Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Состояние вопроса и задачи исследовании 9
1.1. Проблемы, связанные с производством крупногабаритных плит из сплава 7075 9
1.2. Факторы, влияющие на разрушение внутренних слоев слитка в процессе прокатки ,13
1.3. Анализ путей снижения горячеломкости алюминиевых сплавов...26
1.4. Задачи исследований 31
Глава 2, Материал и методы исследований ,..33
Глава 3. Исследование неоднородности протекания пластической деформации при горячей прокатке слитка..., 37
3.1. Макроструктурные исследования.. 37
3.2. Микроструктурные исследования 41
3.3. Изменение механических свойств плит в процессе прокатки 44
3.4. Выводы ., ,46
Глава 4. Влияние примесей железа и кремния на структуру и механические свойства слитка 47
4.1. Морфология, дисперсность и состав интерметаллидных фаз в зависимости от содержания железа, кремния и соотношения Fe/Si в сплаве :...47
4.2. Влияние примесей железа и кремния на механические свойства слитка при комнатной и повышенных температурах 58
4.3. Выводы 65
Глава 5. Влияние модифицирования расплава на структуру и механические свойства слитков и плит ...66
5.1. Структура лигатур Al-5%Ti-0,2%B и А1-5%Ті-1%В 66
5.2. Влияние модифицирования на структуру слитка 68
5.3. Влияние модифицирования на механические свойства слитка 81
5.4. Влияние модифицирования на структуру и свойства плит 82
5.6. Выводы 87
Глава 6. Морфология и состав низкотемпературных эвтектик и их изменение в интервале температур 400-540С ...88
6.1. Морфология и состав эвтектики в сплаве 7075 с химическим составом 5,4-5,9 %Zn; 2,5 2,8 %Mg; 1,5-1,6 %Cu; 0,19-0,21 %Cr; 0,1- 0,15 %Fe; 0,03-0,05 %Si 89
6.2. Морфология и состав эвтектики в сплаве 7075 с химическим составом 5,7 %Zn; 2,7 %Mg; 1,5 %Cu; 0,2 %Сг; 0,22 %Fe; 0,03 %Si 106
6.3. Выводы 113
Глава 7. Влияние параметров литья на горячеломкость слитков сечением 390x1360 мм из сплава 7075 114
7.1. Технологические параметры экспериментальной технологии литья слитков 115
7.2. Влияние условий охлаждения, скорости литья и высоты кристаллизатора на структуру слитков 119
7.3. Характеристики пористости слитков... ...127
7.4. Микроструктура опытных вариантов литья 1-5 129
7.5. Влияние условий охлаждения, скорости литья и высоты кристаллизатора на механические свойства слитков 131
7.6. Особенности структурной и химической неоднородности поверхностных слоев слитка, сопутствующие образованию кристаллизационных трещин 136
7.7. Структура и механические свойства штат 155
7.8. Выводы 157
Заключение. . 159
Литература , 162
- Факторы, влияющие на разрушение внутренних слоев слитка в процессе прокатки
- Микроструктурные исследования
- Влияние примесей железа и кремния на механические свойства слитка при комнатной и повышенных температурах
- Влияние модифицирования на механические свойства слитка
Введение к работе
Сплавы системы Al - Zn - Mg - Си находят широкое применение не только в современной авиационной, но и в других отраслях промышленности, в конструкциях, где требуется высокая прочность и малый удельный вес материала. В частности, авиационные концерны BOING и AIRBUS используют крупногабаритные катаные плиты из сплава 7075, Сплав 7075 разработан Алюминиевой компанией Америки и до конца 90-х годов ALCOA удерживает монополию на производство и поставку крупногабаритных плит из сплава 7075.
В связи с выходом на мировые рынки, в ОАО «Каменск - Уральский металлургический завод» в 1998 году началось освоение производства крупногабаритных плит из сплава 7075 на основе технологий, разработанных для производства плит из отечественного сплава В95, ввиду принадлежности сплавов к одной и той же системе Al-Zn-Mg-Cu и близости их химических составов 1. Однако, первые запуски в прокат крупногабаритных плоских слитков сечением 390x1330мм из сплава 7075, предназначаемых для производства плит толщиной свыше 50мм, вскрыли нерешенность целого ряда металловедческих задач, обнаружившихся на стадиях литья, деформации и термической обработки и показали несостоятельность применения к сплаву 7075 технологий, разработанных для производства слитков и плит из сплава В95.
Так, растрескивание внутренних прикромочных объемов плит и поверхностных слоев слитка в ходе горячей прокатки, нестабильность
Содержание компонентов (мае %) в сплаве 7075 (5,1 - 6,1 Zn; 2,1 - 2,9 Mg; 1,2 -2,0 Си) аналогично их содержанию в сплаве В95 (5,1 - 6,1 Zn; 2,1 - 2,9 Mg; 1,2 - 2,0 Си). Основное различие в химическом составе обусловлено разными добавками переходных металлов: сплав 7075 легирован Сг (0,18-0,28 %), сплав В95 легирован Мп (0,2 - 0,6 %) и Сг (0,1 - 0,25 %). Содержание в сплаве 7075 примесей Fe и Si не более 0,5 % и 0,4 %; в сплаве В95 - не более 0,4 % и 0,3 % соответственно. механических свойств термообработанных плит осложняли и делали практически невозможным внедрение в серийное производство проката крупногабаритных плит из сплава 7075 с ценными эксплуатационными свойствами.
До настоящего времени существует предположительный характер фазового состава в сплавах системы Al - Zn - Mg - Си и противоречивость рекомендаций относительно содержания примесей Fe, Si и соотношения концентраций Fe/Si ввиду сложности и малоизученности данной системы. Спорным остается вопрос по оценке эффективности применения отдельных тугоплавких добавок в сплавах системы Al - Zn - Mg - Си, в частности А1 - Ті - В, в качестве модификатора. Несмотря на кажущуюся завершенность общей теории кристаллизации, в вопросе горячеломкости алюминиевых сплавов еще много неясностей.
Цель работы заключалась в установлении особенностей
структурообразования крупногабаритных плоских слитков в зависимости от условий кристаллизации и использования лигатурного прутка состава А1 - 5 %Ті - 1 %В в качестве модификатора, а также изучение фазового состава и фазовых превращений в интервале температур 400 - 540 °С с различными содержанием примесей Fe, Si и соотношением концентраций Fe/Si для установления их роли в формировании пластичности слитков и плит из сплава 7075.
Научная новизна.
1. Установлено, что в литом сплаве 7075 морфология и состав нерастворимых соединений зависят от содержания примесей Fe и Si и изменения соотношения их концентраций Fe/Si в пределах 1,5- -7.
При содержаниях 0,25 - 0,35 % Fe и ОД - 0,15 %Si (ОД - 0Д5 % Fe и 0,03 - 0,05 %Si) и соотношении Fe/Si в пределах 1,5 4 в сплаве присутствуют соединения (CuFe)Al , Cu2FeAl7, M&Si, Si. При содержаниях 0,25 - 0,35 % Fe и 0,03 - 0,05 %Si в зависимости от соотношения Fe/Si в сплаве присутствуют; при 4 Fe/Si 7 - соединения (CuFe)AI«, Cu2FeAl7, M&Si, Si, Al(FeSiCrCu); при Fe/Si=7 - соединение Al(FeSiCrCu).
2. Установлены пределы химического состава сплава 5,5-5,9 %Zn; 2,5-2,7 %Mg; 1,4 - 1,5 %Cu; 0,19 - 0,2 %Сп 0,1 - 0,15 %Fe; 0,03 - 0,05 %Si (Fe/Si-1,5- -4), при которых кристаллизуется низкотемпературная эвтектика состава аді + T(AlMgZnCu) + S(Al2CuMg) + Mg2Si с температурой плавления 485 °С.
3. При содержании 0,03 %Si и 0,22 %Fe (Fe/Si=7) в сплаве 7075 химического состава по основным легирующим компонентам 5,7 %Zn; 2,7 %Mg; 1,5 %Cu; 0,2 %Сг эвтектика имеет состав аді + S(AbCuMg) + M(AIZnMgCu) + Mg2Si с температурой плавления 476°С.
4. Показано положительное влияние непрерывного модифицирования лигатурным прутком А1 - 5 %Ti - 1 %В на измельчение структуры в процессе литья крупногабаритных плоских слитков.
5. Установлены местонахождение кристаллизационных трещин; взаимосвязь между горячеломкостью крупногабаритных плоских слитков из сплава 7075, с одной стороны, и структурной и химической неоднородностью поверхностных слоев слитка-с другой.
Практическая значимость:
- повышение чистоты сплава 7075 по содержанию примесей Fe (0,1 - 0,15 %) и Si (0,03 - 0,05 %), модифицирование расплава лигатурой состава А1 - 5 %Ti - 1 %В, повышение температуры гомогенизационного отжига от 460і1 ° до 470±10оС обеспечило получение мелкозернистой однородной структуры в крупногабаритных плоских слитках и позволило вести горячую прокатку без растрескивания прикромочных объемов; - изменение условий кристаллизации крупногабаритных плоских слитков привело к снижению горячеломкости сплава и устранению растрескивания поверхностных слоев плит в процессе прокатки;
- повышение температуры нагрева под закалку от 475 °С до 480 °С привело к получению требуемого уровня механических свойств плит;
- усовершенствование технологии производства крупногабаритных плит из сплава 7075 сделало их производство конкурентноспособным на мировом рынке.
На защиту выносятся:
- морфология и состав интерметаллидных нерастворимых соединений, образованных примесями Fe и Si, в зависимости от содержания примесей и соотношения их концентраций Fe/Si;
- морфология и состав низкотемпературных эвтектик и их изменения при нагревах в интервале температур 400 - 540 °С;
- особенности структурообразования крупногабаритных плоских слитков из сплава 7075 в зависимости от условий кристаллизации и модифицирования;
- особенности структурообразования поверхностных слоев слитка, сопутствующие образованию волосовидных кристаллизационных трещин.
Факторы, влияющие на разрушение внутренних слоев слитка в процессе прокатки,
Многообразие факторов, влияющих на образование макронесплошностей в деформируемых полуфабрикатах из алюминиевых сплавов, в значительной мере затрудняет не только их описание, но и разработку единой теории их образования. К настоящему времени вопрос о причинах возникновения разрушения в алюминиевых сплавах изучен недостаточно и по нему высказываются прямо противоположные точки зрения. Об этом в первую очередь свидетельствуют различия в терминологии, применяемой для обозначения этих дефектов в работах ряда авторов. Так, встречаются термины: «окисная плена», дефект типа «окисная плена» [1], «штрих-дефект» [2], «расслоение» [3], «строчечные расслоения» [4], «продольные трещины» [5], «пористость», «рыхлота» и т. д. Другая точка зрения основывается на ряде экспериментальных данных и указывает на деформационный характер развития дефектов.
Влияние условий деформации па разрушение внутренних объемов крупногабаритных плит. Рассматривая вопрос разрушения внутренних объемов крупногабаритных плит в процессе прокатки, авторы работ [6-18] отмечают решающее влияние на процесс деформации фактора формы (соотношения параметров геометрического очага деформации) L/Hcp, где L-VRAh -длина дуги захвата; R-радиус рабочих валков; Ah-величина обжатия за проход; Hq, -H -H ,. - толщина полосы в очаге деформации и подтверждают данными экспериментов, что при малых значениях L/Hcp( 0,66) в локальных объемах центральных слоев возникают значительные растягивающие напряжения, которые достигают сопротивления разрушению и приводят к развитию микро- и макронесплошностей. Авторы работ [10,11,13,16-18] рекомендуют при производстве крупногабаритных плит проводить оценку действующих растягивающих напряжений в центральных слоях раската согласно разделению условий прокатки на 5 областей в зависимости от величины L/H , (рис.6). Рис.6. Зависимость ах / Щз. от фактора формы L/Hq, (ах - напряжения в очаге деформации; ст ,2 -предел текучести сплава)
По данным этих работ прокатка крупногабаритных слитков при значениях L / Нср 0,66 (области V и IV на рис.6), проходит в наиболее неблагоприятных условиях: растягивающие напряжения, особенно в локальных объемах центральных слоев раската, достигают значений сопротивления разрушению и намного их превышают. В результате образуются не только микро-, но и макроразрушения, которые можно наблюдать невооруженным глазом.
Расчеты, проведенные Понагайбо Ю.Н. [19,с.44], свидетельствуют о том, что при диаметре рабочих валков прокатных станов, равном 700 мм, осевые растягивающие напряжения будут иметь место при прокатке слитков толщиной 157 мм и более. При этом величина растягивающих напряжений будет тем выше, чем больше толщина прокатываемого материала. Мурзов А.И. придерживается мнения, что на появление расслоений большое влияние оказывает такая технологическая характеристика, как равномерность деформации по высоте сляба. Он показал [19, с.32], что в процессе прокатки давление по высоте сляба распределено неравномерно: например, при степени деформации 10% давление в 3,7 раза больше в поверхностных слоях, чем в центральных, Это приводит к тому, что в процессе прокатки поверхностные слои деформируются интенсивно, средние же слои подвергаются слабой деформации или совсем не деформируются.
При освоении на заводах отрасли, в частности на БКМЗ, производства плит толщиной 60 - 90 мм из высокопрочных алюминиевых сплавов В95 и 1973 прокаткой литых заготовок толщиной 360 - 410 мм и шириной 1260 -2100 мм отмечается, что на стане горячего проката кварто 750/1400x2800 (диаметр рабочих валков 750 мм) одной из основных проблем является получение плотной бездефектной структуры в центральном слое плит [20].
При исследовании поверхностей разрушения [21], формирования структуры и свойств в ходе прокатки плит толщиной 25мм из сплава Діб, развития интенсивности трещин в центральных слоях плит толщиной 50-100мм из сплава АМгб [22], показано, что трещины в металле возникают в том же интервале степеней деформации (50-75%), при которых происходит снятие внутренних напряжений. При этом делается вывод, что при горячей прокатке снятие внутренних напряжений не может полностью произойти за счет рекристаллизации и пластической деформации, поэтому часть внутренней энергии погашается за счет образования внутренних трещин.
Следовательно, появление дефекта в процессе деформирования происходит под действием определенных сил, вызывающих формоизменение материала. При этом возникновение разрушения в каком - либо объеме полуфабриката определяется способностью материала выдержать эти деформации без нарушения сплошности, т. е, запасом пластичности металла в этом объеме, В реальных условиях обработки давлением слитков алюминиевых сплавов разрушение возникает, по-видимому, в местах сочетания высоких растягивающих напряжении и пониженной пластичности металла. Таким образом, источники возникновения разрушения могут быть заложены уже в слитке.
Влияние структурных иеоднородностей, обусловленных химическим составом сплава. Для понимания механизма образования разрушения и, что более важно, для правильного выбора мер предупреждения их возникновения, необходимо выделить те разновидности источников снижения пластичности слитка, которые являются наиболее типичными. Одной из причин, приводящих к разрушению в процессе деформирования внутренних центральных слоев крупногабаритных слитков, могут быть структурные неоднородности, обусловленные химическим составом сплава.
Все промышленные высокопрочные алюминиевые сплавы содержат примеси в виде железа и кремния. Эти элементы соединяются с другими и выделяются при затвердевании слитка в виде крупных частиц, которые хрупки, легко откалываются от матрицы при нагрузке, образуют пути предпочтительного распространения трещины и уменьшают энергию, необходимую для распространения трещины. Присутствие в слитках нерастворимых соединений, образованных железом и кремнием определенной формы и размеров, приводит к развитию микроразрушений, которые в конечном итоге не позволяют вести прокатку из — за образования рванин и трещин по кромкам раската [11].
Известно, что наиболее эффективным средством воздействия на структуру и свойства сплавов с целью повышения и обеспечения стабильности наилучшей технологичности при обработке давлением, является целенаправленное изменение содержания примесей железа и кремния в сплаве.
Микроструктурные исследования
Микроструктурные исследования показали, что в процессе горячей прокатки деформация поверхностных объемов слитка на глубине до 1/4 толщины прокатываемых плит происходит без нарушения сплошности металла. Пор, микротрещин в микроструктуре не обнаруживается. По мере увеличения степени деформации слитка в поверхностных слоях формируется волокнистая структура (рис. 14),
Исследование микроструктуры центральных слоев средней части по ширине плит на различных стадиях деформирования показало, что особенностью структурных изменений является выраженная неоднородность протекания пластической деформации в микрообъемах.
При Єсл 33,3 % в микроструктуре слабодеформированных микрообъемов центральных слоев плиты толщиной 240 мм обнаруживаются крупные поры (рис. 15а), островершинные микротрещины, зарождающиеся в местах структурных составляющих (рис.156).
Рис.15. Микроразрушение центральных слоев плиты при є Сл 33,3 % (х200) Микрофрактограммы поверхностей разрушения в изломе плиты показывают, что сплав начинает разрушаться в участках залегания пор и интерметаллидных структурных составляющих. Пустоты по границам зерен имеют некоторый объем подобно ветвям микропор слитка, ограничивающим первичные поры (рис. 16а). Структурные составляющие имеют скелетную форму (рис.166) или зернистое строение (рис. 16в).
Рис 16. Фрактограммы поверхностей разрушения при Єся 33,3% Интервал степеней деформации 33,3 - 61,1 % характеризуется нарастанием дефектности структуры. В микроструктуре плиты толщиной 140 мм (Єсл 61,1 %) отмечаются полосы с волокнистой микроструктурой, деформированной без разрушения (рис. 17а). В этом интервале степеней деформации формируются продольные трещины (рис. 176). Деформационный микрорельеф в стыках зерен показывает, что значительный размер соседних зерен ограничивает деформацию друг друга и часть энергии погашается за счет образования трещин (рис. 17в). Рисі7. Неоднородность деформации в микрообъемах при Єсл 61,1 % (х200) В изломах плиты поверхности микротрещин представляют собой гладкие площадки с объемными стенками, значительная часть которых принадлежит первичным микропорам (рис. 18а). Отдельные поры инициируют распространение микротрещин в тело зерна (рис.186).
С увеличением степени деформации слитка свыше 61,1 до 77,7 % нарастает заварка микродефектов, образовавшихся на предшествующих стадиях деформирования. В микроструктуре центральных слоев плит толщиной 100 мм (є о, - 72,2 %) и 78 мм (є га 77,7 %) обнаруживаются отдельные продольные и островершинные микротрещины (рис. 19). Рис 19. Незаварившиеся продольные микротрещины в микроструктуре плит толщиной 101,6 (а) и 78 (б) мм
Подтверждением закономерностей протекания процессов пластической деформации в поверхностных и центральных слоях плит является сопоставление результатов исследования структуры с результатами испытаний механических свойств плит.
С повышением степени деформации слитка в поверхностных слоях плит формируется волокнистая структура, наблюдается повышение прочностных свойств: ав от 497 до 552 МПа иа 0,2 от 466 до 489 МПа при возрастающих значениях пластичности от 3,0 до 8,7 % (значения механических свойств приведены для поперечного направления).
Снижение прочностных свойств и, особенно, пластичности центральных слоев плит в высотном направлении с повышением степени деформации слитка от 33,3% до-61,1 % свидетельствует о том, что в этом интервале деформаций происходит накопление нарушений сплошности структуры.
Влияние примесей железа и кремния на механические свойства слитка при комнатной и повышенных температурах
Содержание 0 25 - 0,35 %Fe; 0,1 - 0,15 %Su Отношение Fe/Si = 1,5+3,5. Статистические испытания механических свойств центральных слоев слитков сечением 390x1330 мм из сплава 7075 при комнатной и повышенных температурах с содержанием 0,25 - 0,35 %Fe и ОД - 0,15 %Si показали, что слитки имеют низкие значения пластических свойств. Так, испытание при комнатной температуре слитков из сплава 7075 от 9 плавок промышленного изготовления показало, что слитки имеют значения: - временного сопротивления в пределах 212 -225 МПа (рис.26 а); - условного предела текучести -в пределах 105-115 МПа (рис.266); - относительного удлинения - в пределах 6,0 -7,5 % (рис.26в); - относительного сужения - в пределах 6,0 - 8,0 % (рис.26г). При этом поверхностные слои слитков показывают более высокие прочностные и пластические свойства по сравнению с центральными слоями. Временное сопротивление поверхностных слоев слитков в среднем на 11 МПа выше значений временного сопротивления центральных слоев, условный предел текучести выше на 2-5 МПа, относительное удлинение-на 1,5-2,0%, относительное сужение-на 1,5-3,0 %. Испытание механических свойств слитков в интервале температур 350 - 430 С показало, что слитки обладают высоким сопротивлением деформированию 50-70 МПа (рис.27а,б), низкими значениями относительного удлинения 22 - 40 % (рис.27в), невысокими значениями относительного сужения 75 - 83 % (рис.27г). При этом в направлении по ширине слитки показывают значения относительного удлинения в 1,5-2 раза выше, чем в направлении по толщине. Рис.27. Механические свойства центральных слоев слитков (0,25 - 0,3 5%Fe; 0,1-0,15% Si; Fe/Si =1,5- -3,5) при повышенных температурах: а-временное сопротивление; б-условный предел текучести; в-относительное удлинение; г-относительное сужение. Содержание 0,1 - 0,15 %Fe; 0,03 - 0,05 %SL Fe/Si = 2,5 4. Снижение содержания примесей Fe до 0,1 - 0,15 % и Si до 0,03 - 0,05 % (Fe/Si = 2,5 4) показало, что пластические свойства слитка повышаются в 1,5-2 раза, как при комнатной температуре испытания (рис.28), так и в технологическом интервале температур горячей прокатки 410-390 С (рис.29). Сопротивление деформированию несколько снижается и составляет 45-55 МПа (рис.286). Повышение чистоты сплава 7075 по примесям железа и кремния уменьшает анизотропию относительного удлинения (рис.29в). в среднем в 3 раза ударную вязкость сплава 7075 как при комнатной температуре (рис.30а), так и при температуре прокатки 390С (рис.306). (» Рис.30. Ударная вязкость слитков в зависимости от содержания примесей Fe и Si при температурах испытаний 20 С (а) и 390 С (б) кромочных объемов толстых плит решена лишь частично. Выход годного по результатам УЗК при производстве плит толщиной 76,3 мм составляет 91,7 %, с увеличением толщины плит до 101,6 мм и свыше (127 мм, 152 мм) продолжает оставаться низким 68,2 %, 60 % и 25,8 % соответственно. Механические свойства и горячеломкость сплава 7075 при 0,25-0,35 %Fe; 0,03-0,05 %Si и Fe/Si=4+7. В производственных условиях было отлито 7 плавок с пониженым содержанием примеси кремния 0,03-0,05 % и содержанием железа в пределах 0,25-0,35 %. При этом соотношение в слитках составляло Fe/Si = 4 7.
Испытание механических свойств при температуре горячей прокатки 1. В литом сплаве 7075 морфология и состав высокотемпературных эвтектик зависит от содержания примесей Fe и Si и изменения соотношения их концентраций Fe/Si в пределах от 1,5 до 7. 2. В сплаве 7075 при соотношении Fe/Si = 1,5 4 фазовый состав нерастворимых соединений не изменяется. При изменении содержания примесей Fee пределах от 0,1 - 0,15 % до 0,25-0,35%, a Si в пределах от 0,03 - 0,05 % до ОД - 0,15 % в сплаве присутствуют нерастворимые соединения (CuFe)AIe, N (Cu2FeAl7), M&Si, Si. 3. Содержание Si целесообразно ограничить до 0,03 - 0,05 %, во избежание кристаллизации соединения Mg2Si в виде развитых иероглифов и уменьшения доли свободного Si. При этом содержание Fe необходимо проводить с учетом соотношения Fe/Si 1,5 - 4 и рекомндуется ограничить пределами 0,1 - 0,15 %. 4. В результате снижения содержания примесей железа от 0,25 - 0,35 % до ОД - 0,15 %; кремния от 0,1 - 0,15 % до 0,03 - 0,05 % (Fe/Si = 1,5 4) повысилась способность слитков к горячему деформированию. При повышенных температурах испытания (350 - 450 С) повысились значения: б от 30-40% до 70-75%;\/ от 78 - 83 % до 96 - 98 %; KCV от 0,5-1 КДж/м2 до 2-3 КДж/м2. Пораженность плит растрескиванием прикромочных объемов в ходе горячей прокатки снизилась на 25 - 35 %. 5. При содержании 0,25 - 0,35 %Fe и 0,03 - 0,05 %Si и соотношении Fe/St 4+7 в литом сплаве кристаллизуются (CuFe)Al , N (Cu2FeAl7), Mg2Si и конгломераты из частиц соединения Al (FeSiCrCu). 6. При содержании 0,25 - 0,35 %Fe и 0,03 - 0,05 %Si и соотношении Fe/Si = 7 кристаллизуется соединение Al (FeSiCrCu). 7. Повышение соотношения Fe/Si свыше 4 до 7 приводит к снижению пластических свойств слитков и повышению горячеломкости сплава 7075. с шихтой для модифицирования сплава 7075 при литье круглых слитков 0800 мм, показывает недостаточный эффект измельчения зерна (в 1,5-2 раза). В настоящей работе опробовано модифицирование расплава при литье крупногабаритных плоских слитков с использованием лигатурных прутков 0 10 мм составов А1 - 5 %Ti - 0,2 %В и А1 - 5 %Ті - 1 %В производства фирмы LSM «London Scandinavian Metallurgical». (рис.33) и А1 - 5 %ТІ - 1 %В (рис.34) интерметаллидные частицы имеют округлую форму и присутствуют в виде дисперсных частиц и скоплений, образующих агломераты: Лигатура Размер частиц, мкм Размер агломератов, мкм В прутке лигатуры состава АІ-5 %Ті-1 %В частицы и агломераты частиц имеют меньшие размеры. При этом агломераты имеют раздробленный вид, что улучшает распределение частиц по объему прутка. Многочисленные микротрещины в более крупных агломератах являются готовыми поверхностями раздела частиц, что сократит инкубационный период (время от введения лигатуры до проявления модифицирующего
Влияние модифицирования на механические свойства слитка
Сравнение механических свойств при повышенных температурах гомогенизированных немодифицированных и модифицированных (А1 - 5 %Ti - 0,2 %В; А1 - 5 %Ті - 1 %В) слитков из сплава 7075 показало, что модифицирование расплава сопровождается незначительным повышением (на 4-9 МПа) прочностных свойств (рис.48). В целом уровень пластических свойств с применением модифицирования расплава не изменяется и средние значения относительного удлинения в зависимости от технологии приготовления расплава составляют 77 % (без модифицирования), 76 % (А1 -5 %Ti - 0,2 %В) и 78% (А1 - 5 %Ті - 1 %В) (рис.49). При этом широкий разброс значений относительного удлинения в интервале значений 48 - 110 %, свойственный немодифицированному слитку, сохраняется в случае модифицирования расплава лигатурой состава А1 - 5 %Ті - 0,2 %В. По-видимому, причиной этому служит неоднородность размера зерна в микрообъемах центральных слоев слитка (величина соседних зерен 0,2 мм и 0,5 мм). Однородное измельчение зерна, достигаемое модифицированием расплава лигатурой состава А1 - 5 %Ti - 1 %В, сокращает разброс значений относительного удлинения и слиток показывает однородность значений относительного удлинения в интервале значений 75-85 (рис.48). Результаты исследования структуры и механических свойств слитков, модифицированных лигатурными прутками состава А1 - 5 %Ti - 0,2 %В и А1 - 5 %Ті - 1 %В показали предпочтительность использования в качестве модификатора лигатурный пруток состава А1 - 5 %Ті -1 %В. Влияние модифицирования на структуру. Выбор лигатурного прутка А1 - 5 %Ті - 1 %В в качестве модификатора и его практическое использование в процессе приготовления расплава при литье крупногабаритных плоских слитков показало положительные результаты. В результате модифицирования сплава плиты имеют плотную однородную мелкозернистую макроструктуру по всему сечению(рис.50а). Деформационный микрорельеф в местах стыков зерен плит, полученных прокаткой модифицированного слитка, показывет, что мелкое зерно модифицированного сплава является необходимым условием способности материала к местной пластической деформации без разрушения (рис.506, сравни с рис.17б,в). \ г. :—zzZ- : . Измельчение размера зерна литого сплава в результате модифицирования расплава лигатурой А1 - 5 %Ті - 1 %В благоприятно сказывается на уменьшение толщины и увеличение степени проработки волокна крупногабаритных плит. Зерно, ориентированное вдоль направления прокатки плиты из немодифицированного сплава, сохраняет внутреннее дендритной строение (рис.51а). Плита, полученная прокаткой модифицированного слитка, имеет более тонкое проработанное волокно (рис.516).
Рис.51. Микроструктура поверхностных слоев (1 / 4 толщины) плит толщиной 101,6 мм, прокатанных из немодифицированного (а) и модифицированного (б) слитков (х 200) Влияние модифицирования на механические свойства. Улучшение литой структуры в результате модифицирования сплава при некотором снижении прочностных свойств в поперечном направлении, привело к повышению прочностных свойств в высотном направлении и, что особенно важно, относительное удлинение в высотном направлении, исключить «выпады» по значениям относительного удлинения (табл. 7). Влияние модифицирования сплава 7075 на коррозионные свойства. Коррозионную стойкость плит определяли испытанием на чувствительность к межкристаллйтной коррозии (МКК), расслаивающей коррозии (РК) и коррозии под напряжением. Испытание коррозионных свойств плит из немодифицированного и модифицированного сплава показало, что модифицирование сплава понижает чувствительность к межкристаллйтной коррозии, улучшает показатель расслаивающей коррозии и не вызывает коррозионного растрескивания (табл.8). Улучшение показателей чувствительности к межкристаллйтной коррозии связано с уменьшением толщины волокна. В процессе исследования структуры и свойств слитков и плит из модифицированного сплава 7075 скоплений боридов не обнаружено. В сплаве 7075 в результате модифицирования расплава лигатурным прутком состава А1 - 5 %ТІ - 1 %В содержание бора составляет (мае %) 0,0006 0,001. Для сплава В95пч рекомендуемая добавка бора составляет 0,002 0,004 [55]. Модифицирование сплава лигатурой А1 - 5 %Ti - 1 %В практически сводит на нет брак плит толщиной до 127 мм по дефектам УЗ-контроля (рис.52). 1. Для достижения однородного измельчения структуры крупногабаритных плоских слитков из сплава 7075 целесообразно проводить модифицирование расплава в миксере лигатурным прутком состава А1 - 5 %Ti -1 %В при расходе прутка 1 кг/1 т расплава. При этом содержание бора в сплаве составляет (мае %) 0,0006-0,001. 2. В результате модифицирования расплава лигатурой А1 - 5 %Ті - 1 %В неоднородность структуры, обусловленная химическим составом сплава и технологией литья, устраняется. Размер зерна уменьшается от 1,2 мм до 0,2 - 0,3 мм; количество зерен на единице площади макрошлифа 1 см2 увеличивается от 100 - 850 до 1380 - 1500. Размер нерастворимых соединений уменьшается от 50 - 250 мкм до 50 - 70 мкм; включения эвтектик и пор равномерно распределяются в объеме слитка. 3. Снижение содержания примесей до 0,01 - 0,15 %Fe и 0,03 - 0,05 % Si и равномерное измельчение структуры слитка в результате модифицирования лигатурным прутком состава А1 - 5 %Ti - 1 %В привело к устранению растрескивания внутренних центральных слоев плит при горячей прокатке, 4. Получение плотной структуры центральных слоев плит посредством модифицирования сплава, повысило относительное удлинение плит в высотном направлении от значений 0,6 - 1,2 % до 3,0-3,7 %. 5. Более тонкое проработанное волокно привело к снижению чувствительности плит к межкристаллитной коррозии.
