Жаропрочные литейные и деформируемые алюминиевые сплавы на основе систем Al-Cu-Y и Al-Cu-Er (варианты) Российский патент 2021 года по МПК C22C21/12 

Изобретение относится к области металлургии преимущественно к плавке и литью сплавов цветных металлов, и предназначено для изготовления жаропрочных литейных и деформируемых алюминиевых сплавов, упрочняемых термической и деформационной обработкой.

Известны промышленные алюминиевые сплавы систем Al-Cu и Al-Cu-Mg, которые отличаются достаточно высокой прочностью. Например, литейный сплав АМ5 (ГОСТ 1583-93) имеет предел прочности 314-333 МПа, относительное удлинение 2-8%, твердость 70-90 НВ и показатель горячеломкости по карандашной пробе более 16 мм. Деформируемый сплав Д16 в нагартованном и отожженном состоянии в виде листов (ГОСТ 21631-76) имеет предел текучести 230-360 МПа, предел прочности 365-475 МПа, относительное удлинение 8-13%, а в виде прутков (ГОСТ Р-51834-2001) - предел текучести 325-345 МПа, предел прочности 450-470 МПа, относительное удлинение 8-10%. Рекристаллизованные прутки (ГОСТ Р-51834-2001) имеют предел текучести 265 МПа, предел прочности 410 МПа при относительном удлинении 12%. Деформируемый сплав АК4-1 с повышенной жаропрочностью (ГОСТ Р-51834-2001) в виде прутков имеет предел текучести 335 МПа, предел прочности 390 МПа при относительном удлинении 6%.

Недостатками описанных выше сплавов являются наихудшая среди всех алюминиевых сплавов технологичность при литье и недостаточно высокая прочность при повышенных температурах.

Известен литейный сплав на основе алюминия (WO 2011023059 А1, опубл. 03.03.2011), содержащий в мас. %: Cu 1,0-10,0; Mn 0,05-1,5; Cd 0,01-0,5; Ti 0,01-0,5; В 0,01-0,2 или С 0,0001-0,15; Zr 0,01-1,0; R 0,001-3 или (R1+R2) 0,001-3; RE 0,05-5 и остальное алюминий, где R, R1 и R2 - Be, Со, Cr, Li, Mo, Nb, Ni, W.

Недостатками данного изобретения являются наличие в составе сплава вредного кадмия и высокое содержание добавок переходных и редкоземельных металлов, что сильно влияет на уровень механических свойств.

Известен деформируемый сплав на основе алюминия (СА 2493401 С, опубл. 04.03.2004) содержащий в мас. %: Cu 3,6-4,9; Mg: 1,0-1,8; Mn≤0,50 (предпочтительнее менее 0,30); Si 0,10-0,40; Zr≤0,15; Cr≤0,15; Fe≤0,10, отличающийся повышенными характеристиками усталостной прочности.

Недостатком сплава является не высокий предел текучести 310-325 МПа.

Известен алюминиевый деформируемый сплав (CN 101597710 А, опубл. 09.12.2009) содержащий в мас. %: Mg 1,3-1,5; Cu 3,5-4,05; Si≤0,1; Fe≤0,1; Mn 0,5-0,7; Cr≤0,1; Ti≤0,15; Zr 0,1-0,15.

Недостатками изобретения является низкое содержание примесей железа и кремния, что затрудняет использование вторичного сырья и невысокий предел текучести 320-350 МПа.

Наиболее близким к предлагаемому изобретению является сплав (RU 2558807, опубл. 10.08.2015), содержащий в мас. %: Cu 2,0-5,5; Mn 0,1-2,5; Cd 0,01-1,5; Si 0,01-1,0; Mg 0,01-0,9; Fe 0,01-1,0; по меньшей мере один элемент из группы: Ti 0,01-0,5; Zr 0,01-0,5; Y 0,001-0,5; In 0,001-0,5; Al - остальное.

Недостатком данного сплава является высокое содержание вредного кадмия, невысокий уровень литейных свойств и широкий диапазон по содержанию титана, циркония, иттрия, индия.

Задачей данного изобретения является получение литейных и деформируемых алюминиевых сплавов, обладающих повышенной жаропрочностью, технологичностью при литье и хорошей прочностью.

Техническим результатом предлагаемого изобретения являются новые литейные и деформируемые алюминиевые сплавы на основе систем Al-Cu-Y и Al-Cu-Er с хорошим уровнем литейных свойств, высоким уровнем прочности при комнатной и повышенных температурах, особенно предела текучести при растяжении и сжатии при температурах 200-300°C.

Указанный технический результат достигается в первом варианте изобретения за счет того, что жаропрочный литейный и деформируемый алюминиевый сплав содержит следующие легирующие элементы: медь, иттрий, марганец, цирконий, титан, бор, магний при следующем компонентом составе, масс. %:

Медь 4-6,5 Иттрий 1,6-2,3 Марганец 0,6-0,9 Цирконий 0,2-0,3 Титан 0,1-0,15 Бор 0,02-0,03 Магний 0,8-1,1 Алюминий остальное,

при этом в сплаве отношение содержания (масс. %) меди к иттрию составляет 2,8, структура сплава состоит из сложнолегированного твердого раствора и интерме-таллидных частиц размером до 3 мкм.

Указанный технический результат достигается во втором варианте изобретения за счет того, что жаропрочный литейный и деформируемый алюминиевый сплав содержит следующие легирующие элементы: медь, эрбий, марганец, цирконий, титан, бор, магний при следующем компонентом составе, масс. %:

Медь 4-6,5 Эрбий 2,7-4,05 Марганец 0,6-0,9 Цирконий 0,2-0,3 Титан 0,1-0,15 Бор 0,02-0,03 Магний 0,8-1,1 Алюминий остальное,

при этом в сплаве отношение содержания (масс. %) меди к эрбию составляет 1,5, структура сплава состоит из сложнолегированного твердого раствора и интерметаллидных частиц размером до 3 мкм.

В данном случае при содержании меди 4-6,5%, эрбия 2,7-4,05%» или иттрия 1,6-2,3% и указанном их соотношении сплавы имеют узкий интервал кристаллизации и высокую температуру солидуса, а образующиеся интерметаллиды кристаллизационного происхождения типа Al₈Cu₄Y и Al₈Cu₄Er имеют малый размер и высокую термическую стабильность. Сплав может быть выплавлен на алюминии марки А7, то есть концентрация примесей железа и кремния не превышает 0,15 масс. % каждого и в сумме менее 0,3 масс. %. Сплав дополнительно легирован марганцем, цирконием, титаном, бором, магнием. Марганец и цирконий в количествах 0,6-0,9% и 0,2-0,3% соответственно вводят для упрочнения за счет образования дисперсоидов фаз Al₂₀Cu₂Mn₃ и A₃(Zr,Er) в процессе гомогенизационного отжига перед закалкой. Малые добавки титана 0,1-0,15% и бора 0,02-0,03% вводят для модифицирования зеренной структуры слитков. Магний в количестве 0,8-1,1% вводят для повышения эффекта старения после закалки за счет метастабильных выделений фазы S (Al₂CuMg).

Изобретение поясняется чертежом, где:

на фиг. 1 представлена зеренная структура первого сплава, содержащего иттрий Y, (световой микроскоп), на фиг. 2 представлены различные микроструктуры первого сплава (растровый электронный микроскоп), на фиг. 3 представлены зависимости твердости от времени старения первого сплава при различных температурах, на фиг. 4 представлены зависимости твердости от времени отжига деформированного первого сплава при различных температурах и зеренная структура после отжига деформированного листа, на фиг. 5 представлена зеренная структура второго сплава, содержащего эрбий Er (световой микроскоп), на фиг. 6 представлены различные микроструктуры второго сплава (растровый электронный микроскоп), на фиг. 7 представлены зависимости твердости от времени старения второго сплава при различных температурах, на фиг. 8 представлены зависимости твердости от времени отжига деформированного второго сплава при различных температурах и зеренная структура после отжига деформированного листа

На фиг. 1 показана зеренная структура 1 первого сплава; на фиг. 2 показана литая микроструктура 2 и микроструктура 3 после гомогенизации перед закалкой 575°C в течение 3 часов первого сплава; на фиг. 3 представлены зависимости 4, 5, 6 твердости от времени старения первого сплава при 150, 180 и 210°C соответственно; на фиг. 4 представлены зависимости 7, 8, 9 твердости от времени отжига деформированного первого сплава при 150, 180 и 210°C соответственно и зеренная структура 10 после отжига деформированного листа при 575°C в течение 15 минут; на фиг. 5 показана зеренная структура 11 второго сплава; на фиг. 6 показана литая микроструктура 12 и микроструктура 13 после гомогенизации перед закалкой 575°C в течение 3 часов второго сплава; на фиг. 7 представлены зависимости 14, 15 16 твердости от времени старения второго сплава при 150, 180 и 210°C соответственно; на фиг. 8 представлены зависимости 17, 18, 19 твердости от времени отжига деформированного второго сплава при 150, 180 и 210°C соответственно и зеренная структура 20 после отжига деформированного листа при 575°C в течение 15 минут.

Осуществление изобретения состоит в следующем.

Предложенный сплав получают по следующей технологии: в расплав алюминия марки А7 (либо более чистый) при температуре 850°C вводятся последовательно легирующие элементы в виде лигатур Al-Cu, Al-Mn, Al-Er, Al-Y, Al-Zr, Al-Ti-B и чистый магний. После введения легирующих элементов расплав перемешивают и заливают с температуры 850 С в медную водоохлаждаемую изложницу, графитовую изложницу или стальной кокиль для получения заготовок для испытаний на растяжение при комнатной и повышенной температурах.

Гомогенизационный отжиг проводят при температуре 575°C в течение 1-3 часов с последующей закалкой в воде. Далее для литейного сплава следует операция старения при температуре 210°C в течение 6 часов. Для деформируемого сплава проводится обработка давлением и последующий отжиг. Обработка давление включает горячую прокатку при температурах 540-560°C (степень обжатия до 80%) и последующую холодную прокатку (общая степень обжатия до 95%). Отжиг после прокатки проводят по двум режимам: нагартованное состояние - отжиг 150-210°C в течение 1-3 часов; мягкое состояние - отжиг 575°C в течение 5-15 минут с закалкой в воду и старение при температуре 210°C в течение 3 часов.

Исследование структуры сплавов проводят с использованием растровой электронной микроскопии, рентгеноструктурного анализа. Оценку механических свойств проводили по результатам измерения твердости методом Виккерса (HV) и испытаний на одноосное растяжение при комнатной и повышенной температурах, длительную прочность, сжатие при повышенных температурах. Средний линейный коэффициент термического расширения (КТР) определяли с использованием дилатометра в температурном интервале 20-200°C. Показатель горячеломкости определяли по карандашной пробе, путем трех заливок в стальной разъемный кокиль.

Пример 1.

Сплав состава Al-5,6%Cu-2,0%Y-0,8%Mn-0,3%Zr-0,15%Ti-0,15%Fe-0,15%Si-1%Mg (первый сплав) был получен следующим образом. Для выплавки использовали чистые металлы: алюминий и магний и лигатуры Al-53,5%Cu, Al-10%Mn, Al-10%Y, Al-5%Zr, Al-5%Ti-1%B. Плавку вели в графито-шамотных тиглях в печи сопротивления фирмы «Nabertherm». Разливку осуществляли при температуре 850°C.

На Фиг. 1 представлена зеренная структура 1 первого сплава. Размер зерна слитка находится в интервале 20-50 мкм. Микроструктура первого сплава приведена на Фиг. 2. В литой микроструктуре 2 первого сплава присутствуют алюминиевый твердый раствор и дисперсная эвтектика с толщиной интерметаллидной фазы 200-1000 нм. В микроструктуре 3 после гомогенизации перед закалкой при температуре 575°C в течение 3 часов растворяется неравновесный избыток фаз кристаллизационного происхождения, а интерметаллидные фазы фрагментируются и увеличиваются в размере до 1-3 мкм. Внутри алюминиевой матрицы отмечены образования фаз размером менее 100 нм. После закалки сплав состарен при 150-210°C. Твердость резко возрастает после 0,5 часа старения, а затем плавно достигает максимума, максимальная твердость в 132 HV получена после 6 часов старения при 210°C, что иллюстрируют зависимости 4, 5, 6 твердости от времени старения при 150, 180 и 210°C соответственно.

Результаты испытаний на сжатие при повышенных температурах представлены в Таблице 1.

Результаты испытаний на одноосное растяжение при комнатной и повышенной температурах и длительную прочность представлены в таблице 2.

Средний в интервале температур коэффициент термического расширения сплава в закаленном и состаренном при 210°C в течение 6 часов представлен в таблице 3.

Показатель горячеломкости по карандашной пробе составляет 12-14 мм.

Пример 2.

Первый сплав, представленный в примере 1, после гомогенизации при 575°C в течение 3 часов был прокатан при температуре 550°C с толщины 20 мм до толщины 6 мм, а затем до толщины 1 мм при комнатной температуре.

После прокатки сплав отжигали при температурах 150-210°C. В процессе отжига при 150-180°C происходит увеличение твердости за счет старения, которое перекрывает разупрочнение связанное с полигонизацией. В результате твердость сплава составляет 130-145HV, что иллюстрируют зависимости 7, 8, 9 твердости от времени отжига. Отжиг сплава при 575°C в течение 15 мин приводит к рекристаллизации и размер зерна составляет 8-10 мкм, что соответствует зеренной структуре 10.

Результаты испытаний на одноосное растяжение отожженных листов сплава при комнатной температуре представлены в таблице 4.

Результаты испытаний на одноосное растяжение образцов отожженных при 150°C в течение 6 часов до и после испытаний на общую коррозию представлены в таблице 5.

Пример 3.

Сплав состава Al-5,4%Cu-3,0%Er-0,9%Mn-0,3%Zr-0,15%Ti-0,15%Fe-0,15%Si-1,1%Mg (второй сплав) был получен следующим образом. Для выплавки использовали чистые металлы: алюминий и магний и лигатуры А1-53,5%Cu, А1-10%Mn, А1-10%Er, Al-5%Zr, Al-5%Ti-1%B. Плавку вели в графито-шамотных тиглях в печи сопротивления фирмы «Nabertherm». Разливку осуществляли при температуре 850°C.

На Фиг. 5 представлена зеренная структура 11 второго сплава. Размер зерна слитка находится в интервале 10-30 мкм. Микроструктура сплава приведена ни Фиг. 6. В литой микроструктуре 12 присутствуют алюминиевый твердый раствор и дисперсная эвтектика с толщиной интерметаллидной фазы 200-1000 нм. В микроструктуре 13 после гомогенизации перед закалкой при температуре 575°C в течение 3 часов растворяется неравновесный избыток фаз кристаллизационного происхождения, а интерметаллидные фазы фрагментируются и увеличиваются в размере до 1-3 мкм. Внутри алюминиевой матрицы отмечены образования фаз размером менее 100 нм. После закалки сплав состарен при 150-210°C. Твердость резко возрастает после 0,5 часа старения, а затем плавно достигает максимума, максимальная твердость в 130 HV получена после 6 часов старения при 210°C, что иллюстрируют зависимости 14, 15, 16 твердости от времени старения при 150, 180 и 210°C соответственно.

Результаты испытаний на сжатие при повышенных температурах представлены в Таблице 6.

Результаты испытаний на одноосное растяжение при комнатной и повышенной температурах и длительную прочность представлены в таблице 7.

Средний в интервале температур коэффициент термического расширения сплава в закаленном и состаренном при 210°C в течение 6 часов представлен в таблице 8.

Показатель горячеломкости по карандашной пробе составляет 12-14 мм.

Пример 4.

Второй сплав, представленный в примере 3, после гомогенизации при 575°C в течение 3 часов был прокатан при температуре 550°C с толщины 20 мм до толщины 6 мм, а затем до толщины 1 мм при комнатной температуре.

После прокатки сплав отжигали при температурах 150-210°C. В процессе отжига при 150-180°C происходит увеличение твердости за счет старения, которое перекрывает разупрочнение связанное с полигонизацией. В результате твердость сплава составляет 134-150HV, что иллюстрируют зависимости 17, 18, 19 твердости от времени отжига. Отжиг сплава при 575°C в течение 15 мин приводит к рекристаллизации и размер зерна составляет 8-10 мкм, что соответствует зеренной структуре 20.

Результаты испытаний на одноосное растяжение отожженных листов сплава при комнатной температуре представлены в таблице 9.

Результаты испытаний на одноосное растяжение образцов отожженных при 150°C в течение 6 часов до и после испытаний на общую коррозию представлены в таблице 10.

Пример 5.

Сплав состава Al-4,5%Cu-1,6%Y-0,6%Mn-0,2%Zr-0,10%Ti-0,15%Fe-0,15%Si-0,9%Mg был получен следующим образом. Для выплавки использовали чистые металлы: алюминий и магний и лигатуры Al-53,5%Cu, Al-10%Mn, Al-10%Y, Al-5%Zr, Al-5%Ti-1%B. Плавку вели в графито-шамотных тиглях в печи сопротивления фирмы «Nabertherm». Разливку осуществляли при температуре 850°C.

Размер зерна слитка находится в интервале 20-50 мкм. В литой структуре присутствуют алюминиевый твердый раствор и дисперсная эвтектика с толщиной интерметаллидной фазы 200-1000 нм. После гомогенизации перед закалкой при температуре 575°C в течение 1 часа растворяется неравновесный избыток фаз кристаллизационного происхождения, а интерметаллидные фазы фрагментируются и увеличиваются в размере до 1-3 мкм. Внутри алюминиевой матрицы отмечены образования фаз размером менее 100 нм. После закалки сплав состарен при 150-210°C. Максимальная твердость в 120 HV получена после 6 часов старения при 210°C.

Результаты испытаний на сжатие при повышенных температурах представлены в Таблице 11.

Результаты испытаний на одноосное растяжение при комнатной и повышенной температурах и длительную прочность представлены в таблице 12.

Средний в интервале температур коэффициент термического расширения сплава в закаленном и состаренном при 210°C в течение 6 часов представлен в таблице 13.

Показатель горячеломкости по карандашной пробе составляет 12-14 мм.

Пример 6.

Сплав состава, представленного в примере 1, после гомогенизации при 575°C в течение 1 часа был прокатан при температуре 550°C с толщины 20 мм до толщины 6 мм, а затем до толщины 1 мм при комнатной температуре.

После прокатки сплав отжигали при температурах 150-210°C. В процессе отжига при 150-180°C происходит увеличение твердости за счет старения, которое перекрывает разупрочнение связанное с полигонизацией. В результате твердость сплава составляет 125-138HV. Отжиг сплава при 575°C в течение 15 мин приводит к рекристаллизации и размер зерна составляет 8-10 мкм.

Результаты испытаний на одноосное растяжение отожженных листов сплава при комнатной температуре представлены в таблице 14.

Результаты испытаний на одноосное растяжение образцов отожженных при 150°C в течение 6 часов до и после испытаний на общую коррозию представлены в таблице 15.

Пример 7.

Сплав состава Al-4,0%Cu-2,7%Er-0,8%Mn-0,2%Zr-0,10%Ti-0,15%Fe-0,15%Si-0,8%Mg был получен следующим образом. Для выплавки использовали чистые металлы: алюминий и магний и лигатуры Al-53,5%Cu, Al-10%Mn, Al-10%Er, Al-5%Zr, Al-5%Ti-1%B. Плавку вели в графито-шамотных тиглях в печи сопротивления фирмы «Nabertherm». Разливку осуществляли при температуре 850°C.

Размер зерна слитка находится в интервале 30-100 мкм. В литой структуре присутствуют алюминиевый твердый раствор и дисперсная эвтектика с толщиной интерметаллидной фазы 200-1000 нм. После гомогенизации перед закалкой при температуре 575°C в течение 1 часа растворяется неравновесный избыток фаз кристаллизационного происхождения, а интерметаллидные фазы фрагментируются и увеличиваются в размере до 1-3 мкм. Внутри алюминиевой матрицы отмечены образования фаз размером менее 100 нм. После закалки сплав состарен при 150-210°C. Максимальная твердость в 118 HV получена после 6 часов старения при 210°C.

Результаты испытаний на сжатие при повышенных температурах представлены в Таблице 16.

Результаты испытаний на одноосное растяжение при комнатной и повышенной температурах и длительную прочность представлены в таблице 17.

Средний в интервале температур коэффициент термического расширения сплава в закаленном и состаренном при 210°C в течение 6 часов представлен в таблице 18.

Показатель горячеломкости по карандашной пробе составляет 12-14 мм.

Пример 8.

Сплав состава, представленного в примере 3, после гомогенизации при 575°C в течение 1 часа был прокатан при температуре 550°C с толщины 20 мм до толщины 6 мм, а затем до толщины 1 мм при комнатной температуре.

После прокатки сплав отжигали при температурах 150-210°C. В процессе отжига при 150-180°C происходит увеличение твердости за счет старения, которое перекрывает разупрочнение связанное с полигонизацией. В результате твердость сплава составляет 118-132HV. Отжиг сплава при 575°C в течение 15 мин приводит к рекристаллизации и размер зерна составляет 8-10 мкм.

Результаты испытаний на одноосное растяжение отожженных листов сплава при комнатной температуре представлены в таблице 19.

Результаты испытаний на одноосное растяжение образцов отожженных при 150°C в течение 6 часов до и после испытаний на общую коррозию представлены в таблице 20.

Изобретение относится к области металлургии, преимущественно к жаропрочным литейным и деформируемым алюминиевым сплавам систем Al-Cu-Y и Al-Cu-Er, упрочняемым термической и деформационной обработкой. Заявлены варианты жаропрочных литейных и деформируемых алюминиевых сплавов. Сплав содержит, мас. %: медь 4-6,5; иттрий 1,6-2,3; марганец 0,6-0,9; цирконий 0,2-0,3; титан 0,1-0,15; бор 0,02-0,03; магний 0,8-1,1; алюминий – остальное. Сплав содержит, мас. %: медь 4-6,5; эрбий 2,7-4,05; марганец 0,6-0,9; цирконий 0,2-0,3; титан 0,1-0,15; бор 0,02-0,03; магний 0,8-1,1; алюминий - остальное. В обоих вариантах структура сплава состоит из сложнолегированного твердого раствора и интерметаллидных частиц размером до 3 мкм. Сплавы характеризуются высоким уровнем литейных свойств, высокими значениями прочности при комнатной и повышенных температурах, особенно предела текучести при растяжении и сжатии при температурах 200-300°C. 2 н. и 2 з.п. ф-лы, 8 ил., 20 табл., 8 пр.

1. Жаропрочный алюминиевый сплав литейный или деформируемый, содержащий медь, иттрий, марганец, цирконий, титан, магний и алюминий, отличающийся тем, что он дополнительно содержит бор, при следующем соотношении компонентов, мас. %:

Медь 4-6,5 Иттрий 1,6-2,3 Марганец 0,6-0,9 Цирконий 0,2-0,3 Титан 0,1-0,15 Бор 0,02-0,03 Магний 0,8-1,1 Алюминий остальное,

при этом структура сплава состоит из сложнолегированного твердого раствора и интерметаллидных частиц Al₈Cu₄Y размером до 3 мкм.

2. Сплав по п.1, отличающийся тем, что отношение содержания меди к иттрию составляет 2,8.

3. Жаропрочный алюминиевый сплав литейный или деформируемый, содержащий медь, марганец, цирконий, титан, магний и алюминий, отличающийся тем, что он дополнительно содержит эрбий и бор, при следующем соотношении компонентов, мас. %:

Медь 4-6,5 Эрбий 2,7-4,05 Марганец 0,6-0,9 Цирконий 0,2-0,3 Титан 0,1-0,15 Бор 0,02-0,03 Магний 0,8-1,1 Алюминий остальное,

при этом структура сплава состоит из сложнолегированного твердого раствора и интерметаллидных частиц Al₈Cu₄Er размером до 3 мкм.

4. Сплав по п.3, отличающийся тем, что отношение содержания меди к эрбию составляет 1,5.