Аннотация результатов, полученных в 2022 году
Установлено, что марганец приводит к связыванию части меди в фазу кристаллизационного происхождения, в результате чего снижается эффект от старения в сплавах AlZnMgCuMnTi, AlZnMgCuMnTiY и AlZnMgCuMnTiEr. В итоге, марганец не вносит существенного эффекта в прочностные характеристики, а сами сплавы демонстрируют невысокую технологичность при обработке давлением. По результатам предыдущих исследований, обзора литературы и термодинамических расчетов получены сплавы Al4Zn4Mg4Cu, Al4Zn4Mg4CuY, Al4Zn4Mg4CuEr и Al3Zn3Mg3Cu, Al3Zn3Mg3CuY, Al3Zn3Mg3CuEr. При этом сплавы с содержанием основных элементов на максимальном уровне 4% условно отнесены к литейным, а с минимальным содержанием по 3% к деформируемым. Для сплава Al4Zn4Mg4Cu при температуре гомогенизации в равновесии с (Al) должны быть фазы Al3(Zr,Ti), Al3Fe, Mg2Si и S(Al2CuMg), а старение протекает с теми же выделениями. Для сплава Al3Zn3Mg3Cu возможно образование фазы Al7Cu2Fe. Согласно кривым Шайля неравновесный солидус во всех сплавах составляет 475°С. Так же, основываясь на ранее разработанной модели расчета эффективного интервала кристаллизации (ЭИК) и показателя горячеломкости (ПГ), произведены расчеты этих величин для базовых сплавов без иттрия и эрбия. Для всех сплавов расчетный ПГ ниже (т.е. лучше литейные свойства), чем для высокопрочных деформируемых сплавов. При этом для литейного сплава Al4Zn4Mg4Cu он находится на уровне медистого силумина и нового литейного сплава АЦ7Мг3Н4. При этом дополнительное легирование базовых сплавов иттрием или эрбием должно привести к увеличению доли эвтектики и, соответственно, к снижению ПГ, т.е. улучшению технологичности при литье. Микроструктура слитка сплава Al4Zn4Mg4Cu представлена (Al) и интерметаллидами фаз S, T и Mg2Si. Пики S, T отмечены на рентгенограмме слитка сплава Al4Zn4Mg4Cu. Введение иттрия в сплав Al4Zn4Mg4Cu приводит к образованию светлых включений фаз (Al,Cu)11Y3 и Al8Cu4Y, соответствующие пики маркированы на рентгенограмме. В сплаве с эрбием кристаллизуется фаза Al8Cu4Er, а также обнаружено наличие отдельных более светлых включений фазы Al3Er. Железо растворено в фазах Al8Cu4Y и Al8Cu4Er. Фазовый состав слитков деформируемых сплавов близок к литейным. Гомогенизация при 480°С в течение 3 часов приводит к полному растворению неравновесного избытка фаз S и T, пиков от которых нет на кривых нагрева. В результате солидус сплавов Al3Zn3Mg3CuY и Al3Zn3Mg3CuEr повышается до 532-538°С. Для деформируемых сплавов с иттрием или эрбием возможно применение двухступенчатой гомогенизации для гарантирования более полной сфероидизации фаз кристаллизационного происхождения и, тем самым, повышения пластичности сплавов. В процессе гомогенизации слитков литейных сплавов при 465 °С происходит растворение неравновесного избытка фаз кристаллизационного происхождения T, S и Mg2Si. В результате после 3 часов гомогенизации (Al) насыщается основными растворными упрочнителями Zn, Mg, Cu. При этом T фаза, как основная фаза кристаллизационного происхождения в слитках, в сплавах Al4Zn4Mg4Cu и Al4Zn4Mg4CuY полностью трансформируется в фазу S в процессе гомогенизации. В сплавах Al3Zn3Mg3CuY и Al3Zn3Mg3CuEr фазы T и S полностью растворяются, переводя цинк и магний в раствор. В структуре остается небольшое количество фазы Mg2Si. В результате после гомогенизации при 480°С в сплавах Al3Zn3Mg3CuY и Al3Zn3Mg3CuEr содержание магния в растворе выше, чем в сплаве Al3Zn3Mg3Cu. Переход на вторую ступень с повышением температуры гомогенизации до 520°С приводит к пережогу в сплаве Al3Zn3Mg3Cu. В сплавах с Y или Er происходит существенная фрагментация и сфероидизация частиц. Наличие в сплавах Al4Zn4Mg4CuY и Al4Zn4Mg4CuEr дополнительных дисперсоидообразующих элементов иттрия или эрбия должно повышать объемную долю выделений и уровень механических свойств. Так в закаленном после 6 часов гомогенизации при 465°С состоянии твердость сплава Al4Zn4Mg4Cu составляет 88 HV, а сплавов с добавками иттрия или эрбия – 100-101 HV. Согласно расчетам по теоретическому составу (Al) упрочнение при старении для сплава Al4Zn4Mg4Cu должно происходить за счет выделения метастабильных модификаций фаз T и MgZn2. По экспериментально определённому составу упрочнение при старении должно происходить за счет только фазы T. Расчет фазового состава (Al) при температурах старения для сплавов Al4Zn4Mg4CuY и Al4Zn4Mg4CuEr дает такую же долю фазы T. После одноступенчатой гомогенизации, закалки и старения в сплаве Al3Zn3Mg3Cu обеспечивается наибольшее упрочнение, ввиду большей легированности (Al). В дополнение в сплаве Al3Zn3Mg3Cu упрочнение при старении (120-210°С) согласно расчетам протекает за счет метастабильных модификаций фаз MgZn2(1,4-3масс%), S (0,8-3масс%) и Т (5,7-6,2масс%). В то же время в сплавах с добавками старение должно протекать с образованием выделений только фазы T (8,7-9,9масс%). Метастабильные выделения MgZn2 обеспечивают сплаву Al3Zn3Mg3Cu большую твердость. Старение сплавов Al3Zn3Mg3CuY и Al3Zn3Mg3CuEr протекает с существенно большим приростом твердости после двухступенчатой гомогенизации и закалки. В соответствие с построенными картами деформации сплав Al3Zn3Mg3Cu прокатан в горячую при 440°С, а сплавы Al3Zn3Mg3CuY и Al3Zn3Mg3CuEr при 500°С. Большая нагартованность сплавов с Y или Er обеспечивает большую скорость разупрочнения при низкотемпературном отжиге при 150-210°С. Однако, наличие большего количества дисперсоидов не позволяет снизиться твердости существенно после отжига при 150-180°С. Увеличение температуры отжига до 300°С сохраняет в сплавах нерекристаллизованную структуру. Активно рекристаллизация начинает протекать при 350°С, при этом в сплаве Al3Zn3Mg3Cu она проходит практически полностью, а в сплавах с добавками еще сохраняется большая доля нерекристаллизованного объема. Рекристаллизационный отжиг перед закалкой проведен при температурах закалки слитков. В сплавах Al3Zn3Mg3Cu и Al3Zn3Mg3CuY после закалки с 480 и 520°С формируется одинаковая зеренная структура с размером 8-10 мкм, в то время как в сплаве Al3Zn3Mg3CuEr после закалки с 520°С зерно меньше и составляет 6-8 мкм. Литейные сплавы Al4Zn4Mg4Cu, Al4Zn4Mg4CuY и Al4Zn4Mg4CuEr старили после закалки при 180°С в течение 3 часов, а деформируемые – при 210°С в течение 3 часов. Ввиду большого количества интерметаллидов в структуре литейные сплавы имеют очень низкую пластичность при комнатной температуре при достаточно высокой прочности в 421-477 МПа. При повышении температуры испытания до 200°С пластичность сплава Al4Zn4Mg4Cu существенно повышается, а предел текучести снижается до 339 МПа. В сплавах Al4Zn4Mg4CuY и Al4Zn4Mg4CuEr в виду большего количества крупных интерметаллидов пластичность сохраняется на низком уровне, а соответствующая меньшая доля (Al) обеспечивает меньший предел текучести в 316-324 МПа. После растяжения при 250°С во всех сплавах удлинение существенно выше, а уровень предела текучести примерно одинаков и составляет 217-222 МПа. Т.е. легирование иттрием или эрбием обеспечивает меньшее разупрочнение при повышении температуры. Деформируемые сплавы Al3Zn3Mg3Cu, Al3Zn3Mg3CuY и Al3Zn3Mg3CuEr демонстрируют меньший уровень характеристик прочности, но в целом хорошее сочетание предела текучести и относительного удлинения. Применение двухступенчатой гомогенизации с более высокой температурой второй ступени приводит к формированию более благоприятной структуры для достижения большей пластичности 2-3% в сплавах Al3Zn3Mg3CuY и Al3Zn3Mg3CuEr в сравнении с 1,4% в сплаве Al3Zn3Mg3Cu. После прокатки и низкотемпературного отжига сплавы Al3Zn3Mg3CuY и Al3Zn3Mg3CuEr несколько превосходят сплав без добавок по пределу текучести: 295-380 МПа против 302-340 МПа при примерно одинаковой пластичности. В закалённом и состаренном состоянии они превосходят и по прочности и по пластичности: 291-345 МПа и 10,3-14,8% против 245-340 МПа и 6,8-12,5%.