остальное алюминий и примеси. В частном исполнении материал может содержать 0,001-1,0%) железа и магния. Способ получения изделия включает следующие основные операции: непрерывное получение заготовки из расплава между вращающимися валками, горячую прокатку заготовки в многовалковом прокатном стане до катанки и волочение проволоки. В частном исполнении способ получения расплава предусматривает введение дополнительных элементов (масс.%), в частности миш-металла, ниобия, тантала и циркония.
К недостаткам известного способа следует отнести достижение относительно невысоких значений удельной электрической проводимости (на уровне 57% IACS) и относительно высокую стоимость кобальта, что ограничивает использование данного материала в массовом производстве, например проводов для высоковольтных линий электропередач.
Существенного повышения термической стабильности при повышенных температурах без значимого ухудшения (не более 3%) удельной электрической проводимости алюминиевой проволоки можно добиться за счет введения небольших добавок переходных металлов, в частности циркония и/или других переходных металлов. Способ получения термостойкой проволоки с минимальным уровнем электрического сопротивления из Zr-содержащего сплава в этом случае обычно включает в себя следующие операции: формирование литой заготовки непрерывным или полунепрерывным способом, деформацию литой заготовки в катанку, термическую обработку катанки и волочение катанки в проволоку.
Известен способ получения изделий для применения в электротехнике, предложенный компанией Nexans и отраженный в публикации международной заявки WO2013057415А1. Способ изготовления относится к материалу, содержащему 250-1200 ррт скандия и остальное примеси. В частном исполнении сплав может содержать до 0,1 масс.% циркония. Способ включает следующие стадии: приготовление расплава, содержащего алюминий, скандий и неизбежные примеси, получение литой заготовки из расплава, прокатку заготовки и волочение проволоки без использования стабилизирующих отжигов.
К недостаткам известного способа следует отнести высокую конечную стоимость полученного продукта из-за содержания скандия и ограниченности ресурсной базы по скандию. Кроме того, в описании не приведен абсолютный уровень прочностных характеристик полученной проволоки из Sc- содержащего алюминиевого сплава.
Наиболее близким к предложенному способу является способ, изложенный в патенте US 4402763А компании Sumitomo Electric Industries, Ltd, включающий получение расплава сплава Al-Zr, содержащий в основном 0,23-0,35 масс.% Zr, остальное преимущественно алюминий, литья приготовленного сплава в заготовку, горячей прокатки при начальной температуре по меньшей мере 530°С, холодной обработки прокатанной сплава, и последующее старение в интервале температур 310-390°С в течение 50-400 часов. В частном исполнении холодная обработка после горячей прокатки может достигать не менее 30%.
К недостаткам этого способа следует отнести:
1) длительность термической обработки, которая может достигать сотен часов;
2) в способе присутствует дополнительная холодная обработка горячекатанной заготовки, что усложняет технологический процесс получения требуемого уровня характеристик;
3) способ обеспечивает достижение проводимости не менее 58% IACS, что в некоторых случаях является недостаточным.
Раскрытие сущности изобретения
Задачей изобретения является создание нового способа получения катанки из термостойкого сплава на основе алюминия, содержащего в качестве основного легирующего элемента цирконий, обеспечивающего одновременное достижение значений высокой удельной электропроводности (не ниже 60% IACS) и высокого уровня механических свойств, в том числе сохраняющихся на уровне 90% от исходного после высокотемпературных нагревов вплоть до 300°С.
Техническим результатом является решение поставленной задачи, повышение термостойкости сплава на основе алюминия при обеспечении требуемой электропроводности, достигаемые без использования длительных временных выдержек при термической обработке. Решение поставленной задачи и достижение указанного технического результата обеспечивается тем, что предложен способ получения катанки из термостойкого сплава на основе алюминия, характеризующегося проводимостью не менее 60% IACS, содержащего цирконий в количестве 0,20-0,52 масс.% и неизбежные примеси, включающий приготовление расплава, получение литой заготовки бесконечной длины путем кристаллизации расплава, получение катанки бесконечной длины путем горячей деформации литой заготовки, намотка катанки в бухты мерной длины, термическую обработку бухт катанки путем нагрева и выдержки при заданной температуре. При этом кристаллизацию расплава проводят при температуре на 5°С выше температуры ликвидуса сплава, максимальная температура катанки после горячей деформации не более 300°С, термическую обработку бухт катанки осуществляют при максимальной температуре нагрева 415°С в течение не более 144 часов, при этом скорость нагрева в интервале температур 300^Ю0°С не выше 15°С/ч.
В частности, термическую обработку бухт катанки осуществляют:
- при максимальной температуре нагрева 370°С в течение не более 96 часов, при этом скорость нагрева в интервале температур 300-370°С не выше 10°С/ч.
- при максимальной температуре нагрева 350°С в течение не более 36 часов, при этом скорость нагрева в интервале температур 300-350°С не выше 5°С/ч.
Подробное описание сущности изобретения
Для обеспечения достижения одновременного достижения значений высокой удельной электропроводности (не ниже 60% IACS) и высокого уровня механических свойств, в том числе после высокотемпературных нагревов структура проводникового материала должна представлять собой нелегированный алюминиевый раствор с распределенными в нем вторичными выделениями Zr-содержащей фазы с размером до 20 нм с типом решетки Ll2. Эффект повышения проводимости достигается за счет уменьшения концентрации циркония в алюминиевом растворе и образования вторичных выделений Zr-содержащей фазы. Эффект повышенной термостойкости в этом случае достигается благодаря положительному влиянию вторичных выделений циркониевой фазы, стойких к высокотемпературному нагреву. Снижение времени термической обработки, необходимой для достижения требуемых характеристик, достигается за счет равномерного распада циркониевой фазы с размером до 20 нм, выделению которой предшествует формирование «предвыделений» в процессе контролируемого нагрева.
Цирконий в количестве 0,20-0,52 масс.% необходим для образования вторичных выделений метастабильной фазы Al3(Zr) с кристаллической решеткой Ll2. В общем виде цирконий перераспределяется между алюминиевым раствором и вторичными выделениями метастабильной фазы Al3Zr с решеткой типа Ll2, максимальная доля последней будет находится в интервале 0,31-0,91 масс. %.
Более высокое содержание циркония, чем 0,52% в алюминиевом растворе приводит к снижению теплопроводности и снижению электропроводности ниже 60% IACS. При этом, при концентрациях выше Zr выше 0,52% потребуется повышение температуры литья существенно выше 800°С (Фиг.1), что трудно реализуемо в промышленных условиях, в противном случае возможно формирование в структуре литой заготовки первичных кристаллов фазы с решеткой типа D023. Наличие в структуре Zr- частиц с решеткой типа D023 является недопустимым в связи с необеспечением требуемой термостойкости, кроме того возможно снижение технологичности при волочении проволоки тонких диаметров. При концентрациях циркония в сплаве ниже 0,20 масс.% количество вторичных выделений метастабильной фазы A13Z с решеткой типа L1 ? будет недостаточным для достижения заданных прочностных характеристик и термостойкости.
Обоснование заявляемых технологических параметров способа получения деформированных из данного сплава приведено ниже.
Снижение температуры расплава ниже температуры ликвидуса сплава может привести к образованию в процессе кристаллизации грубых первичных кристаллов фазы Al3Zr и снижению концентрации циркония в алюминиевом твердом растворе. Следствием этого будет уменьшение количества вторичных выделений Zr-фазы в окончательной структуре и приведет к снижению прочностных свойств и термостойкости.
Если скорость нагрева бухт будет выше 15°С/ч, то возможен неравномерный распад алюминиевого раствора с образованием вторичных выделений фазы Al3Zr с решеткой типа Ll2, что негативно отразится на общем уровне механических свойств, термостойкости и увеличении времени термической обработки.
Если температура термической обработки катанки будет превышать 410°С, то размеры вторичных выделений, содержащих Zr, могут превысить 20 нм, что негативно скажется на прочностных свойствах, при этом остаточная растворимость циркония в алюминиевом растворе будет повышенной, что негативно отразится на удельной электропроводности (Фиг.2).
Снижение температуры термической обработки катанки ниже 300°С не обеспечит формирование вторичных выделений Zr-фазы за приемлемое время в промышленных условия.
Повышение максимальной температуры катанки после горячей деформации не более 300°С может привести к неравномерному распаду алюминиевого раствора с образованием вторичных выделений фазы Al3Zr с решеткой типа Ll2, что негативно отразится на общем уровне механических свойств и термостойкости.
Способ может быть использован и для термостойких материалов, содержащих в качестве основных легирующих элементов переходные металлы, например, Sc и Сг. Термостойкий сплав на основе алюминия может представлять собой сплав, содержащий цирконий и, по меньшей мере, один элемент, выбранный из группы, включающей железо и никель.
Примеры осуществления изобретения
ПРИМЕР 1
Из сплавов, содержащих 0,20 и 0,52 масс.% Zr были получены литые заготовки (с площадью поперечного сечения 1256 мм2) при различных температурах литья. Температура литья заготовок измерялась непосредственно перед заливкой форму, обеспечивающей скорость кристаллизации на уровне 40 К/с.
Химический состав сплавов, температуры литья и параметры структуры сплавов приведены в таблице 1.
Методом сканирующей электронной микроскопии была проанализирована микроструктура на предмет на наличия или отсутствия первичных кристаллов фазы Al3Zr DO23.
Таблица 1. Химический состав экспериментальных сплавов, температура литья, температура ликвидуса и параметры структуры
Химический состав, тл, °с Tliq, ΔΤ, Наличие / отсутствие масс.% °с °С фазы Al3Zr D023
Zr Si Fe Al
703 -18 +
1 0,20 0,06 0,14 Основа 721
736 + 15 -
770 -44 +
2 0,52 0,07 0,14 Основа 814
819 +5 -
741 -4 +
0,29 0,05 0,26 Основа 745
3 752 +7 - Тл - температура литья;
Tiiq - температура ликвидус;
ΔΤ - перегрев расплава над температурой ликвидус (Tiiq), определяется как разница Тлитья - THq
«+» наличие в структуре фазы Al3Zr D023;
«-» отсутствие в структуре фазы Al3Zr D023
Из результатов, представленных в таблице 1 следует, что при скорости охлаждении при литье 40°С/с и при перегреве расплава не менее, чем на 5°С реализуется структура на основе твердого раствора без первичных кристаллов фазы Al3Zr D023.
В общем виде структура литой заготовки представляла собой алюминиевый твердый раствор циркония и других элементов, некоторое количество железосодержащих фаз эвтектического происхождения.
Такая структура литой заготовки является приемлемой для последующей деформационной и термической обработки.
ПРИМЕР 2
Из сплава состава 3 (табл.1) была получена катанка на непрерывном литейно-прокатном агрегате. Далее термическую обработку катанки проводили в печи с разными скоростями нагрева. Далее из катанки получали проволоку.
Критерием положительного результата являлось достижение заданного уровня удельного электрического сопротивления (р) 28,5 мкОм мм и потеря прочностных свойств (Δσ) на проволоке не более 10% после отжига при 400°С в течение 1 часа.
Как видно из таблицы 2, только при скорости нагрева менее 15°С/ч в интервале температур 350-450°С обеспечивается необходимая электропроводность на катанке и термостойкость на проволоке. Повышение скорости нагрева выше 15°С/ч приводит увеличению удельного электрического сопротивления.
Таблица 2. Параметры термической обработки катанки
Figure imgf000013_0001
ПРИМЕР 3
Из сплава состава 3 (табл.1) проводили термическую обработку бухт катанки с постоянной скоростью нагрева 10°С/ч и постоянном времени отжига 96 часов.
Таблица 3. Зависимость удельного электрического сопротивления от температуры отжига катанки
Figure imgf000013_0002
Как видно из таблицы 3 только при температуре отжига ниже 415°С обеспечивается заданная электропроводность. Повышение температуры отжига выше 415°С приводит к увеличению электропроводности за счет увеличения растворимости циркония в алюминиевом растворе. Кроме того, с увеличением температуры отжига временное сопротивление разрыву снижается ниже 120 МПа.
ПРИМЕР 4
Из сплава состава 3 (табл.1) получена катанка с различной конечной температурой. Далее катанка нагревалась до 390°С с заданной скоростью нагрева - 10°С/час и отжигалась в течение 144 часов.
Критерием являлась термостойкость проволоки (уровень падения прочностных характеристик (Δσ)), полученной из катанки.
Таблица 4. Значения температуры катанки после прокатки и уровень термостойкости проволоки
Figure imgf000014_0001
Как видно из таблицы 4 только при температуре катанки после деформации ниже 300°С обеспечивается заданная уровень термостойкости на проволоке. Повышение температуры выше 300°С приводит неравновесному распаду алюминиевого твердого раствора, что не обеспечивает необходимой термостойкости.

Claims

ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ
1. Способ получения катанки из термостойкого сплава на основе алюминия, содержащего в качестве основного легирующего элемента
5 цирконий в количестве 0,20-0,52 масс.%, включающий: приготовление расплава, получение литой заготовки бесконечной длины путем кристаллизации расплава, получение катанки бесконечной длины путем горячей деформации литой заготовки, намотку катанки в бухты мерной длины, термическую обработку бухт катанки путем нагрева и выдержки при ю заданной температуре, при этом кристаллизацию расплава проводят при температуре на 5°С выше температуры ликвидуса сплава, максимальную температуру катанки после горячей деформации поддерживают на уровне не более 300°С, термическую обработку бухт катанки осуществляют при температуре нагрева не выше 415°С в течение не более 144 часов, при этом
15 скорость нагрева бухт в интервале температур 300-400°С не выше 15°С/ч.
3. Способ по п. 1, в котором термическую обработку бухт катанки осуществляют при максимальной температуре нагрева 370° С в течение не более 96 часов, при этом скорость нагрева в интервале температур 300-370°С не выше 10°С /ч.
20 4. Способ по п. 1, в котором термическую обработку бухт катанки осуществляют при максимальной температуре нагрева 350°С в течение не более 36 часов, при этом скорость нагрева в интервале температур 300-350°С не выше 5°С/ч.
5. Способ по п. 1, в котором используют алюминиевый сплав, 25 содержащий цирконий, и по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, содержащей железо и никель.
PCT/RU2016/000654 2016-09-30 2016-09-30 Способ получения катанки из термостойкого сплава на основе алюминия WO2018063023A1 (ru)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
RU2017113263A RU2657678C1 (ru) 2016-09-30 2016-09-30 Способ получения катанки из термостойкого сплава на основе алюминия
PCT/RU2016/000654 WO2018063023A1 (ru) 2016-09-30 2016-09-30 Способ получения катанки из термостойкого сплава на основе алюминия
CN201680031037.8A CN108603273A (zh) 2016-09-30 2016-09-30 由耐热性铝基合金制造棒线材的方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/RU2016/000654 WO2018063023A1 (ru) 2016-09-30 2016-09-30 Способ получения катанки из термостойкого сплава на основе алюминия

Publications (2)

Publication Number Publication Date
WO2018063023A1 true WO2018063023A1 (ru) 2018-04-05
WO2018063023A8 WO2018063023A8 (ru) 2020-01-16

Family

ID=61763546

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/RU2016/000654 WO2018063023A1 (ru) 2016-09-30 2016-09-30 Способ получения катанки из термостойкого сплава на основе алюминия

Country Status (3)

Country Link
CN (1) CN108603273A (ru)
RU (1) RU2657678C1 (ru)
WO (1) WO2018063023A1 (ru)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2696794C1 (ru) * 2018-11-14 2019-08-06 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") Способ получения катанки из термостойкого алюминиевого сплава

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5827949A (ja) * 1981-08-12 1983-02-18 Tokyo Electric Power Co Inc:The 導電用耐熱アルミニウム合金線の製造方法
US4402763A (en) * 1980-04-14 1983-09-06 Sumitomo Electric Industries, Ltd. High conductive heat-resistant aluminum alloy
JPS61238945A (ja) * 1985-04-12 1986-10-24 Furukawa Electric Co Ltd:The 高力耐熱アルミニウム合金導体の製造法
JPS63293146A (ja) * 1987-05-26 1988-11-30 Sumitomo Electric Ind Ltd 導電用高力耐熱アルミニウム合金の製造方法
RU2541263C2 (ru) * 2013-07-01 2015-02-10 Общество с ограниченной ответственностью "ЭМ-КАТ" Проводниковый термостойкий сплав на основе алюминия

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE3411760A1 (de) * 1983-03-31 1984-10-04 Alcan International Ltd., Montreal, Quebec Verfahren zur herstellung von blech oder band aus einem walzbarren einer aluminiumlegierung
CN102021444B (zh) * 2010-12-09 2012-08-22 北京科技大学 一种高导电耐热铝合金导线及其制备方法
RU2458151C1 (ru) * 2010-12-09 2012-08-10 Общество с ограниченной ответственностью "Объединенная Компания РУСАЛ Инженерно-технологический центр" Алюминиевый сплав
WO2014088449A1 (en) * 2012-12-06 2014-06-12 The Federal State Autonomous Educational Institution Of The Higher Professional Education "National University Of Science And Technology "Misis" Heat resistant aluminium base alloy and fabrication method

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4402763A (en) * 1980-04-14 1983-09-06 Sumitomo Electric Industries, Ltd. High conductive heat-resistant aluminum alloy
JPS5827949A (ja) * 1981-08-12 1983-02-18 Tokyo Electric Power Co Inc:The 導電用耐熱アルミニウム合金線の製造方法
JPS61238945A (ja) * 1985-04-12 1986-10-24 Furukawa Electric Co Ltd:The 高力耐熱アルミニウム合金導体の製造法
JPS63293146A (ja) * 1987-05-26 1988-11-30 Sumitomo Electric Ind Ltd 導電用高力耐熱アルミニウム合金の製造方法
RU2541263C2 (ru) * 2013-07-01 2015-02-10 Общество с ограниченной ответственностью "ЭМ-КАТ" Проводниковый термостойкий сплав на основе алюминия

Also Published As

Publication number Publication date
RU2657678C1 (ru) 2018-06-14
WO2018063023A8 (ru) 2020-01-16
CN108603273A (zh) 2018-09-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6039999B2 (ja) Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｓｉ系銅合金板材およびその製造法
JP5320642B2 (ja) 銅合金の製造方法及び銅合金
JP6782167B2 (ja) アルミニウム合金線材、アルミニウム合金撚線、被覆電線およびワイヤーハーネスならびにアルミニウム合金線材の製造方法
RU2534170C1 (ru) Термостойкий сплав на основе алюминия и способ получения из него деформированных полуфабрикатов
JP2015096645A (ja) アルミニウム合金導体、アルミニウム合金撚線、被覆電線およびワイヤーハーネス
WO2012133522A1 (ja) マグネシウム合金
CN110468306B (zh) 铝合金线材及其制造方法
JP2021130878A (ja) アルミニウム基合金から変形半製品の製造方法
JP2016505713A5 (ru)
JP3317328B2 (ja) 銅合金
Jabłoński et al. Effect of iron addition to aluminium on the structure and properties of wires used for electrical purposes
RU2636548C1 (ru) Термокоррозионностойкий алюминиевый сплав
RU2657678C1 (ru) Способ получения катанки из термостойкого сплава на основе алюминия
JPS6132386B2 (ru)
JP2006299305A (ja) 耐熱アルミニウム合金線およびその製造方法
JP2017179449A (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法
JP2011063884A (ja) 耐熱アルミニウム合金線
JP2020516777A (ja) ケーブル導体用アルミニウム合金
CN103225049A (zh) 一种改善中强铝合金导电率的处理工艺
WO2018004373A1 (ru) Термостойкий сплав на основе алюминия</font
JP2022526677A (ja) 高強度および高伝導率を有する銅合金、ならびにこのような銅合金を作製するための方法
JP6009145B2 (ja) アルミニウム電線及びその製造方法
JP2004124154A (ja) マグネシウム基合金の圧延線材及びその製造方法
JP2017057423A (ja) アルミニウム合金導電線の製造方法、アルミニウム合金導電線、これを用いた電線及びワイヤハーネス
Szkliniarz Formation of microstructure and properties of Cu-3Ti alloy in thermal and thermomechanical processes

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017113263

Country of ref document: RU

Kind code of ref document: A

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

Ref document number: 16917842

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: 16917842

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1