WO2013012352A1 - Ultrafine-grained aluminium alloys for electrical products and method for producing same (variants) - Google Patents

Ultrafine-grained aluminium alloys for electrical products and method for producing same (variants) Download PDF

Info

Publication number
WO2013012352A1
WO2013012352A1 PCT/RU2012/000005 RU2012000005W WO2013012352A1 WO 2013012352 A1 WO2013012352 A1 WO 2013012352A1 RU 2012000005 W RU2012000005 W RU 2012000005W WO 2013012352 A1 WO2013012352 A1 WO 2013012352A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
grains
temperature
plastic deformation
deformation
carried
Prior art date
Application number
PCT/RU2012/000005
Other languages
French (fr)
Russian (ru)
Inventor
Руслан Зуфарович ВАЛИЕВ
Максим Юрьевич МУРАШКИН
Елена Владимировна БОБРУК
Original Assignee
Федеральное Государственное Бюджетное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Уфимский Государственный Авиационный Технический Университет" (Фгбоу Впо "Угату")
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
Priority to RU2011129486 priority Critical
Priority to RU2011129486/02A priority patent/RU2478136C2/en
Application filed by Федеральное Государственное Бюджетное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Уфимский Государственный Авиационный Технический Университет" (Фгбоу Впо "Угату") filed Critical Федеральное Государственное Бюджетное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Уфимский Государственный Авиационный Технический Университет" (Фгбоу Впо "Угату")
Publication of WO2013012352A1 publication Critical patent/WO2013012352A1/en

Links

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22FCHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05Changing 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 of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C21/00Alloys based on aluminium
    • C22C21/06Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C21/00Alloys based on aluminium
    • C22C21/06Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22FCHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047Changing 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

Abstract

The invention relates to the production of aluminium alloys and is used for electrical products. In order to increase mechanical strength and electrical conductivity in Al-Mg-Si system aluminium alloys, two types of ultrafine-grained structures are formed with a grain size of from 400 to 1000 nm using methods that include water quenching at a temperature of 520-565°С and severe plastic deformation with a total true cumulative deformation of e≥8 and a deformation temperature not greater than 200°С according to a first variant and e≥4 and a temperature not greater than 300°С according to a second variant, according to which artificial aging is carried out after deformation. The alloys have a structure in which not less than 60% of the grains have high-angle boundaries which are disordered relative to adjacent grains by angles of 10 degrees or more, and an aluminium matrix that is depleted in the main alloying elements Mg and Si and contains nanosized precipitates of the strengthening phase Mg2Si of the β variety equally distributed in the volume of the grains, or of the β variety situated in the boundary region of the grains, and the needle-shaped β", β' variety situated in the central region of the grains.

Description

Ультрамелкозернистые алюминиевые сплавы для электротехнических изделий и способы их получения (варианты)  Ultrafine-grained aluminum alloys for electrical products and methods for their production (options)

Изобретение относится к области УМЗ алюминиевых сплавов, обла- дающих повышенной механической прочностью и электропроводностью, предназначенных для изготовления заготовок электротехнического назначе- ния, например, катанки круглого и квадратного сечения, проволоки, провода для воздушных линий электропередачи, токопроводящих шин и профилей, а также к способу обработки указанных сплавов. The invention relates to the field of UFG aluminum alloys with increased mechanical strength and conductivity, intended for the manufacture of billets for electrical purposes, for example, wire rod of round and square cross section, wire, wire for overhead power lines, conductive tires and profiles, as well as a method for processing said alloys.

Известно, что в электротехнике использование технически чистого алюминия, обладающего наибольшей электропроводностью среди алюми- ниевых материалов, ограничено из-за его низкой прочности [Пешков И. Б. Состояние и перспективы применения алюминия в кабельной промышленно- сти // Кабели и провода (2009) Nel . 314. С.7-9.]. Повышение прочностных ха- рактеристик алюминия достигается за счет введения определенных леги- рующих добавок, таких, например, как магний (Mg) и кремний (Si), т.е. соз- дания сплавов системы Al-Mg-Si. Из-за хорошей технологичности и высокой коррозионной стойкости сплавы Al-Mg-Si широко используют в качестве ма- териалов для электротехнических изделий [Алюминий и сплавы алюминия в электротехнических изделиях / Л.А. Воронцова, В.В. Маслов, И.Б. Пешков Изд. «Энергия», Москва 1971- 224 с; М.Б. Альтман, Ю.П. Арбузов, Б. И. Ба- бичев и др. Алюминиевые сплавы. Применение алюминиевых сплавов. Спра- вочное руководство. М.: Металлургия, 1972-408 с]. Проведенные исследова- ния оптимального содержания Mg и Si, с целью повышения механических свойств, а также минимального снижения электрической проводимости, по- казали, что наилучшее сочетание механических и электрических характери- стик демонстрируют сплавы, имеющие отношение Mg и Si, соответствующее Mg2Si. Было установлено, что Mg и Si, находящиеся в алюминии, образуют упрочняющую фазу Mg2Si, и растворимость этого соединения с повышением температуры позволяет применять к таким сплавам термическую и термоме- ханическую обработку. It is known that in electrical engineering, the use of technically pure aluminum, which has the highest electrical conductivity among aluminum materials, is limited due to its low strength [IB Peshkov. Status and prospects of the use of aluminum in the cable industry // Cables and wires (2009) Nel. 314. C.7-9.]. An increase in the strength characteristics of aluminum is achieved through the introduction of certain alloying additives, such as, for example, magnesium (Mg) and silicon (Si), i.e. creation of alloys of the Al-Mg-Si system. Due to good processability and high corrosion resistance, Al-Mg-Si alloys are widely used as materials for electrical products [Aluminum and aluminum alloys in electrical products / L.A. Vorontsova, V.V. Maslov, I.B. Peshkov Publ. "Energy", Moscow 1971- 224 s; M.B. Altman, Yu.P. Arbuzov, B. I. Babichev et al. Aluminum alloys. The use of aluminum alloys. Help Guide. M.: Metallurgy, 1972-408]. Studies of the optimal content of Mg and Si, with the aim of increasing the mechanical properties, as well as minimizing the electrical conductivity, showed that the best combination of mechanical and electrical characteristics is demonstrated by alloys having a Mg and Si ratio corresponding to Mg 2 Si. It was found that Mg and Si in aluminum form the hardening phase of Mg 2 Si, and the solubility of this compound with increasing temperature allows us to apply thermal and thermomechanical treatment to such alloys.

Известно несколько способов обработки алюминиевых сплавов систе- мы Al-Mg-Si, позволяющих повысить их механическую прочность и элек- трическую проводимость за счет формирования специальных структур. На- пример, в работе [Л. А. Воронцова, В. В. Маслов, И.Б. Пешков Алюминий и алюминиевые сплавы в электротехнических изделиях. «Энергия» 1971 - 224 с] описан способ термической обработки (ТО) заготовок алюминиевых спла- вов Al-Mg-Si, включающий последовательно: закалку от 520...550°С в воду и искусственное старение при 150...160 °С, в течение 12.. .10 часов.  Several methods are known for processing aluminum alloys of the Al-Mg-Si system, which make it possible to increase their mechanical strength and electrical conductivity due to the formation of special structures. For example, in [L. A. Vorontsova, V.V. Maslov, I.B. Peshkov Aluminum and aluminum alloys in electrical products. "Energy" 1971 - 224 s] describes a method of heat treatment (TH) of billets of aluminum alloys Al-Mg-Si, which consistently includes: quenching from 520 ... 550 ° C in water and artificial aging at 150 ... 160 ° With, within 12 ... 10 hours.

В изобретении [US 3770151 148/1 1.5 МПКС22П/04, опубликован 6 но- ября 1973 г.] описан способ термомеханической обработки (ТМО) алюми- ниевого сплава Al-Mg-Si, включающий последовательно: закалку от темпе- ратуры 621 °С в воду и холодную прокатку до степени деформации 99.6 %.  In the invention [US 3770151 148/1 1.5 MPKS22P / 04, published November 6, 1973] a method for thermomechanical processing (TMP) of an aluminum alloy Al-Mg-Si is described, including in series: quenching from a temperature of 621 ° C into water and cold rolling to a degree of deformation of 99.6%.

Известен способ ТМО заготовок из алюминиевых сплавов Al-Mg-Si [М.Б.Альтман, Ю.П.Арбузов, Б.И.Бабичев и др. Алюминиевые сплавы. При- менение алюминиевых сплавов. Справочное руководство. М. : Металлургия, 1972 - 408 с], включающий последовательно: закалку от 525. ..565°С в воду, волочение в процессе естественного старения со степенью деформации более 85 %, искусственное старение при температуре 140... 180°С в течение 2...12 часов. Данный способ, как наиболее близкий, выбран в качестве прототипа для заявленного технического решения.  There is a method of TMT blanks from aluminum alloys Al-Mg-Si [M.B. Altman, Yu.P. Arbuzov, B. I. Babichev and other Aluminum alloys. The use of aluminum alloys. Reference guide. M.: Metallurgy, 1972 - 408 s], including successively: quenching from 525. ..565 ° С into water, drawing during natural aging with a degree of deformation of more than 85%, artificial aging at a temperature of 140 ... 180 ° С within 2 ... 12 hours. This method, as the closest, is selected as a prototype for the claimed technical solution.

После реализации указанного способа ТМО структура сплавов харак- теризуется крупными вытянутыми, преимущественно, нерекристаллизован- ными зернами, с поперечным размером более 50 мкм. Зерна содержат разви- тую ячеистую дислокационную структуру и наноразмерные выделения в ви- де игл упрочняющих частиц Mg2Si метастабильной модификации β " и β'. При этом содержание Mg и Si в алюминиевой матрице составляет не менее 0.2 и 0.3 am. %, соответственно. After the implementation of the indicated TMT method, the alloy structure is characterized by large elongated, mainly non-crystallized grains with a transverse size of more than 50 microns. The grains contain a developed cellular dislocation structure and nanoscale precipitates in the form of needles of reinforcing particles of Mg 2 Si metastable modification β "and β '. The content of Mg and Si in the aluminum matrix is at least 0.2 and 0.3 am. %, respectively.

Недостатком структуры алюминиевых сплавов, сформированной из- вестным способом ТМО, является то, что она содержит преимущественно малоугловые дислокационные границы, и в ней присутствуют наноразмер- ные частицы Mg2Si фазы только метастабильной модификации. Такое струк- турное состояние и способ его получения не обеспечивают достаточной прочности и не позволяют достигнуть в алюминиевых сплавах электропро- водности, близкой к электропроводности технически чистого алюминия. На- пример, если проволока из электротехнического алюминия марки АЕ (99.5А1) демонстрирует уровень временного сопротивления (σΒ) 100.. .150 МПа с удельным электросопротивлением (р) 0.0283 Ом*мм /м (около 61% IACS), то проволока выполненная из сплава Al-Mg-Si марки ABE, получен- ная известным способом ТМО, имеет 280...300 МПа, при котором значе- ние р составляет всего лишь 0.0325...0.0335 Ом*мм /м (53. ..51.5% IACS) [ГОСТ 839-80 Провода неизолированные для воздушных линий электропере- дачи; М.Б.Альтман, Ю.П.Арбузов, Б.И.Бабичев и др. Алюминиевые сплавы. Применение алюминиевых сплавов. Справочное руководство. М.: Металлур- гия, 1972 - 408с]. A drawback of the structure of aluminum alloys formed by the known TMT method is that it contains predominantly small-angle dislocation boundaries, and it contains nanosized particles of Mg 2 Si phases of only metastable modification. Such a structural state and the method for its preparation do not provide sufficient strength and do not allow to achieve electrical conductivity in aluminum alloys close to that of technically pure aluminum. For example, if a wire made of electrotechnical aluminum of the AE grade (99.5A1) shows a level of temporary resistance (σ Β ) of 100 ... .150 MPa with a specific electrical resistance (p) of 0.0283 Ohm * mm / m (about 61% IACS), then the wire made of an ABE grade Al-Mg-Si alloy, obtained by the known TMT method, has 280 ... 300 MPa, at which the p value is only 0.0325 ... 0.0335 Ohm * mm / m (53. .. 51.5% IACS) [GOST 839-80 Uninsulated wires for overhead power lines; M.B. Altman, Yu.P. Arbuzov, B. I. Babichev and others. Aluminum alloys. The use of aluminum alloys. Reference guide. M .: Metallurgy, 1972 - 408s].

Техническим результатом изобретения является повышение механиче- ской прочности и электропроводности алюминиевых сплавов системы Al- Mg-Si, за счет создания в них ультрамелкозернистой (УМЗ) структуры, полу- ченной предложенными способами обработки.  The technical result of the invention is to increase the mechanical strength and electrical conductivity of aluminum alloys of the Al-Mg-Si system by creating an ultrafine-grained (UFG) structure in them obtained by the proposed processing methods.

Указанный технический результат достигается алюминиевым сплавом системы Al-Mg-Si, с УМЗ структурой, которая характеризуется средним раз- мером зерна не более 400 нм. Не менее чем 60 % зерен имеют большеугло- вые границы, разориентированные относительно соседних зерен на углы 10 град и более. Алюминиевая матрица УМЗ сплава значительно обеднена ос- новными легирующими элементами Mg и Si, содержание которых не превы- шает 0.06 и 0.09 am % соответственно, и содержит наноразмерные выделения частиц упрочняющей фазы Mg2Si стабильной модификации (β) глобулярной формы, равномерно распределенных в объеме зерен. The indicated technical result is achieved by an aluminum alloy of the Al-Mg-Si system, with an UFG structure, which is characterized by an average grain size of not more than 400 nm. No less than 60% of the grains have large-angle boundaries misoriented relative to neighboring grains by angles of 10 degrees or more. The aluminum matrix of the UFG alloy is significantly depleted in the main alloying elements Mg and Si, the content of which does not exceed contains 0.06 and 0.09 am%, respectively, and contains nanoscale precipitates of particles of the strengthening phase Mg 2 Si of a stable modification (β) of globular shape uniformly distributed in the grain volume.

Указанный технический результат достигается также алюминиевым сплавом системы Al-Mg-Si, с УМЗ структурой, которая характеризуется средним размером зерна в диапазоне от 400 до 1000 нм. Не менее чем 60% зерен имеют большеугловые границы, разориентированные относительно со- седних зерен на углы 10 град и более. Алюминиевая матрица УМЗ сплава значительно обеднена основными легирующими элементами Mg и Si, содер- жание которых не превышает 0.08 и 0.10 ат.% соответственно, и содержит наноразмерные выделения частиц упрочняющей фазы Mg2Si стабильной мо- дификации (β) глобулярной формы, расположенные в приграничной области зерен и метастабильной модификации (β", β') в форме иглы, расположенные в центральной области зерен. The indicated technical result is also achieved by an aluminum alloy of the Al-Mg-Si system, with an UFG structure, which is characterized by an average grain size in the range from 400 to 1000 nm. At least 60% of the grains have large-angle boundaries misoriented with respect to neighboring grains by angles of 10 degrees or more. The aluminum matrix of the UFG alloy is significantly depleted in the main alloying elements Mg and Si, the content of which does not exceed 0.08 and 0.10 at.%, Respectively, and contains nanoscale precipitates of particles of the reinforcing phase Mg 2 Si of a stable modification (β) of a globular shape located in the boundary region of grains and metastable modification (β ", β ') in the form of needles located in the central region of grains.

Технический результат достигается также способом получения алюми- ниевого сплава с УМЗ структурой с размером зерна не более 400 нм, вклю- чающим закалку от температуры 520...565°С в воду и пластическую дефор- мацию, в котором в отличие от прототипа, пластическую деформацию осу- ществляют с истинной накопленной деформацией е > 8 при температуре не выше 200 °С методом интенсивной пластической деформации (ИПД).  The technical result is also achieved by the method of producing an aluminum alloy with an UFG structure with a grain size of not more than 400 nm, including quenching from a temperature of 520 ... 565 ° C in water and plastic deformation, in which, unlike the prototype, plastic The deformation is carried out with the true accumulated deformation e> 8 at a temperature not exceeding 200 ° С by the method of intensive plastic deformation (IPD).

Технический результат достигается также способом получения алюми- ниевого сплава для электротехнических изделий с УМЗ структурой с разме- ром зерна в диапазоне от 400 до 1000 нм, включающим закалку от темпера- туры 520...565°С в воду и пластичекую деформацияю, в котором в отличие от прототипа, пластическую деформацию осуществляют с истинной накоп- ленной деформацией е > 4 при температуре не выше 300°С методом ИПД и искусственное старение при температуре Ю0... 180°С в течение 0.5...24 ча- сов. Согласно изобретению ИПД осуществляют кручением (ИПДК), равно- канальным угловым прессованием (РКУП), равноканальным угловым прес- сованием в параллельных каналах (РКУП-ПК) и равноканальным угловым прессованием по схеме Конформ (РКУП-К). The technical result is also achieved by the method of producing an aluminum alloy for electrical products with UFG structure with a grain size in the range from 400 to 1000 nm, including quenching from a temperature of 520 ... 565 ° C in water and plastic deformation, in which unlike the prototype, plastic deformation is carried out with a true accumulated deformation e> 4 at a temperature of no higher than 300 ° C using the IPD method and artificial aging at a temperature of 10 ... 180 ° C for 0.5 ... 24 hours. According to the invention, the SPD is carried out by torsion (IPDK), equal channel angular pressing (ECAP), equal channel angular pressing in parallel channels (ECAP-PC) and equal channel angular pressing according to the Conform (ECAP-K) scheme.

Согласно изобретению после ИПД осуществляют волочение.  According to the invention, after the IPD, drawing is carried out.

Согласно изобретению после ИПД осуществляют прокатку.  According to the invention, after SPD rolling is carried out.

Согласно изобретению после волочения или прокатки осуществляют искусственное старение при температуре Ю0... 180°С в течение 0.5...24 ча- сов.  According to the invention, after drawing or rolling, artificial aging is carried out at a temperature of 10 ... 180 ° C for 0.5 ... 24 hours.

Предлагаемые УМЗ структуры и способы их получения обеспечивают более высокий уровень механической прочности и электропроводности алю- миниевых сплавов системы Al-Mg-Si, используемых в электротехнических изделиях.  The proposed UMP structures and methods for their preparation provide a higher level of mechanical strength and electrical conductivity of aluminum alloys of the Al-Mg-Si system used in electrical products.

Указанный технический результат достигается благодаря следующему. The specified technical result is achieved due to the following.

Известно, что формирование УМЗ структуры, содержащей преимуще- ственно болынеугловые границы, позволяет достичь необычно высокой прочности в металлических материалах [Р.З.Валиев, И.В.Александров. Объ- емные наноструктурные металлические материалы. - М.: ИКЦ «Академкни- га», 2007 - 308 с]. Также известно, что для формирования УМЗ структуры используют такую обработку, как ИПДК, РКУП, РКУП-ПК и РКУП-К. При этом истинная накопленная деформация должна достигать величины е > 4. Одновременно с формированием УМЗ структуры в ходе ИПД в сплавах сис- темы Al-Mg-Si происходит значительное снижение концентрации легирую- щих элементов в алюминиевой матрице за счет развития деформационного динамического старения (ДДС), которое сопровождается выделением нано- размерных частиц упрочняющих фаз. Процесс обеднения алюминиевой мат- рицы основными легирующими элементами в процессе ИПД проходит го- раздо интенсивнее, чем при реализации традиционных способов ТО и ТМО [Y. Estrin, М. Murashkin and R.Z. Valiev Ultra-fme aluminium alloys: processes, structural features and properties pp. 468-503 in Fundamentals of aluminium metallurgy. Production, processing and applications. Ed. by Roger Lumley, Woodhead Publishing limited, 201 1 , p. 843]. It is known that the formation of the UFG structure, which contains mainly bolyno-angular boundaries, makes it possible to achieve unusually high strength in metallic materials [R.Z. Valiev, I.V. Aleksandrov. Bulk nanostructured metallic materials. - M.: IKC "Akademkniga", 2007 - 308 s]. It is also known that for the formation of UMP structures use such treatment as IPDK, ECAP, ECAP-PK and ECAP-K. In this case, the true accumulated deformation should reach a value of e> 4. Simultaneously with the formation of the UFG structure during SPD in alloys of the Al-Mg-Si system, a significant decrease in the concentration of alloying elements in the aluminum matrix occurs due to the development of deformation dynamic aging (DDS) , which is accompanied by the release of nanosized particles of hardening phases. The process of depletion of the aluminum matrix by the main alloying elements in the IPD process is much more intensive than in the implementation of traditional methods of TO and TMT [Y. Estrin, M. Murashkin and RZ Valiev Ultra-fme aluminum alloys: processes, structural features and properties pp. 468-503 in Fundamentals of aluminum metallurgy. Production, processing and applications. Ed. by Roger Lumley, Woodhead Publishing limited, 201 1, p. 843].

Известно, что повышение прочности алюминиевых сплавов, подверг- нутых ИПД, обусловлено, во-первых, малым средним размером зерна (< 1000 нм) и преимущественно большеугловыми границами зерен, что обеспечивает увеличение напряжения течения при пластической деформации, согласно со- отношению Холла-Петча [Hall Е.О. // Proc. Phys. Soc. London. 1951. V. 64В. 381. Р.747-753; Fetch N.J. // J. Iron Steel Inst. 1953. V.174. 1. P.25-28; Р.З.Валиев, И.В.Александров Объемные наноструктурные металлические ма- териалы: получение, структура и свойства. М.: Академкнига, 2007-398 с]. Во-вторых, регламентированное выделение в УМЗ структуре упрочняющих наноразмерных частиц фаз стабильной (β) и, в особенности, метастабильной модификации (β", β'), также обеспечивает эффект упрочнения от реализации механизма дисперсионного твердения [Фридляндер И.Н Алюминиевые де- формируемые конструкционные сплавы. М.: Металлургия, 1979-208 с].  It is known that an increase in the strength of aluminum alloys subjected to SPD is caused, firstly, by a small average grain size (<1000 nm) and mainly by higher-angle grain boundaries, which ensures an increase in flow stress during plastic deformation, according to the Hall – Petch ratio [Hall E.O. // Proc. Phys. Soc. London 1951. V. 64B. 381. P.747-753; Fetch N.J. // J. Iron Steel Inst. 1953. V.174. 1. P.25-28; RZ Valiev, IV Aleksandrov Volume nanostructured metal materials: production, structure and properties. M .: Academic book, 2007-398 p]. Secondly, the regulated release in the UFG structure of the hardening nanoscale particles of phases stable (β) and, in particular, metastable modification (β ", β '), also provides the hardening effect from the implementation of the dispersion hardening mechanism [I. Fridlyander Aluminum deformable structural alloys. M: Metallurgy, 1979-208].

Одновременно с упрочнением регламентированное выделение нано- размерных частиц приводит к обеднению УМЗ алюминиевой матрицы ос- новными легирующими элементами (Mg и Si), что обеспечивает повышение электрической проводимости сплавов, поскольку именно легирующие эле- менты ответственны за рассеяние электронов [Лившиц Б. Г., Крапошин B.C., Липецкий Я. Л. Физические свойства металлов и сплавов. М. : Металлургия, 1973-31 1 с; Алюминий и сплавы алюминия в электротехнических изделиях / Л. А. Воронцова, В. В. Маслов, И.Б. Пешков Изд. «Энергия», Москва 1971- 224 с].  Simultaneously with hardening, the regulated release of nanosized particles leads to the depletion of the UFG of the aluminum matrix by the main alloying elements (Mg and Si), which ensures an increase in the electrical conductivity of alloys, since it is the alloying elements that are responsible for electron scattering [B. Livshits, Kraposhin BC, Lipetskiy Ya. L. Physical properties of metals and alloys. M.: Metallurgy, 1973-31 1 s; Aluminum and aluminum alloys in electrical products / L. A. Vorontsova, V. V. Maslov, I. B. Peshkov Publ. "Energy", Moscow 1971 - 224 s].

В целом, формирование описанных выше УМЗ структур в алюминие- вых сплавах системы Al-Mg-Si в предложенной совокупности признаков изобретения приводит к одновременному повышению их механической прочности и электрической проводимости. Структурные изменения алюминиевых сплавов реализуются предло- женными способами обработки при соблюдении указанных условий их осу- ществления. In general, the formation of the UFG structures described above in aluminum alloys of the Al-Mg-Si system in the proposed combination of features of the invention leads to a simultaneous increase in their mechanical strength and electrical conductivity. Structural changes of aluminum alloys are implemented by the proposed processing methods, subject to the indicated conditions for their implementation.

Сущность изобретения поясняется иллюстрациями, где на фиг. 1 пред- ставлена УМЗ структура с размером зерна менее 400 нм (а - электронно- микроскопическая фотография структуры, b - схематическое изображение структуры); на фиг. 2 - УМЗ структура с размером зерна более 400 нм (а- электронно-микроскопическая фотография общего вида структуры, Ь- электронно-микроскопическая фотография зерна, с-электронно- микроскопическая фотография фрагмента центральной области зерна, d- схе- матическое изображение структуры).  The invention is illustrated by illustrations, where in FIG. 1 shows an UFG structure with a grain size of less than 400 nm (a is an electron microscopic photograph of the structure, b is a schematic representation of the structure); in FIG. 2 - UFG structure with a grain size of more than 400 nm (a is an electron microscopic photograph of a general view of the structure, b is an electron microscopic photograph of a grain, c is an electron microscopic photograph of a fragment of the central region of the grain, d is a schematic image of the structure).

На фиг. 1 а видно, что структура состоит из зерен (1) с размером менее 400 нм, и содержит наноразмерные выделения частиц упрочняющей фазы Mg2Si (2) стабильной модификации (β), имеющие глобулярную форму, и равномерно распределенные в объеме зерен. In FIG. Figure 1a shows that the structure consists of grains (1) with a size of less than 400 nm, and contains nanoscale precipitates of particles of the strengthening phase Mg 2 Si (2) of stable modification (β), which have a globular shape and are uniformly distributed in the volume of grains.

На фиг. 2а видно, что структура состоит из зерен (3) с размерами более 400 нм, причем на фиг. 2Ь видно, что в приграничной области зерна распо- ложены выделения частиц упрочняющей фазы Mg2Si (2) стабильной моди- фикации (β), имеющие глобулярную форму. Также видно, что внутри зерна (фиг. 2Ь) расположена область (4), представленная в увеличенном виде на фиг. 2с, содержащая наноразмерные выделения частиц упрочняющей фазы метастабильной модификации (β', β") в форме иглы (5). In FIG. 2a, the structure consists of grains (3) with sizes greater than 400 nm, and in FIG. 2b it can be seen that in the boundary region of the grain there are precipitates of particles of the strengthening phase Mg 2 Si (2) of stable modification (β), which have a globular shape. It is also seen that inside the grain (Fig. 2b) is located region (4), shown in enlarged view in Fig. 2c, containing nanoscale precipitates of particles of the hardening phase of the metastable modification (β ', β ") in the form of a needle (5).

Изобретение реализуют следующим образом:  The invention is implemented as follows:

Для формирования УМЗ структуры со средним размером зерна не бо- лее 400 нм используют исходную заготовку сплава Al-Mg-Si стандартного химического состава. На первом этапе заготовку подвергают термической обработке-закалке, включающей нагрев заготовки до температуры 520...565°С, выдержку при данных температурных условиях продолжитель- ностью до 2 часов и последующее охлаждение в воде комнатной температу- ры. To form an UFG structure with an average grain size of no more than 400 nm, the initial billet of an Al – Mg – Si alloy with a standard chemical composition is used. At the first stage, the billet is subjected to heat treatment-hardening, including heating the billet to a temperature of 520 ... 565 ° C, exposure under these temperature conditions is continued up to 2 hours and subsequent cooling in water at room temperature.

На втором этапе закаленную заготовку подвергают обработке ИПД при температуре не выше 200°С, с истинной накопленной деформацией е > 8. Данную обработку можно осуществлять ИПДК или РКУП или РКУП-ПК или РКУП-К. На данном этапе происходит измельчение микроструктуры в объе- ме заготовки без изменения ее размеров. Вследствие эволюции структуры в процессе ИПД при заданных режимах в алюминиевых сплавах формируется УМЗ структура со средним размером зерна не более 400 нм. Не менее чем 60% зерен имеют болыпеугловые границы, разориентированные относитель- но соседних зерен на углы 10 град и более. Одновременно с формированием УМЗ структуры в процессе ИПД, в алюминиевой матрице происходит ДДС, в результате чего в ней образуются наноразмерные выделения частиц упроч- няющей β фазы (Mg2Si) стабильной модификации, имеющих глобулярную форму, равномерно расположенные в объеме зерен. Выделение частиц β фа- зы приводит к значительному обеднению алюминиевой матрицы основными легирующими компонентами (Mg и Si), что обеспечивает повышение элек- тропроводности материала. At the second stage, the hardened billet is subjected to SPD processing at a temperature not exceeding 200 ° C, with a true accumulated deformation of e> 8. This treatment can be carried out with SPDK or ECAP or ECAP-PK or ECAP-K. At this stage, the microstructure is crushed in the bulk of the workpiece without changing its size. Due to the evolution of the structure during the SPD process under specified conditions, an UFG structure with an average grain size of not more than 400 nm is formed in aluminum alloys. At least 60% of the grains have large-angle boundaries misoriented with respect to neighboring grains by angles of 10 degrees or more. Simultaneously with the formation of the UFG structure during the SPD, DDS occurs in the aluminum matrix, as a result of which nanodimensional precipitates of particles of the hardening β phase (Mg 2 Si) of stable modification are formed in it, having a globular shape uniformly located in the grain volume. The separation of β phase particles leads to a significant depletion of the aluminum matrix by the main alloying components (Mg and Si), which ensures an increase in the electrical conductivity of the material.

Для формирования УМЗ структуры с размером зерна в диапазоне от 400 до 1000 нм используют исходную заготовку сплава системы Al-Mg-Si стандартного химического состава. На первом этапе заготовку подвергают термической обработке - закалке, включающей нагрев заготовки до темпера- туре 520...565°С, выдержку при данных температурных условиях продолжи- тельностью до 2 часов и последующее охлаждение в воде комнатной темпе- ратуры.  To form an UFG structure with a grain size in the range from 400 to 1000 nm, an initial billet of an alloy of the Al-Mg-Si system with a standard chemical composition is used. At the first stage, the billet is subjected to heat treatment — quenching, which includes heating the billet to a temperature of 520 ... 565 ° C, holding it under given temperature conditions for up to 2 hours and then cooling it in room temperature water.

На втором этапе закаленную заготовку подвергают обработке ИПД при температуре не выше 300°С, с истинной накопленной деформацией е > 4. Данную обработку можно осуществлять методом ИПДК или РКУП или РКУП-ПК или РКУП-К. После обработки ИПД с истинной накопленной де- формацией e = 1 в заготовке сплава исходная структура трансформируется в субзеренную, имеющую четко выраженную ориентацию относительно плос- кости сдвига. Поперечный размер сформированных субзерен составляет 600 нм, а продольный 1200 нм, соответственно. Полученное структурное состоя- ние характеризуется высокой плотностью решеточных дислокаций. At the second stage, the hardened billet is subjected to SPD processing at a temperature not exceeding 300 ° C, with a true accumulated deformation of e> 4. This treatment can be carried out using the IPDK or ECAP or ECAP-PK or ECAP-K method. After processing the SDI with true accumulated by the formation e = 1 in the alloy preform, the initial structure is transformed into a subgrain one with a clearly defined orientation with respect to the shear plane. The transverse size of the formed subgrains is 600 nm, and the longitudinal size is 1200 nm, respectively. The resulting structural state is characterized by a high density of lattice dislocations.

В результате обработки ИПД с истинной накопленной деформацией е = 2-3 в субзернах происходит развитие фрагментации за счет образования в них поперечных субграниц. Наряду с фрагментацией в сплаве формируются отдельные участки (объемная доля которых в структуре составляет ~ 30%) равноосных зерен со средним размером 500 нм. Достижение в ходе ИПД е > 4 приводит к формированию в заготовке сплава однородной УМЗ структуры с размером зерна в диапазоне от 400 до 1000 нм.  As a result of processing the SPD with the true accumulated deformation e = 2-3 in the subgrains, fragmentation develops due to the formation of transverse subboundaries in them. Along with fragmentation, separate sections are formed in the alloy (the volume fraction of which in the structure is ~ 30%) of equiaxed grains with an average size of 500 nm. Achieving during the IPD e> 4 leads to the formation in the alloy billet of a uniform UFG structure with a grain size in the range from 400 to 1000 nm.

Таким образом, в результате эволюции структуры в процессе ИПД в алюминиевом сплаве формируется УМЗ структура с размером зерна в диапа- зоне 400...1000 нм, из них более 60% зерен имеют болынеугловые границы, разориентированные относительно соседних зерен на углы 10 град и более. Одновременно с формированием УМЗ структуры в процессе ИПД по пред- ложенному способу в алюминиевой матрице проходит ДДС, в результате че- го образуются наноразмерные выделения частиц упрочняющей фазы (Mg2Si) стабильной модификации (β) глобулярной формы. После завершения ИПД образовавшиеся частицы β фазы преимущественно расположены в областях, прилегающих к границам зерен. Thus, as a result of the evolution of the structure during the SPD, an UFG structure is formed in an aluminum alloy with a grain size in the range of 400 ... 1000 nm, of which more than 60% of the grains have large-angle boundaries, misoriented relative to neighboring grains by angles of 10 degrees or more . Simultaneously with the formation of the UFG structure during the SPD according to the proposed method, DDS passes in the aluminum matrix, as a result of which nanoscale precipitates of particles of the strengthening phase (Mg 2 Si) of a stable modification (β) of globular shape are formed. After completion of the SPD, the formed β phase particles are predominantly located in regions adjacent to the grain boundaries.

На третьем этапе УМЗ заготовку подвергают искусственному старению при температуре Ю0... 180°С с временем выдержки 0.5...24 часов. Искусст- венное старение по указанному режиму приводит к дальнейшей эволюции структуры, полученной после ИПД, заключающейся в формировании в цен- тральной области зерен наноразмерных выделений частиц упрочняющих фаз Mg2Si метастабильной модификации (β', β"), имеющих форму иглы, что обеспечивает дополнительное повышение прочности материала. Обеднение алюминиевой матрицы основными легирующими элемента- ми (Mg и Si) на втором этапе обработки - в процессе ДДС, и на третьем этапе обработки - в ходе искусственного старения, обеспечивает повышение элек- тропроводности материала. At the third stage of the UFG, the billet is subjected to artificial aging at a temperature of 10 ... 180 ° C with a holding time of 0.5 ... 24 hours. Artificial aging according to the indicated regime leads to further evolution of the structure obtained after SPD, which consists in the formation in the central region of grains of nanoscale precipitates of particles of strengthening phases of Mg 2 Si metastable modification (β ', β "), having the shape of a needle, which ensures additional increase in material strength. The depletion of the aluminum matrix by the main alloying elements (Mg and Si) at the second stage of processing — during the DDS, and at the third stage of processing — during artificial aging, ensures an increase in the electrical conductivity of the material.

Для получения УМЗ заготовок в виде катанки, проволоки или профиля после ИПД осуществляют дополнительную пластическую деформацию во- лочением или прокаткой.  To obtain UFG billets in the form of a wire rod, wire or profile after SPD, additional plastic deformation is carried out by drawing or rolling.

Примеры конкретной реализации изобретения: Examples of specific implementations of the invention:

Пример JVsl JVsl example

В качестве исходной заготовки использовали горячепрессованный пру- ток сплава 6060 системы Al-Mg-Si, стандартного химического состава диа- метром 20 мм. Из данного прутка механической обработкой изготавливали заготовку в виде диска диаметром 20 мм и толщиной 1.5 мм. Данную заго- товку подвергали термической обработке - закалке, включающей нагрев до температуры 540°С, выдержку при заданной температуре 1 час и последую- щее охлаждение в воду комнатной температуры. Промежуток времени между операцией термической обработки и ИПД составлял не более 1 часа.  A hot pressed rod of alloy 6060 of the Al – Mg – Si system with a standard chemical composition with a diameter of 20 mm was used as the initial billet. From this rod, a billet in the form of a disk with a diameter of 20 mm and a thickness of 1.5 mm was made by machining. This preparation was subjected to heat treatment — quenching, which included heating to a temperature of 540 ° C, holding at a given temperature for 1 hour, and subsequent cooling to room temperature in water. The time interval between the heat treatment operation and the IPD was no more than 1 hour.

После закалки заготовку подвергали ИПДК при температуре 180°С, при приложенном давлении 6 ГПа, с истинной накопленной деформацией е = 10. Затем заготовку извлекли из инструмента/оснастки, охладили на воздухе до комнатной температуры.  After quenching, the workpiece was subjected to IPDK at a temperature of 180 ° C, at an applied pressure of 6 GPa, with a true accumulated deformation of e = 10. Then the workpiece was removed from the tool / tool, cooled in air to room temperature.

Из полученной заготовки были изготовлены образцы для исследования микроструктуры, механических свойств и электропроводности.  Samples for studying the microstructure, mechanical properties, and electrical conductivity were made from the obtained preform.

Анализ микроструктуры осуществляли методом просвечивающей элек- тронной микроскопии (ПЭМ) на микроскопе Jeol 2100 EX.  The microstructure was analyzed by transmission electron microscopy (TEM) using a Jeol 2100 EX microscope.

С помощью рентгеноструктурного анализа (РСА) на дифрактометре Rigaku, и пространственной атомной томографии на установке фирмы «Сатеса» производили анализ изменения концентрации в алюминиевой мат- рице основных легирующих элементов. Using X-ray diffraction analysis (XRD) on a Rigaku diffractometer, and spatial atomic tomography on a company installation Sates analyzed the change in concentration in the aluminum matrix of the main alloying elements.

Механические испытания образцов осуществляли в соответствие с тре- бованиями ГОСТ 1497-84.  Mechanical testing of the samples was carried out in accordance with the requirements of GOST 1497-84.

Полученная УМЗ структура в заготовке сплава (фиг. 1 а), которая была сформирована в ходе реализации предлагаемого способа обработки, имеет средний размер зерна (1) 350 нм. Внутри зерен видны выделения глобуляр- ной формы вторичной упрочняющей β фазы (Mg2Si) (2) со средним размером 30 нм, равномерно распределенные в алюминиевой матрице. The obtained UFG structure in the alloy preform (Fig. 1 a), which was formed during the implementation of the proposed processing method, has an average grain size (1) of 350 nm. Inside the grains, one can see precipitates of the globular form of the secondary hardening β phase (Mg 2 Si) (2) with an average size of 30 nm, uniformly distributed in the aluminum matrix.

В таблице 1 представлены результаты структурных исследований, ме- ханических испытаний и измерений удельной электрической проводимости полученных образцов. В качестве сравнения приведены результаты исследо- ваний образцов сплава, подвергнутых способу ТМО по прототипу.  Table 1 presents the results of structural studies, mechanical tests and measurements of the electrical conductivity of the obtained samples. As a comparison, the results of studies of alloy samples subjected to the TMT method according to the prototype are given.

Таблица 1 Table 1

Параметр Содержание Parameter Content

Способ легирующих σΒ, δ, Р, IACS Alloying method σ Β , δ, P, IACS

Тип структуры кристал- обра- МП % Ом* * % лической элементов в  The type of structure of the crystal- MP% Ohm * *%

ботки а мм /  boots a mm /

решетки алюминие- м  aluminum grilles - m

( ), вой матрице  (), howl matrix

А (am. %)  A (am.%)

УМЗ структура  UMP structure

с размером зер- на менее 400  with grain size less than 400

По за- нм. Внутри зе- явлен- 0.052Mg  According to the nm. Inside - 0.052Mg

рен расположе- 4.0498 ± 347 8 0.029 58.1 ному 0.088Si  Ren located 4.0498 ± 347 8 0.029 58.1 Nom 0.088Si

ны выделения 0.0002 67 способу О.ООбСи  Allocations 0.0002 67 to the method of O.OOBS

глобулярной  globular

99.837А1  99.837A1

формы вторич- ной упрочняю- щей β фазы  forms of the secondary hardening β phase

(Mg2Si) ста- бильной моди- фикации, рав- номерно рас- пределенные в алюминиевой (Mg 2 Si) stable modification uniformly distributed in aluminum

матрице  matrix

Вытянутые, не- рекристаллизо- ванные зерна,  Elongated, non-recrystallized grains,

0.400Mg  0.400Mg

тмо содержащие 4.051 1 ± 250 7 0.032 53.6 развитую ячеи- 0.427Si  TMW containing 4.051 1 ± 250 7 0.032 53.6 developed cell - 0.427Si

0.0002 15 стую структуру 0.01 l Cu  0.0002 15 empty structure 0.01 l Cu

с выделениями 99.1 19A1  with discharges 99.1 19A1

упрочняющих  reinforcing

метастабиль- ных фаз β" и β'  metastable phases β "and β '

(MfeSi)  (MfeSi)

* - удельная электрическая проводимость материала при температуре 20°С относительно эталонного значения удельной электрической проводимости отожженной меди, которое принимают за 100 % по IACS (International Annealed Copper Standart)  * - the electrical conductivity of the material at a temperature of 20 ° C relative to the reference value of the electrical conductivity of annealed copper, which is taken as 100% according to IACS (International Annealed Copper Standart)

Из таблицы 1 , видно, что содержание легирующих элементов в алюми- ниевой матрице после обработки по предложенному способу снизилось поч- ти на порядок. Достигнутое снижение в алюминиевой матрице концентрации легирующих элементов в сочетании с УМЗ структурой позволило значитель- но повысить значение временного сопротивления (σΒ), понизить величину удельного электросопротивления (р) и, соответственно, повысить электро- проводность алюминиевого сплава 6060 в сравнении с соответствующими значениями, достигнутыми в материале, подвергнутом стандартному способу ТМО. From table 1, it is seen that the content of alloying elements in the aluminum matrix after processing by the proposed method decreased by almost an order of magnitude. The achieved decrease in the concentration of alloying elements in the aluminum matrix in combination with the UFG structure made it possible to significantly increase the value of temporary resistance (σ Β ), lower the specific electrical resistance (p) and, accordingly, increase the electrical conductivity of the 6060 aluminum alloy in comparison with the corresponding values, achieved in the material subjected to the standard method of TMT.

Пример JV22 JV22 example

В качестве исходной заготовки использовали горячепрессованный пру- ток сплава АДЗ 1 системы Al-Mg-Si стандартного химического состава диа- метром 12 мм и длиной 500 мм. . Данную заготовку подвергали термической обработке - закалке, включающей нагрев до температуры 540°С, выдержку при заданной температуре 1 час и последующее охлаждение в воду комнат- ной температуры. Промежуток между операцией термической обработки и ИПД составлял не более 1 часа. После закалки заготовку подвергали обработке РКУП-К до истинной накопленной деформации е— 4.8 в изотермических условиях при температу- ре 100°С. Угол сопряжения каналов в инструменте составлял П О градусов. Затем заготовку извлекли из инструмента/оснастки, охладили на воздухе до комнатной температуры, после чего подвергли волочению при комнатной температуре с суммарной степенью деформации 50%. В результате такой об- работки получили пруток диаметром 6 мм и длиной более 1 м. После волоче- ния заготовку подвергали термической обработке - искусственному старе- нию при температуре 130°С и времени выдержки 12 часов. A hot-pressed rod of alloy ADZ 1 of the Al-Mg-Si system of standard chemical composition with a diameter of 12 mm and a length of 500 mm was used as the initial billet. . This billet was subjected to heat treatment — quenching, including heating to a temperature of 540 ° C, holding at a given temperature for 1 hour, and subsequent cooling to room temperature in water. The interval between the heat treatment operation and the IPD was no more than 1 hour. After hardening, the billet was subjected to ECAP-K processing to the true accumulated strain e – 4.8 under isothermal conditions at a temperature of 100 ° С. The angle of conjugation of the channels in the instrument was P O degrees. Then the workpiece was removed from the tool / tool, cooled in air to room temperature, and then subjected to drawing at room temperature with a total degree of deformation of 50%. As a result of such processing, a bar with a diameter of 6 mm and a length of more than 1 m was obtained. After drawing, the billet was subjected to heat treatment — artificial aging at a temperature of 130 ° C and a holding time of 12 hours.

Из полученной заготовки были изготовлены образцы для исследования микроструктуры, механических свойств и электропроводности.  Samples for studying the microstructure, mechanical properties, and electrical conductivity were made from the obtained preform.

Анализ микроструктуры осуществляли методом просвечивающей элек- тронной микроскопии (ПЭМ), на микроскопе Jeol 2100 EX.  The microstructure was analyzed by transmission electron microscopy (TEM) using a Jeol 2100 EX microscope.

С помощью рентгеноструктурного анализа (РСА) на дифрактометре Rigaku, и пространственной атомной томографии на установке фирмы «Сатеса» производили анализ изменения концентрации в алюминиевой мат- рице основных легирующих элементов.  Using X-ray diffraction analysis (XRD) on a Rigaku diffractometer and spatial atomic tomography on a Sates installation, an analysis was made of the change in concentration in the aluminum matrix of the main alloying elements.

Механические испытания образцов осуществляли в соответствие с тре- бованиями ГОСТ 1497-84. Удельное электросопротивление образцов опреде- ляли в соответствие с ГОСТ 7229-76 и ГОСТ 12177-79.  Mechanical testing of the samples was carried out in accordance with the requirements of GOST 1497-84. The electrical resistivity of the samples was determined in accordance with GOST 7229-76 and GOST 12177-79.

Полученная УМЗ структура в заготовке сплава (фиг. 2а), которая была сформирована в ходе реализации предлагаемого способа обработки, имеет средний размер зерна (3) 600 нм. Внутри зерна (фиг. 2Ь) видны выделения частиц глобулярной формы вторичной упрочняющей β фазы (Mg2Si) (2) ста- бильной модификации со средним размером 20 нм, расположенные в пригра- ничной области, и выделения частиц упрочняющих фаз (β', β") метастабиль- ной модификации в форме игл (5) (рис. 2с) диаметром 2 нм и длиной до 40 нм, расположенные в центральной области зерен (4) (фиг. 2Ь). В таблице 2 представлены результаты структурных исследований, ме- ханических испытаний и измерений удельного электросопротивления полу- ченных образцов. В качестве сравнения приведенные результаты исследова- ний образцов сплава, подвергнутых способу ТМО по прототипу. The obtained UFG structure in the alloy preform (Fig. 2a), which was formed during the implementation of the proposed processing method, has an average grain size (3) of 600 nm. Inside the grain (Fig. 2b), there are visible precipitates of globular particles of the secondary reinforcing β phase (Mg 2 Si) (2) of stable modification with an average size of 20 nm located in the border region, and precipitates of particles of the reinforcing phases (β ', β ") of metastable modification in the form of needles (5) (Fig. 2c) with a diameter of 2 nm and a length of up to 40 nm, located in the central region of grains (4) (Fig. 2b). Table 2 presents the results of structural studies, mechanical tests, and measurements of the electrical resistivity of the obtained samples. As a comparison, the results of studies of alloy samples subjected to the TMT method according to the prototype are given.

Таблица 2  table 2

Figure imgf000016_0001
Figure imgf000016_0001

Из таблицы 2, видно, что содержание легирующих элементов в алюми- ниевой матрице после обработки по предложенному способу снизилось поч- ти на порядок. Достигнутое предложенным способом снижение в алюминие- вой матрице концентрации легирующих элементов в сочетании с УМЗ струк- турой позволило значительно повысить значение временного сопротивления (<^в), условный предел текучести (σ0.2), понизить величину удельного элек- тросопротивления (р) и, соответственно, повысить электропроводность алю- миниевого сплава АДЗ 1 , в сравнении с соответствующими значениями, дос- тигнутыми в материале, подвергнутом способу ТМО. From table 2, it is seen that the content of alloying elements in the aluminum matrix after processing by the proposed method decreased by ty an order of magnitude. The decrease in the concentration of alloying elements achieved in the aluminum matrix in combination with the UFG structure achieved by the proposed method made it possible to significantly increase the value of the temporary resistance (<^ c), the conditional yield strength (σ 0 .2), and lower the electrical resistivity (p) and, accordingly, to increase the electrical conductivity of the ADZ 1 aluminum alloy, in comparison with the corresponding values achieved in the material subjected to the TMT method.

Таким образом, предложенное изобретение позволяет сформировать в алюминиевых сплавах УМЗ структуру, обеспечивающую материалу повы- шенную механическую прочность и электропроводность.  Thus, the proposed invention allows the formation in the UFG aluminum alloys of a structure providing the material with enhanced mechanical strength and electrical conductivity.

Claims

Формула изобретения Claim
1. Ультрамелкозернистый алюминиевый сплав системы Al-Mg-Si, ха- рактеризующийся средним размером зерна не более 400 нм, в котором не ме- нее чем 60 % зерен имеют большеугловые границы, разориентированные от- носительно соседних зерен на углы 10 град и более, причем алюминиевая матрица содержит легирующие элементы Mg и Si на уровне, который не пре- вышает 0.06 и 0.09 am. % соответственно, и наноразмерные выделения час- тиц упрочняющей фазы Mg2Si стабильной модификации (β) глобулярной формы, равномерно распределенных в объеме зерен. 1. An ultrafine-grained aluminum alloy of the Al-Mg-Si system, characterized by an average grain size of not more than 400 nm, in which not less than 60% of the grains have high-angle boundaries misoriented with respect to neighboring grains by angles of 10 degrees or more, moreover, the aluminum matrix contains alloying elements Mg and Si at a level that does not exceed 0.06 and 0.09 am. %, respectively, and nanoscale precipitates of particles of the hardening phase Mg 2 Si of a stable modification (β) of globular shape uniformly distributed in the volume of grains.
2. Ультрамелкозернистый алюминиевый сплав системы Al-Mg-Si, ха- рактеризующийся средним размером зерна в диапазоне от 400 до 1000 нм, в котором не менее чем 60 % зерен имеют большеугловые границы, разориен- тированные относительно соседних зерен на углы 10 град и более, причем алюминиевая матрица сплава содержит легирующие элементы Mg и Si на уровне, который не превышает 0.08 и 0.10 am. %, соответственно, и нанораз- мерные выделения частиц упрочняющей фазы Mg2Si стабильной модифика- ции (β) глобулярной формы, расположенные в приграничной области зерен, и метастабильной модификации (β", β') в форме иглы, расположенные в центральной области зерен. 2. An ultrafine-grained aluminum alloy of the Al-Mg-Si system, characterized by an average grain size in the range from 400 to 1000 nm, in which at least 60% of the grains have high-angle boundaries, misoriented from neighboring grains by angles of 10 degrees or more moreover, the aluminum alloy matrix contains alloying elements Mg and Si at a level that does not exceed 0.08 and 0.10 am. %, respectively, and nanoscale precipitates of particles of the hardening phase Mg 2 Si of stable modification (β) of globular shape located in the boundary region of grains and metastable modification (β ", β ') in the shape of a needle located in the central region of grains .
3. Способ получения УМЗ алюминиевого сплава Al-Mg-Si со средним размером зерна не более 400 нм, включающий закалку от 520. ..565 °С в воду и пластическую деформацию, отличающийся тем, что пластическую дефор- мацию осуществляют с истинной накопленной деформацией е > 8 методом интенсивной пластической деформации при температуре не выше 200°С.  3. A method of obtaining UFG of an aluminum alloy Al-Mg-Si with an average grain size of not more than 400 nm, including quenching from 520. ..565 ° C into water and plastic deformation, characterized in that the plastic deformation is carried out with true accumulated deformation e> 8 by the method of intense plastic deformation at a temperature of no higher than 200 ° C.
4. Способ получения УМЗ алюминиевого сплава Al-Mg-Si со средним размером зерна 400... 1000 нм, включающий закалку от 520...565°С в воду, пластическую деформацию и искусственное старение, отличающийся тем, что пластическую деформацию осуществляют с истинной накопленной де- формацией е > 4 методом интенсивной пластической деформации при темпе- ратуре не выше 300 °С и искусственное старение при температуре 100.. . 180 °С с временем выдержки 0.5...24 ч. 4. The method of obtaining UFG aluminum alloy Al-Mg-Si with an average grain size of 400 ... 1000 nm, including quenching from 520 ... 565 ° C in water, plastic deformation and artificial aging, characterized in that plastic deformation is carried out with a true accumulated deformation e> 4 by the method of intense plastic deformation at a temperature of no higher than 300 ° C and artificial aging at a temperature of 100 ... 180 ° C with a holding time of 0.5 ... 24 hours
5. Способ по любому из п. 3, 4, отличающийся тем, что интенсивную пластическую деформацию осуществляют кручением, или равноканальным угловым прессованием, или равноканальным угловым прессованием в парал- лельных каналах, или равноканальным угловым прессованием по схеме Кон- форм.  5. The method according to any one of p. 3, 4, characterized in that the intense plastic deformation is carried out by torsion, or equal-channel angular pressing, or equal-channel angular pressing in parallel channels, or equal-channel angular pressing according to the conform form.
6. Способ по п. 5, отличающийся тем, что после интенсивной пластиче- ской деформации осуществляют волочение.  6. The method according to claim 5, characterized in that after intensive plastic deformation, drawing is carried out.
7. Способ по п. 5, отличающийся тем, что после интенсивной пластиче- ской деформации осуществляют прокатку.  7. The method according to claim 5, characterized in that rolling is carried out after intensive plastic deformation.
8. Способ по п.6, отличающийся тем, что после волочения осуществ- ляют искусственное старение заготовки при температуре Ю0... 180°С с вре- менем выдержки 0.5...12 часов.  8. The method according to claim 6, characterized in that after the drawing, the workpiece is artificially aged at a temperature of 10 ... 180 ° C with a holding time of 0.5 ... 12 hours.
9. Способ по п.7, отличающийся тем, что после прокатки осуществляют искусственное старение заготовки при температуре Ю0... 180°С с временем выдержки 0.5... 12 часов.  9. The method according to claim 7, characterized in that after rolling, the workpiece is artificially aged at a temperature of 10 ... 180 ° C with a holding time of 0.5 ... 12 hours.
PCT/RU2012/000005 2011-07-15 2012-01-13 Ultrafine-grained aluminium alloys for electrical products and method for producing same (variants) WO2013012352A1 (en)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
RU2011129486 2011-07-15
RU2011129486/02A RU2478136C2 (en) 2011-07-15 2011-07-15 Ultra fine-grained aluminium alloys for electric hardware and method of their products (versions)

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2013012352A1 true WO2013012352A1 (en) 2013-01-24

Family

ID=47558339

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/RU2012/000005 WO2013012352A1 (en) 2011-07-15 2012-01-13 Ultrafine-grained aluminium alloys for electrical products and method for producing same (variants)

Country Status (2)

Country Link
RU (1) RU2478136C2 (en)
WO (1) WO2013012352A1 (en)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2534909C1 (en) * 2013-10-17 2014-12-10 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" THERMOMECHANICAL PROCESSING FOR INCREASE IN DUCTILITY OF 3D SEMIS FROM Al-Cu-Mg-Ag ALLOYS
RU2616316C1 (en) * 2015-11-06 2017-04-14 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Санкт-Петербургский государственный университет" (СПбГУ) Conductive extra low interstitial aluminium alloy and method of its production
RU2641212C1 (en) * 2016-12-22 2018-01-16 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский Нижегородский государственный университет им. Н.И. Лобачевского" Method for forming fine-grained high-strength and corrosion-resistant structure of aluminium alloy
RU2641211C1 (en) * 2016-12-22 2018-01-16 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский Нижегородский государственный университет им. Н.И. Лобачевского" Method of forming high-strength and corrosion-resistant structure of aluminium-magnesium alloy
RU2667271C1 (en) * 2017-11-23 2018-09-18 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Санкт-Петербургский государственный университет" (СПбГУ) Heat-resistant conductive ultrafine-grained aluminum alloy and method for production thereof

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2105621C1 (en) * 1993-11-10 1998-02-27 Валерий Николаевич Щерба Method for hot extrusion of metal at active action of friction forces and hydraulic extrusion press for performing the same
RU2284367C1 (en) * 2005-01-27 2006-09-27 Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") Method of manufacture of articles from wrought aluminum alloys
RU73875U1 (en) * 2007-12-28 2008-06-10 Институт проблем сверхпластичности металлов РАН Cold cathode
US7490752B2 (en) * 2003-05-20 2009-02-17 Alcan Rhenalu Manufacturing method for friction welded aluminum alloy parts

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2191652C1 (en) * 2001-04-04 2002-10-27 Глухов Дмитрий Евгеньевич Method for producing blanks of small-grain structure
RU2009133071A (en) * 2007-12-28 2011-03-10 Учреждение Российской академии наук Институт проблем сверхпластичности металлов РАН (ИПСМ РАН) (RU) Cold cathode and method for its manufacture

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2105621C1 (en) * 1993-11-10 1998-02-27 Валерий Николаевич Щерба Method for hot extrusion of metal at active action of friction forces and hydraulic extrusion press for performing the same
US7490752B2 (en) * 2003-05-20 2009-02-17 Alcan Rhenalu Manufacturing method for friction welded aluminum alloy parts
RU2284367C1 (en) * 2005-01-27 2006-09-27 Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") Method of manufacture of articles from wrought aluminum alloys
RU73875U1 (en) * 2007-12-28 2008-06-10 Институт проблем сверхпластичности металлов РАН Cold cathode

Also Published As

Publication number Publication date
RU2478136C2 (en) 2013-03-27
RU2011129486A (en) 2013-01-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
Shaeri et al. Effect of ECAP temperature on microstructure and mechanical properties of Al–Zn–Mg–Cu alloy
Shaeri et al. Microstructure and mechanical properties of Al-7075 alloy processed by equal channel angular pressing combined with aging treatment
Homma et al. Effect of Zr addition on the mechanical properties of as-extruded Mg–Zn–Ca–Zr alloys
Li et al. Effect of ultra-slow extrusion speed on the microstructure and mechanical properties of Mg-4Zn-0.5 Ca alloy
Stolyarov et al. Influence of ECAP routes on the microstructure and properties of pure Ti
Al-Samman et al. Sheet texture modification in magnesium-based alloys by selective rare earth alloying
Zheng et al. Microstructures and mechanical properties of Mg–10Gd–6Y–2Zn–0.6 Zr (wt.%) alloy
Higuera-Cobos et al. Mechanical, microstructural and electrical evolution of commercially pure copper processed by equal channel angular extrusion
Chen et al. Grain refinement in an as-cast AZ61 magnesium alloy processed by multi-axial forging under the multitemperature processing procedure
Xiao et al. Microstructures and mechanical properties of a Cu–Zn alloy subjected to cryogenic dynamic plastic deformation
JP4189435B2 (en) Cu-Ni-Si-based copper alloy sheet and method for producing the same
Lin et al. Relationship between texture and low temperature superplasticity in an extruded AZ31 Mg alloy processed by ECAP
JP6339616B2 (en) Magnesium alloy for extension applications
Kim et al. Microstructure and mechanical properties of pure Ti processed by high-ratio differential speed rolling at room temperature
Lim et al. Improved quench sensitivity in modified aluminum alloy 7175 for thick forging applications
Stolyarov et al. Microstructure and properties of pure Ti processed by ECAP and cold extrusion
Al-Samman et al. Orientation dependent slip and twinning during compression and tension of strongly textured magnesium AZ31 alloy
Al-Zubaydi et al. Superplastic behaviour of AZ91 magnesium alloy processed by high-pressure torsion
Samaee et al. Simultaneous improvements of the strength and ductility of fine-grained AA6063 alloy with increasing number of ECAP passes
Yamashita et al. Influence of pressing temperature on microstructural development in equal-channel angular pressing
Lugo et al. Microstructures and mechanical properties of pure copper deformed severely by equal-channel angular pressing and high pressure torsion
Kannan et al. Enhancing stress corrosion cracking resistance in Al–Zn–Mg–Cu–Zr alloy through inhibiting recrystallization
Lu et al. Formation of profuse long period stacking ordered microcells in Mg–Gd–Zn–Zr alloy during multipass ECAP process
Zhao et al. Processing of commercial purity titanium by ECAP using a 90 degrees die at room temperature
He et al. Microstructure and strengthening mechanism of high strength Mg–10Gd–2Y–0.5 Zr alloy

Legal Events

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

Ref document number: 12814218

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase in:

Ref country code: DE

122 Ep: pct app. not ent. europ. phase

Ref document number: 12814218

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1