WO2011031183A1 - Способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия - Google Patents

Способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия Download PDF

Info

Publication number
WO2011031183A1
WO2011031183A1 PCT/RU2009/000473 RU2009000473W WO2011031183A1 WO 2011031183 A1 WO2011031183 A1 WO 2011031183A1 RU 2009000473 W RU2009000473 W RU 2009000473W WO 2011031183 A1 WO2011031183 A1 WO 2011031183A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
temperature
ingot
alloy
melt
aluminium
Prior art date
Application number
PCT/RU2009/000473
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Олег Владимирович АНИСИМОВ
Original Assignee
Anisimov Oleg Vladimirovich
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 Anisimov Oleg Vladimirovich filed Critical Anisimov Oleg Vladimirovich
Priority to PCT/RU2009/000473 priority Critical patent/WO2011031183A1/ru
Publication of WO2011031183A1 publication Critical patent/WO2011031183A1/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
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • 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
    • C22F1/047—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 of alloys with magnesium as the next major constituent

Definitions

  • the invention relates to foundry and rolling production.
  • the existing methods for producing structural materials for the transport industry are generally based on the use of the traditional method of producing ingots from alloys based on aluminum with magnesium, lithium, zinc, etc. and their slope.
  • the main requirements for structural materials for the automotive industry are the need to have a tensile strength of 300-400 MPa, an elongation of 30-40% and a density of no higher than 2.65 g / cm 3 , good weldability, corrosion resistance.
  • Rolled products from AMG5 are widely used in the aviation and shipbuilding industries and are manufactured using the traditional technology described in detail in the paper “Foil Production”. Chernyak S. N., Karasevich V. I. .. Kovalenko P. A., publishing house "Metallurgy”, M, 1968.
  • the ingots from AMG5 are produced in a semi-continuous way. Based on this, there is a natural limit to the solubility of magnesium in the ingot matrix. Excess magnesium forms a brittle eutectic blocking it around the grain, which determines the final plastic properties of the ingot, alloy.
  • the presence of parabolic crystallization fronts during polycrystalline structure leads to the absence of a single crystallographic orientation, that is, to different ductility over ingot sections at both macro and micro levels. In general, the level of ductility for this reason is reduced by at least half. The consequence of this is the low manufacturability at the time of rolling, which is also associated with the instability of the solid solution, with the presence of large shermetal phases.
  • the ductility of the alloy is characterized by a relative elongation of up to 4-6%, which clearly does not meet the requirements of the automotive industry.
  • the alloy in this case, has the following chemical composition (weight%):
  • this alloy can be improved in its strength properties and ductility in terms of increasing the specific strength with an increase in magnesium content up to 15%.
  • the basis of this invention is the creation of a method for the production of structural material from an aluminum-based alloy with a magnesium content of up to 15%, including ingot production, heat treatment, rolling, which would provide increased strength, ductility of rolled products and increase the manufacturability of sheet material.
  • the technical result achieved in this case is to increase the physical characteristics of an aluminum-based material with a magnesium content of about 15% by converting the cast alloy into constructive and obtaining a material with a relative strength higher than that of a material with a magnesium content of up to 10%.
  • the specified technical result is achieved in that in a method for producing a structural material from an alloy with magnesium content, including crystallization of the melt to obtain an ingot, its heat treatment and rolling, to obtain a structural material from an alloy with the content of ingredients in the following weight ratios,%:
  • crystallization of the melt is carried out in a rotating mold with a gravity coefficient of 50-350, a lifetime of the melt, and a cooling rate of not higher than 5 ° C / s.
  • figure 1 schematically shows the normalized dependencies of Tamman
  • figure 2 shows the dependence of relative supercooling on the coefficient of gravity K Struktur.
  • the problem is solved by creating a method of obtaining a structural material from an aluminum-based alloy with a magnesium content of up to 15%, including ingot production, heat treatment, rolling, in which, in order to increase the level of mechanical properties, the alloy contains additionally zirconium, manganese, titanium, and in the form of impurities of silicon and iron at the following weight ratios of ingredients (%):
  • Crystallization is carried out in a rotating mold with a gravity coefficient of 50-350 and a cooling rate of no higher than 5 ° C / s.
  • the ingot depending on its size, is heated for hot rolling for 2-4 hours at a temperature of 340-380 ° C;
  • the ingot 340-380 ° C at an initial temperature of the ingot 340-380 ° C, it is hot rolled to a thickness of 4-8 mm with a degree of deformation in each cycle of up to 30%.
  • the final temperature of the roll should be in the range of 310-330 ° C;
  • cold rolling of the rolled product is carried out with a degree of deformation in each cycle of up to 50% with intermediate annealing for 0.5-2.0 hours at a temperature of 310-390 ° C to the required thicknesses of 0.5-2.0 mm; g) produce the final annealing of rolled products for 5-40 minutes at a temperature of 400-450 ° C.
  • the proposed method is based on the use of new physical phenomena that lead to crystallization of melts in powerful gravitational fields of centrifuges.
  • the impact of such fields is as follows:
  • the ingot even with a polycrystalline structure has a dominant crystallographic orientation in a given direction, comprising at least 80-85% of all possible orientations.
  • the proposed method allows to solve the problem of creating a structural material on an aluminum basis with a magnesium content in the range of 10.5-15% and rolled from it.
  • a method of producing a structural material from an aluminum-based alloy with a magnesium content of up to 15% at the stage of ingot production is implemented in a rotating mold, the design of which depends on the desired shape of the ingot and its mass.
  • the tegophysical conditions of crystallization are determined in a certain way by the complete design of the lining and the mold.
  • the inventive method according to the invention is practicable in a rotating mold, providing the following conditions:
  • melt crystallization is carried out in a centrifuge force field with a gravity coefficient that ensures the creation of adequate supercooling in the melt and equal to the difference in the optimal supercooling value corresponding to the maximum linear crystal growth rate with an interval of metastability of growth, which is determined by the expression:
  • A, B, L, M technical parameters (coefficients), from which the numerical value of B is determined based on the thermodynamic characteristics of the mold, which determine the rate of heat processes, and the numerical values of A, L, M are determined by the physicochemical characteristics of metals;
  • Kg is the gravity coefficient
  • T is the crystallization temperature
  • the latter When growing single crystals and refining the melt, the latter is volumetric cooled at a rate of 0.02-0.08 ° C / s.
  • First curve describes the change in the linear crystal growth rate depending on the supercoolings created in the melt T.
  • Second curve describes the change in the nucleation rate depending on
  • Subcooling corresponds to different Z levels of both dependences , called intervals of metastability of growth and nucleation.
  • the coordinates of the maxima are the optimal values of subcooling
  • A, B, L, M technical parameters (coefficients), from which the numerical value of B is determined based on the thermodynamic characteristics of the mold, which determine the rate of heat processes, and the numerical values of A, L, M are determined by the physicochemical characteristics of metals;
  • T is the crystallization temperature
  • K g the coordinate in the Tamman dependencies can be replaced by K g (Fig. 1). It follows that by creating values of K g equal to Kopb, a mono- or quasimonostructure will be grown from a melt with an arbitrary initial number of nuclei, clusters with a theoretically mature rate. So, in some experiments, the authors dealt with the growth of a single crystal of gallium arsenide at a speed of 10-15 cm / s.
  • dependence (1) is for all metals an increasing hyperbola with increasing K g .
  • hypothermia you can determine the degree of increase in the speed of the linear core of the single crystal under the given circumstances:
  • the gravity coefficient is identical at any points of the melt equidistant from the axis of rotation, which ensures absolutely flat FC;
  • the invention is based on the analytically calculated and experimentally confirmed effect of the influence of gravitational fields on the crystallizing melt from the point of view of the orientation of the crystallographic axes of the lattice.
  • P is the density
  • M zar is the mass of the embryo.
  • Free energy can be represented as: where € ik is the strain tensor equal to
  • a retarded crystallite is a grown, distorted from a spherical shape, nucleus into an almost ellipsoid attached to the cellular crystallization front.
  • the orientation of the crystallographic axes in the growing nucleus in addition to the action of the force F (x K , P), occurs long before it joins the crystallization front during its separation in a melt with variable viscosity in the direction of the force F (x K , P).
  • the direction of the absolute minimum of the elastic energy of the lattice is the most convenient situation for the subsequent deformation of a solid with a minimum of external forces from, for example, a rolling mill. This is especially important in this case with a supersaturated solid solution of magnesium in aluminum, since this alloy has increased strength.
  • This method was repeatedly tested and, according to its recommendations, several hundred kilograms of rolled metal were manufactured. 2 mm thick, 1 mm, 0.5 mm, OD mm.
  • the resulting rental was investigated in laboratory conditions. It was found that, subject to the claimed parameters of the proposed method and when using an alloy with a magnesium content of about 15%, the best combination of strength and ductility is provided, approximately coinciding with the same parameters of the alloy with a magnesium content of up to 11%, but in an alloy with a magnesium content of up to 15% significantly higher specific strength, that is, the ratio of tensile strength to density of the alloy.
  • the resulting alloy with a magnesium content of about 15% is lighter than the prototype alloy, which can significantly affect the mass characteristics of objects made from new material.
  • the present invention is industrially applicable, as it can be implemented using a rotating mold, which is a known device, and the result is achieved by changing the conditions for producing the alloy.
  • the present invention can be used to obtain structural materials of virtually any thickness from the A15MG alloy. Most effectively, the invention can be used in the production of rolled products.

Abstract

Способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия Изобретение относится к литейному и прокатному производству. Получают конструкционный материал из сплава на основе алюминия, содержащий компоненты при следующих соотношениях, вec.%: Магний 10,50-15,50 Марганец 0,05-0,10 Цирконий 0,01-0,15 Титан 0,15 Кремний Не более 0,2 и железо Алюминий остальное. Кристаллизацию расплава производят во вращающемся кристаллизаторе при коэффициенте гравитации, равном 50-350, и скорости охлаждения не выше 5°С/c. Слиток подвергают термообработке и прокатке. Сначала его нагревают в течение 2-4 часов при температуре 340-380°C, затем при этой температуре производят его горячую прокатку до толщины 4-8 мм со степенью деформации в каждом цикле до 30% и окончательной температурой подката в пределах 310-330°C. Затем производят холодную прокатку подката со степенью деформации в каждом цикле до 50% с промежуточными отжигами в течение 0,5-2,0 часов при температуре 310- 390°C до требуемой толщины 0,5-2,0 мм и производят окончательный отжиг проката в течение 5-40 минут при температуре 400-450°C. Способ позволяет повысить относительную прочность при сохранении пластичности конструкционного материала из сплава на основе алюминия с содержанием магния до 15 вec.%.

Description

Способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия
Область техники
Изобретение относится к литейному и прокатному производству. Существующие способы получения конструкционных материалов для транспортной промышленности базируются в целом на использовании традиционного метода получения слитков из сплавов на основе алюминия с магнием, литием, цинком и т.д. и их поката.
Предшествующий уровень техники
Основные требования к конструкционным материалам для автомобилестроения состоят в необходимости иметь предел прочности 300- 400 МПа, относительное удлинение 30-40% и плотность не выше 2,65 г/см3, хорошую свариваемость, коррозионную стойкость.
В настоящее время нет сплавов, одновременно удовлетворяющих этим требованиям. Существующие литиевые сплавы, подходящие по плотности, не пригодны по прочностным, пластическим свойствам и из-за невозможности сваливаться, остальные сплавы не применимы по аналогичным мотивам. Прокат из магниевых сплавов достаточно прочен, однако удовлетворение требованиям по плотности возможно лишь при содержании магния более 9%.
Прокат из АМГ5 находит широкое применение в авиационной, судостроительной промышленности и производится по традиционной технологии, подробно описанной в работе «Производство фольги». Черняк С.Н., Карасевич В. И.. Коваленко П.А., изд-во «Металлургия», М, 1968 г. Получение слитков из АМГ5 производится полунепрерывным способом. Исходя из этого, существует естественный предел растворимости магния в матрице слитка. Избыток магния образует вокруг зерна блокирующую его хрупкую эвтектику, которая и определяет конечные пластические свойства слитка, сплава. Кроме этого, наличие параболических фронтов кристаллшации приводит при поликристаллическом строении к отсутствию единой кристаллографической ориентации, то есть к различной пластичности по сечениям слитка как на макро-, так и на микроуровне. В целом, уровень пластичности по этой причине снижается, как минимум, вдвое. Следствием этого является низкая технологичность при прокате, что связано еще и с нестабильностью твердого раствора, с наличием крупных шггерметаллидньгх фаз. Пластичность сплава характеризуется относительным удлинением до 4- 6%, что явно не удовлетворяет требованиям автомобильной промышленности.
В настоящее время известен сплав на основе алюминия и способ его использования. Сплав, при этом, имеет следующий химический состав (вес %):
Магний 9,0-11,0
Цирконий 0,15-0,2
Кобальт 0,01-0,001
Бериллий 0,001-0,02
Бор 0,005-0,007
Алюминий Остальное
Однако, данный сплав может быть улучшен по своим прочностным качествам и пластичности в части повышения удельной прочности при увеличении содержания магния до 15%.
Раскрытие изобретения
В основу данного изобретения положена задача создания способа производства конструкционного материала из сплава на основе алюминия с содержанием магния до 15%, включающего получение слитка, термообработку, прокат, который обеспечил бы повышение прочности, пластичности проката и повысил бы технологичность получения листового материала.
Достигаемый при этом технический результат заключается в повьппении физических характеристик материала на основе алюминия с содержанием магния около 15% за счет перевода литейного сплава в конструющонный и получение материала с относительной прочностью выше, чем у материала с содержанием магния до 10%.
Указанный технический результат достигается тем, что в способе получения конструкционного материала из сплава с содержанием магния, включающем кристаллизацию расплава для получения слитка, его термообработку и прокатку, для получения конструкционного материала из сплава с содержанием ингредиентов при следующих весовых соотношениях, %:
Магний 10,50-15,50
Марганец 0,05-0,10
Цирконий 0,01-0,15
Титан 0,15
Кремний
Не более 0,2
и железо
Алюминий остальное
кристаллизацию расплава производят во вращающемся кристаллизаторе при коэффициенте гравитации, равном 50-350, времени жизни расплава, и скорости охлаждения не выше 5°С/с.
Описание фигур чертежей
Для лучшего понимания изобретения приведены иллюстрации, на которых:
на фиг.1 схематично показаны нормированные зависимости Таммана; на фиг.2 приведена зависимость относительного переохлаждения от коэффициента гравитации К„.
Лучший вариант осуществления изобретения
Поставленная задача решена созданием способа получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия с содержанием магния до 15%, включающего получение слитка, термообработку, прокат, в котором с целью повышения уровня механических свойств сплав содеришт дополнительно цирконии, марганец, титан, и в виде примесей кремнии и железо при следующих весовых соотношениях ингредиентов (%):
Магний 10,50-15,50
Марганец 0,05-0, 10
Цирконий 0,01-0,15
Титан 0,15
Кремний
Не более 0,2
и железо
Алюминий остальное
Кристаллизацию производят во вращающемся кристаллизаторе при коэффициенте гравитации, равном 50-350, и скорости охлаждения не выше 5°С/с.
Термообработку и прокат производят по следующему алгоритму:
а) слиток, в зависимости от его размеров, нагревают для горячей прокатки в течение 2-4 часов при температуре 340-380°С;
б) при начальной температуре слитка 340-380°С производят его горячую прокатку до толщины 4-8 мм со степенью деформации в каждом цикле до 30%. Окончательная температура подката должна находиться в пределах 310-330°С;
в) далее производят холодную прокатку подката со степенью деформации в каждом цикле до 50% с промежуточными отжигами в течение 0,5-2,0 часов при температуре 310-390°С до требуемых толщин 0,5-2,0 мм; г) производят окончательный отжиг проката в течение 5-40 минут при температуре 400-450°С.
Предлагаемый способ основан на использовании новых физических явлений, со1ГООвождающих кристаллизацию расплавов в мощных гравитационных полях центрифуг. В целом, воздействие таких полей сводится к следующему:
а) утрируются диффузионные процессы в любых многокомпонентных расплавах, что приводит к получению твердых растворов типа внедрения- замещения с минимальным выделением эвтектики. Причем, все-таки сформировавшаяся эвтектика минимизируется по объему и коагулируется в разобщенные образования, не блокирующие зерно матрицы;
б) отливка, слиток даже при поликристаллическом строении имеет доминирующую кристаллографическую ориентацию в заданном направлении, составляющую не менее 80-85% от всех возможных ориентировок.
Таким образом, предлагаемый способ позволяет решить поставленную задачу по созданию конструкционного материала на алюминиевой основе с содержанием магния в пределах 10,5-15% и проката из него.
Предлагаемый, согласно изобретению, способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия с содержанием магния до 15% на стадии получения слитка реализуется во вращающемся кристаллизаторе, конструкция которого зависит от требуемой формы слитка и его массы. При этом тегагофизические условия кристаллизации определяются определенным образом вьшолненной конструкцией футеровки и кристаллизатора.
Заявляемый согласно изобретению способ осуществим во вращающемся кристаллизаторе, обеспечивающем следующие условия:
- для получения монокристаллической структуры и сопутствующего рафинирования кристаллизацию расплава проводят в силовом поле центрифуг с коэффициентом гравитации, обеспечивающим создание адекватного переохлаждения в расплаве и равным разнице оптимального значения переохлаждения, соответствующего максимуму линейной скорости роста кристалла с интервалом метастабидьности роста, которая определяется выражением:
Figure imgf000006_0001
где
Figure imgf000007_0001
А, В, L, M - технические параметры (коэффициенты), из которых числовое значение В определяется, исходя из термодинамических характеристик кристаллизатора, определяющих скорость протекания теплопроцессов, а числовые значения A, L, М определяются физико- химическими характеристиками металлов;
Kg - коэффициент гравитации;
Т - температура кристаллизации;
Δ То - переохлаждения расплава, полученные опытным путем.
При выращивании монокристаллов и рафинировании расплава, последний объемно охлаждают со скоростью 0,02-0,08°С/с.
Для объяснения сути предлагаемого способа рассмотрим кривые Таммана (фиг.1).
Первая кривая
Figure imgf000007_0004
описывает изменение линейной скорости роста кристаллов в зависимости от создаваемых в расплаве переохлаждений
Figure imgf000007_0007
Т.
Вторая кривая
Figure imgf000007_0005
описывает изменение скорости зародышеобразования в зависимости от ^
Figure imgf000007_0006
Различному уровню Z обеих зависимостей соответствуют переохлаждения
Figure imgf000007_0002
, назьшаемые интервалами метастабильности роста и зародьппеобразования.
Координатами максимумов являются оптимальные значения переохлаждений
Figure imgf000007_0003
Естественно предположить, что максимально эффективен тот способ получения моноструктур, который обеспечивает создание в расплаве переохлаясдешш, равных
Figure imgf000008_0002
во все время роста. С помощью любым способом организованных неравномерных тепловых полей эта задача в принципе не может быть реализована из-за выделения скрытой теплоты кристаллизации, из-за непрерывного изменения величины теплового сопротивления растущего монокристалла, из-за невозмолшости точно знать координаты фронта кристаллюации (далее - ФК).
В этой связи авторы в ходе проведенных аналитических и экспериментальных исследований определили детермшшрованную зависимость от К„:
Figure imgf000008_0001
А, В, L, М - технические параметры (коэффициенты), из которых числовое значение В определяется, исходя из термодинамических характеристик кристаллизатора, определяющих скорость протекания теплопроцессов, а числовые значения A, L, М определяются физико- химическими характеристиками металлов;
Kg - коэффициент гравитации;
Т - температура кристаллшации;
д
Т0 - переохлаждения расплава, полученные опытным путем.
Числовые значения технических параметров - коэффициентов A, L, М для разных металлов следующие:
Figure imgf000008_0003
Figure imgf000009_0005
Вывод последних выражений опускается.
Имея в виду выражение (1), координата в зависимостях Таммана может быть заменена на Kg (фиг.1). Отсюда следует, что создав значения К g, равные КорЬ будет выращена моно- или квазимоноструктура из расплава с произвольным начальным количеством зародышей, кластеров с теоретически возмолдаой скоростью. Так, в некоторых экспериментах авторы имели дело при выращивании монокристалла арсенида галлия со скоростью 10-15 см/с.
Геометрически зависимость (1) представляет собой для всех металлов возрастающую гиперболу с увеличением Kg.
Для наглядности (фиг.2) рассмотрим два графика, полученные расчетным путем и являющиеся зависимостями относительного
д
переохлаждения от К„ при разных значениях Т0. Кривые рассчитаны по формуле:
Figure imgf000009_0001
Figure imgf000009_0003
- определено выражением (1);
Figure imgf000009_0002
- естественное переохлаждение расплава, равное 0,5°С.
Из графиков видно, что независимо от начального переохлаждения максимальный эффект применения способа наблюдается при значении Kg=300.
Следует отметить следующее.
Экспериментальные исследования кристаллизующихся моделей типа
«салол» показывают, что значение производной *
Figure imgf000009_0004
не могут быть меньше 10-Ю2. Это обстоятельство, как будет доказано далее, имеет огромное значение. Положим, расплав, находящийся в центрифуге при определенном значении
Figure imgf000010_0001
, медленно охлаждается до создания естественного переохлаждения
Figure imgf000010_0003
, то есть в расплаве создаются условия, достаточные для начала линейного роста кристалла от любой подложки.
У
Учитывая, что коэффициент гравитации
Figure imgf000010_0004
^ адекватен
Figure imgf000010_0005
?
переохлаждению , можно определить степень увеличения скорости линейного оста монокристалла при данных обстоятельствах:
Figure imgf000010_0002
Допуская даже такое обстоятельство, что в центрифуге создается неравномерным силовым полем адекватное переохлаждение в 1°С, из (4) очевидно, что абсолютное значение увеличения линейной скорости роста монокристалла равно
Figure imgf000010_0007
10 мм/с.
Таким образом, используя приведенный физический механизм влияния силового поля на кристаллшуюшдися расплав, можно вьгоапгивать монокристаллы с необычно высокими скоростями. Следует отметить три обстоятельства:
во-первых, коэффициент гравитации идентичен в любых точках расплава, равноудаленных от оси вращения, что обеспечивает абсолютно плоские ФК;
во-вторых, воздействие повышенной гравитации приводит к резкому уменьшению двухфазной зоны, что обеспечивает гораздо более эффективную очистку (рафинирование) расплава;
в-третьих, наличие повышенной гравитации приводит к резкому уменьшению интервала метастабильностн роста
Figure imgf000010_0006
оптимального значения величины переохлаждения
Figure imgf000011_0002
, соответствующего максимальному значению линейной скорости роста монокристаллов.
В основе изобретения стоит аналитически рассчитанный и экспериментально подтвержденный эффект влияния гравитационных полей на кристаллизирующийся расплав с точки зрения ориентации кристаллографических осей решетки.
Рассмотрим подробнее данное физическое явление.
Для анализа складывающейся кристаллографической ориентации затвердевающего расплава в любых силовых полях проникающего типа (гравитационные, ультразвуковые и т.д.), ее необходимо рассмотреть в динамике усилия, действующего на зародыш, а затем и на кристаллит (зерно) в расплаве при наличии внешнего поля неравномерно-распределенной силы F(xK, п).
Рассмотрим кристаллит, находящийся у какой-либо опоры (фронт кристаллизации, подложка) и деформирующийся под действием этой силы F(xK, п).
Положим, данный кристаллит имеет с одного торца жесткую опору. Уравнение авновесия в данном случае имеет вид:
Figure imgf000011_0001
где σ it - тензор напряжения;
х, у, z - координаты;
Р- плотность; Мзар - масса зародыша.
При выводе приняты следующие граничные условия:
- тензоры напряжений на боковых поверхностях σ ± равны нулю, кроме σ χχ;
- на свободном торце кристаллита длиной x=L имеем
Figure imgf000012_0001
Свободная энергия может быть представлена в виде:
Figure imgf000012_0004
где€ ik - тензор деформации, равный
Figure imgf000012_0005
S - константы упрутой податливости;
Figure imgf000012_0002
σ± - символ Кронекера.
Отсюда поверхностная энергия всего кристаллита равна:
Figure imgf000012_0006
Для дальнейшего вывода положим:
Figure imgf000012_0007
Так как модуль Юнга, соответствующий направлению X (вдоль продольной оси кристаллита), равен:
Figure imgf000012_0008
то
Figure imgf000012_0003
Положим, кристаллографическая плоскость hkL перпендикулярна оси ОХ, тогда имеем:
Figure imgf000013_0001
г е
Figure imgf000013_0002
Для всех металлов, кроме молибдена, для которого
Figure imgf000013_0003
величина 1/Ех имеет минимум для плоскости (Ш).
Таким образом, направление (Ш) при его совпадении с вектором действия силы F(xK , П) должно быть предпочтительнее всех остальных. Этот вывод позволяет однозначно признать тот факт, что заторможенный в расплаве кристаллит ориентируется в направлении действия F(x к, П) независимо от типа расплава и исходных предпосылок к росту осями (III).
Заторможенный кристаллит - это выросший, искаженный из сферической формы зародыш в почти эллипсоид, присоединенньш к ячеистому фронту кристаллизации.
В принципе, ориентация кристаллографических осей в растущем зародыше, кроме действия силы F(xK, П), происходит задолго до его присоединения к фронту кристаллизации в ходе его сепарирования в расплаве с переменной вязкостью в направлении действия силы F(xK, П).
Направление абсолютного минимума упругой энергии решетки - это максимально удобная ситуация для последующей деформации твердого тела с минимумом внешних усилий со стороны, например, прокатного стана. Это особенно важно в данном случае с пересыщенным твердым раствором магния в алюминии, так как данный сплав обладает повышенной прочностью.
Данный способ был многократно проверен и согласно его рекомендациям было изготовлено несколько сотен килограмм проката толщиной 2 мм, 1 мм, 0,5 мм, ОД мм. Полученный прокат был исследован в лабораторных условиях. Установлено, что при соблюдении заявляемых параметров предлагаемого способа и при использовании сплава с содержанием магния около 15% обеспечивается наилучшее сочетание прочности и пластичности, примерно совпадающие с аналогичными параметрами сплава с содержанием магния до 11%, но при этом в сплаве с содержанием магния до 15% существенно выше удельная прочность, то есть отношение прочности на разрыв к плотности сплава. Полученный сплав с содержанием магния около 15% легче сплава по прототипу, что позволяет существенно влиять на массовые характеристики объектов, изготовляемых из нового материала. Получение большей удельной прочности примерно на 10% по отношению к сплаву прототипа обеспечивается за счет увеличения содержания магния, а пластичность обеспечивается величиной зерна, единообразно упорядоченной в кристаллографической ориентации при гравитационной обработке. Применение скорости охлаждения не выше 5°С/с позволяет структурировать зерно по величине и обеспечить однородность сплава.
Промышленная применимость
Настоящее изобретение промышленно применимо, так как может быть реализовано с использованием вращающегося кристаллизатора, представляющего собой известное устройство, а результат достигается изменением условий получения сплава. Настоящее изобретение может быть использовано для получения из сплава А15МГ конструкционных материалов практически любой толщины. Наиболее эффективно изобретение может быть использовано при производстве проката.

Claims

Формула изобретения
1. Способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия, содержащего следующие ингредиенты, вес.%: магний 10,5-15,50, марганец 0,05-0,10, цирконий 0,01-0,15, титан 0,09-0,15, кремний и железо не более 0,08, алюминий - остальное, включающий получение слитка путем кристаллизации расплава во вращающемся кристаллизаторе при коэффициенте гравитации, равном 180-250, времени жизни расплава, равном 12-15 с/кг, и скорости охлаждения не выше 5°С/с, его термообработку и прокатку.
2. Способ по п,1, в котором при термообработке и прокатке слитка вначале нагревают слиток в течение 2-4 ч при температуре 340-380°С, затем при этой температуре проводят его горячую прокатку до толщины 4-8 мм со степенью деформации в каждом цикле до 30% и окончательной температурой подката в пределах 310-330°С, затем производят холодную прокатку подката со степенью деформации в каждом цикле до 50% с промежуточными отжигами в течение 0,5-2,0 ч при температуре 310-390°С до требуемой толщины 0,5-2,0 мм и осуществляют окончательный отжиг проката в течение 5-40 мин при температуре 400-450°С.
PCT/RU2009/000473 2009-09-14 2009-09-14 Способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия WO2011031183A1 (ru)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/RU2009/000473 WO2011031183A1 (ru) 2009-09-14 2009-09-14 Способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/RU2009/000473 WO2011031183A1 (ru) 2009-09-14 2009-09-14 Способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2011031183A1 true WO2011031183A1 (ru) 2011-03-17

Family

ID=43732655

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/RU2009/000473 WO2011031183A1 (ru) 2009-09-14 2009-09-14 Способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия

Country Status (1)

Country Link
WO (1) WO2011031183A1 (ru)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB191516359A (en) * 1915-11-19 1916-06-15 Armand Jean De Montby A New Metallic Body consisting principally of Aluminium, and Process of Manufacturing the same.
US20050173032A1 (en) * 2004-02-11 2005-08-11 Hubert Koch Casting of an aluminium alloy
RU2298591C1 (ru) * 2005-09-09 2007-05-10 Олег Владимирович Анисимов Сплав на основе алюминия для изготовления конструкционной фольги, способ получения слитков из сплава на основе алюминия для изготовления конструкционной фольги и способ изготовления конструкционной фольги из сплава на основе алюминия
RU2299924C1 (ru) * 2005-09-15 2007-05-27 Олег Владимирович Анисимов Способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия с содержанием магния
RU2008114166A (ru) * 2008-04-15 2009-10-20 Олег Владимирович Анисимов (RU) Способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия с содержанием магния

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB191516359A (en) * 1915-11-19 1916-06-15 Armand Jean De Montby A New Metallic Body consisting principally of Aluminium, and Process of Manufacturing the same.
US20050173032A1 (en) * 2004-02-11 2005-08-11 Hubert Koch Casting of an aluminium alloy
RU2298591C1 (ru) * 2005-09-09 2007-05-10 Олег Владимирович Анисимов Сплав на основе алюминия для изготовления конструкционной фольги, способ получения слитков из сплава на основе алюминия для изготовления конструкционной фольги и способ изготовления конструкционной фольги из сплава на основе алюминия
RU2299924C1 (ru) * 2005-09-15 2007-05-27 Олег Владимирович Анисимов Способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия с содержанием магния
RU2008114166A (ru) * 2008-04-15 2009-10-20 Олег Владимирович Анисимов (RU) Способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия с содержанием магния

Similar Documents

Publication Publication Date Title
Xu et al. Effects of icosahedral phase formation on the microstructure and mechanical improvement of Mg alloys: A review
Panigrahi et al. Development of ultrafine grained high strength age hardenable Al 7075 alloy by cryorolling
Cline et al. The effect of alloy additions on the rod-plate transition in the eutectic NiAl− Cr
US10900103B2 (en) Magnesium-lithium alloy, rolled material and shaped article
CN108796327A (zh) 一种高塑性、低各向异性变形镁合金板材及其制备方法
Milman et al. Microstructure and mechanical properties of cast and wrought Al-Zn-Mg-Cu alloys modified with Zr and Sc
Yan et al. Microstructure of cast γ-TiAl based alloy solidified from β phase region
Wang et al. Microstructures and mechanical properties of directionally solidified C-containing γ-TiAl alloys via electromagnetic cold crucible
WO2008091174A1 (fr) Procédé de fabrication d'un matériau de construction à partir d'un alliage à base d'aluminium contenant du magnésium
Kamran et al. The beneficial effect of AgIn addition on deformation behavior, microstructure and texture in Mg–Al–Zn alloy during single pass warm rolling
RU2380453C2 (ru) Способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия с содержанием магния
CN103866170A (zh) 一种稀土镁合金及其薄板的制备方法
CN113774262B (zh) 一种高强度镁合金丝材及其制备方法
Xu et al. Effect of erbium on microstructure and properties of AA6061 twin-roll casting sheet
Guangshan et al. Microstructure and mechanical properties of Mg-Zn-Mn-Sn-Nd wrought alloys
Kim et al. Effect of Si content on strip thickness and solidified structure in high-speed twin-roll cast Al-Si alloy strips
Nie et al. Study on the erbium strengthened aluminum alloy
RU2299924C1 (ru) Способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия с содержанием магния
Poková et al. Enhanced aw3003 aluminum alloys for heat exchangers
WO2011031183A1 (ru) Способ получения конструкционного материала из сплава на основе алюминия
JP5575028B2 (ja) 高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法
Liu et al. Effect of growth rate on microstructures and microhardness in directionally solidified Ti–47Al–1.0 W–0.5 Si alloy
Vignesh et al. Microstructural correlation of cross rolling temperature of AT55 magnesium alloy in mechanical and formability behaviour
Park et al. Microstructure and mechanical properties of twin-roll strip cast Mg alloys
Xu et al. Morphology evolution and growth mechanism of primary Al3Sc and eutectic Al3Sc in Al–Sc alloys

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: 09849298

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: 09849298

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1