Влияние режимов гомогенизации на свойства крупногабаритных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов

МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ
федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение
высшего образования 
«Самарский государственный технический университет»  
    
Факультет: Машиностроения, металлургии, транспорта

Кафедра: Металловедение, порошковая металлургия, наноматериалы
     
     
    ДОПУСТИТЬ К ЗАЩИТЕ
    
    Заведующий кафедрой_________Амосов А.П.
                                       профессор                                    (подпись)
    
     «___» ____________ 20 17 г.
    

     

     
     
     
     
     
Выпускная квалификационная работа 



Тема:  Влияние режимов гомогенизации на свойства крупногабаритных прессовано-штампованных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов


Обучающийся:  Шерин Илья Андреевич,  4 курс, ФММТ, группа 1                        



       Руководитель работы проф.  ___________________________Якубович Е.А.     
                    (должность, подпись, дата, фамилия, инициалы)
        Консультант    _______________________________________Сунтеев А. Н.
                    (должность, подпись, дата, фамилия, инициалы)
        Консультант   ________________________________________Гевлич Л. А.
                    (должность, подпись, дата, фамилия, инициалы)
         Нормоконтролер  __________________________________   Керсон И.А.   
(подпись, дата, фамилия, инициалы)
     
     
     Самара 2017г.
     
Введение	…...3 
1. Высокопрочные деформируемые алюминиевые сплавы системы Al-Zn-Mg-Cu	…...7
1.1.Общие сведения и области  применения………………………………………...7
1.2.Фазовый состав и влияние легирующих компонентов на свойства	….11
1.3.Роль гомогенизации в процессе формирования технологических и эксплуатационных свойств………………………………………………………………………………….......16
1.4.Применение новых высокопрочных сплавов и режимов термической обработки……………………………………………………………………...………...……18
2. Влияние режимов гомогенизационного отжига на структуру и свойства слитков из сплава 1933…………………………………………………………………..20
2.1.Плавка сплава 1933, отливка слитков и изготовление поковок……………....20
2.2. Гомогенизационный отжиг слитков из сплава 1933………………………………....22
2.3.Влияние режимов гомогенизации на структурно-фазовый состав и технологическую пластичность слитков из сплава 1933……………………………………...24
3. Влияние режимов термической обработки на свойства  кованых  полуфабрикатов  из сплава 1933…………………………………………………………………...32
3.1. Анализ структуры и механических свойств кованых полуфабрикатов, закаленных в различные среды………………………………………………………..…32
3.2. Обоснование    режима    искусственного    старения, обеспечивающего повышение комплекса свойств кованых полуфабрикатов   из  сплава 1933…………………………………………………………………….………………39
3.3. Применение поковок в авиационных конструкциях………………………..….41
4. Экономическая часть…………………………………………………………….
5. Охрана окружающей среды……………………………………………………..
6. Безопасность жизнедеятельности……………………………………………	……
Заключение…………………………………………………………………………..
Библиографический список…………………………………………………………

Введение
      На протяжении многих лет алюминиевые сплавы занимают доминирующее положение в конструкциях авиационной и космической техники.
      Особый научно-практический интерес представляют высокопрочные сплавы системы Al-Zn-Mg-Cu, которые имеют высокую удельную прочность среди алюминиевых сплавов, при этом они технологичны при изготовлении деформированных полуфабрикатов, а рациональное использование различных режимов термомеханической обработки позволяет в широком диапазоне управлять комплексом их служебных характеристик применительно к требуемым условиям эксплуатации. В настоящее время имеется достаточное количество данных по влиянию химического состава, технологических параметров изготовления и термической обработки на структуру, механические и коррозионные свойства полуфабрикатов из сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu, тем не менее, потенциальные возможности усовершенствования этих сплавов далеко не исчерпаны.
      В настоящее время одним из основных конструкционных материалов для силового набора планера современных изделий авиационной техники является высокопрочный   алюминиевый  ковочный   сплав   1933   системы  Al-Zn-Mg-Cu, разработанный во ФГУП «ВИАМ» под руководством академика И.Н. Фридляндера и Е.А. Ткаченко [1], превосходящий по вязкости разрушения серийные отечественные (АКбч и В93пч) и зарубежные (7085, 7050) ковочные сплавы при более высокой или равной прочности. Сплав применяют в виде крупногабаритных поковок, сложноконтурных штамповок толщиной до 200-250 мм, прессованных профилей, полос, прутков, предназначенных для изготовления силовых деталей внутреннего набора планера, таких как шпангоуты, фитинги, балки, лонжероны и т.п.
      Детали, изготавливаемые из кованых полуфабрикатов, имеют конструктивные особенности, такие как, сложная конфигурация, массивные сечения, резкие перепады толщин. В процессе эксплуатации детали могут испытывать действия нагрузок, приложенных в разных направлениях относительно волокна, поэтому поковки должны обладать минимальной анизотропией прочностных свойств, высокой коррозионной стойкостью, вязкостью разрушения.
      Основным критерием для применения сплава в виде крупногабаритных полуфабрикатов является высокая устойчивость переохлажденного твёрдого раствора основных легирующих компонентов в алюминии, что позволяет обеспечивать сквозную прокаливаемость, необходимую для получения однородной структуры и высокого уровня эксплуатационных свойств в различных зонах по толщине полуфабриката.
      При низкой устойчивости переохлажденного твердого раствора сплава, закалка с малыми скоростями охлаждения приводит к его распаду, особенно в центральных слоях по толщине массивных кованых полуфабрикатов, где скорость минимальна и, как следствие, к увеличению разброса и анизотропии механических и коррозионных свойств по сечению после искусственного старения.
      В связи с этим поставка поковок из сплава 1933 в полностью термообработанном состоянии (закалка в воде + искусственное старение) на
      начальном этапе его применения для силовых деталей авиационной техники была ограничена толщиной 80 мм, а штамповок (за счет более развитой поверхности теплоотвода) - толщиной 150 мм.  Из-за ограничений по толщине закалку и последующее искусственное старение при изготовлении деталей из поковок толщиной более 80 мм, проводят после предварительной механической обработки заготовок деталей до толщины не более 80 мм, что увеличивает трудоемкость процесса в целом.
      Одним из эффективных направлений снижения остаточных напряжений в полуфабрикатах является использование в качестве закалочных сред горячей воды или раствора полимера. Их применение обеспечивает снижение скорости изменения и градиента температур по толщине полуфабрикатов при охлаждении, что приводит к уменьшению уровня остаточных закалочных напряжений в полуфабрикатах, а также их коробления и поводок при механической обработке на самолетостроительных заводах.
      При этом необходимо учитывать, что скорость непрерывного охлаждения в центре поковок толщиной 150-200 мм при закалке в холодную воду составляет ~ 10 °С/с, а в горячую воду (70 °С) ~ 5 °С/с . Такое снижение скорости охлаждения в интервале температур 400-290 °С может привести к частичному распаду пересыщенного твердого раствора при закалке, что впоследствии приведет к существенному ухудшению комплекса эксплуатационных свойств по сечению полуфабрикатов. К наиболее значимым факторам, влияющим эксплуатационные свойства  деформируемых алюминиевых сплавах, относятся химический состав сплава, режимы гомогенизации исходных слитков и режимы высокотемпературной термической обработки. Общие закономерности для сплавов различных систем легирования представлены в различных монографиях и статьях [1,2].
      Сплав 1933 содержит добавку циркония, которая за счет образования дисперсных частиц Al3Zr, препятствует рекристаллизации при нагревах под деформацию и закалку, повышает прочность сплава, однако снижает его прокаливаемость. В проведенных ранее работах было установлено, что добавки переходных металлов снижают прокаливаемость высокопрочных алюминиевых сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu, т.к. на межфазных границах дисперсных частиц алюминидов переходных металлов, присутствующих в сплаве, при замедленном охлаждения во время закалки происходит распад неустойчивого твердого раствора цинка и магния в алюминии с выделением частиц п-фазы.
      В последних научных трудах показано, что дисперсоиды Al3Zr, имеющие средний размер 10-15 нм, не оказывают эффективное влияние на устойчивость переохлажденного твердого раствора, так как не являются (благодаря когерентности к алюминиевой матрице) центрами гетерогенного зарождения частиц п-фазы при низких скоростях охлаждения.
      Тем не менее, экспериментально подтверждено, что применение в качестве охлаждающей среды при закалке горячей взамен холодной воды приводит к снижению на 15-230 МПа прочностных свойств, особенно предела текучести,
      сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu в зависимости от содержания в их составе элементов антирекристаллизаторов Zr, Сr, Мn.
      За рубежом для снижения такого отрицательного влияния переходных металлов при изготовлении массивных полуфабрикатов успешно применяются режимы многоступенчатого старения, которые повышают однородность выделения упрочняющих фаз в зеренной структуре деформированных полуфабрикатов и обеспечивают в результате получение улучшенного комплекса механических и коррозионных свойств по сравнению с режимом Т2.
      Учитывая, что, нагрев поверхностных и центральных слоев массивных поковок в серийном металлургическом производстве, а также выравнивание температуры по толщине при старении происходит в широком температурно-временном интервале, возможно получение различного структурно-фазового состояния и, как следствие, значительного разброса значений свойств по сечению поковки. В связи с этим целесообразно определить эффективность применения в серийном производстве многоступенчатого старения для поковок из сплава 1933 толщиной от 80 до 150 мм и более.
      
      Основными целями настоящей выпускной квалификационной работы являются:
       Обоснование режимов гомогенизационного отжига слитков из сплава 1933, обеспечивающих повышенную технологическую пластичность слитков при деформации.
       Анализ влияния режимов гомогенизационного отжига на структурно-фазовый состав и свойства  слитков из сплава 1933
       Анализ и обоснование режимов многоступенчатого искусственного старения на повышение комплекса свойств кованых полуфабрикатов из сплава 1933.

1. Высокопрочные деформируемые
алюминиевые сплавы системы Al-Zn-Mg-Cu
 Общие сведения и области  применения
      Развитие высокопрочных алюминиевых сплавов началось с открытия в 1923-24 гг. немецкими учеными В. Зандером (W. Sandner) и К. Мейснером (K.L. Meissner) чрезвычайно высокого эффекта упрочнения при термической обработке сплавов системы алюминий-цинк-магний. Они установили, что некоторые композиции сплавов этой системы значительно превосходят о прочности сплав системы алюминий-медь-магний, уже применявшиеся в то время в промышленности [1]. 
      В нашей стране основные  изыскания, направленные на оптимизацию композиций сплавов на основе системы Al-Zn-Mg-Cu, были проведены в ВИАМе под руководством И.Н. Фридляндера. Его глубокие теоретические исследования в сочетании с широким и успешным внедрением в промышленную практику полученных научных результатов явились фундаментом школы академика И.Н. Фридляндера в области металловедения и металлургии алюминиевых сплавов.
      Установленные им закономерности изменения структуры и свойств сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu в зависимости от содержания основных компонентов, а также малых добавок элементов-антирекристаллизаторов - марганца и хрома, подробно изложенные в монографии, явились основой для разработки и внедрения в производство целой гаммы высокопрочных алюминиевых сплавов.
      В настоящее время высокопрочные деформируемые сплавы системы Al-Zn-Mg-Cu благодаря высокому уровню эксплуатационных свойств и технологичности остаются одними из самых востребованных алюминиевых сплавов по применению в области авиакосмической техники, не смотря на высокую конкуренцию со стороны алюминий-литиевых сплавов и композиционных материалов.
      Химический состав и годы разработки основных промышленных отечественных высокопрочных сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu и их зарубежных аналогов по применению приведен в таблице 1.1.
      Сплав В95, разработанный в 1943 г., - наиболее универсальный конструкционный материал, содержащий добавки переходных металлов 0,2-0,6 % Мn; 0,1-0,25 % Сr. Впервые этот сплав был применен в состоянии максимальной прочности в истребителе МиГ-15, позже в бомбардировщике Ту-16, созданном в КБ А.Н. Туполева, а затем в первом реактивном пассажирском самолете Ту-104 и других самолетах [2].
      
Таблица 1.1 - Химический состав промышленных сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu, в % масс.
Марка сплава
Год
разработ
ки
Страна
Zn
Mg
Сu
Мn
Сr
Zr
Ті
Fe
Si
В95
1948
СССР
5,0-6,5
1,8-2,8
1,4-2,0
0,2-0,6
0,10-0,25
-
-
<0,50
<0,50
В93
1957
СССР
6,5-7,3
1,6-2,2
0,8-1,2
<0,05
-
-
-
0,2-0,4
<0,20
В95оч
1969
СССР
5,0-6,5
1,8-2,8
1,4-2,0
0,2-0,6
0,10-0,25
-
<0,05
<0,15
<0,10
В96ц-1
1968
СССР
8,0-9,0
2,3-3,0
2,0-2,6
0,3-0,8
<0,05
0,10-0,16
<0,05
<0,40
<0,30
В93пч
1967
СССР
6,5-7,3
1,6-2,2
0,8-1,2
<0,05
-
-
<0,05
0,2-0,4
<0,10
В96ц-3пч
1970
СССР
7,6-8,6
1,7-2,3
1,4-1,95
0,01-0,05
0,01-0,05
0,10-0,16
0,01-0,06
<0,15
<0,10
1933
1999
РФ
6,35-7,2
1,67
0,8-1,2
<0,1
<0,05
0,10-0,15
0,03-0,06
0,06-0,15
<0,10
7175
1957
США
5.1-6.1
2.1-2.9
1.2-2.0
<0.10
0.18-0.28
-
0.10
0.20
<0.15
7050
1971
США
5.7-6.7
1.9-2.6
2.0-2.6
<0.10
<0.04
0.08-0.15
<0.06
<0.15
<0.12
7150
1978
США
5.9-6.9
2.0-2.7
1.9-2.5
<0.10
<0.04
0.08-0.15
<0.06
<0.15
<0.12
7085
2002
США
7.0-8.0
1.2-1.8
1.3-2.0
<0.04
<0.04
0.08-0.15
<0.06
<0.08
<0.06
7055
1991
США
7.6-8.4
1.8-2.3
2.0-2.6
<0.05
<0.04
0.08-0.25
<0.06
<0.15
<0.10

      Усовершенствованные модификации этого сплава В95пч и В95оч, также, как и их зарубежные аналоги - сплавы 7075, 7175 и 7475 широко применяют и в настоящее время в ответственных силовых конструкциях современных изделий авиационной техники в виде листов, плит, прессованных и кованых полуфабрикатов.
      В 1956 году разработан еще более прочный сплав В96ц (И.Н. Фридляндер, Е.И. Кутайцева), в который впервые в мировой практике вместо марганца и хрома был введен цирконий. Это позволило повысить пластичность и улучшить прокаливаемость высокопрочных сплавов [3].
      Еще большую прочность имеет несколько уточненный вариант сплава -В96ц1 (И.Н. Фридляндер, В.И. Исаев, О.А. Носкова). Сплав В96ц1 в виде прессованных полуфабрикатов имеет в продольном направлении ?в = 720 МПа, ?0,2 = 690 МПа, ?= 4 %.
      В 1957 году И.Н. Фридляндером, В.И. Добаткиным, В.И. Хольновой специально для массивных кованых и прессованных полуфабрикатов был разработан сплав В93пч, в который вместо традиционных элементов антирекристаллизаторов - марганца, хрома и циркония введено в качестве легирующего элемента железо [28]. Данный сплав обладает наиболее устойчивым твердым раствором среди промышленных высокопрочных алюминиевых сплавов, высокими технологическими свойствами при литье, ковке и термической обработке, что позволяет применять при закалке охлаждение полуфабрикатов в горячую воду для устранения остаточных закалочных напряжений. Кованые полуфабрикаты из сплава В93пч прокаливаются до толщины 300 мм и имеют одинаковые прочностные характеристики во всех направлениях в самых массивных сечениях (в состояниях Т1/ТЗ ?в > 480/420 МПа, ?0,2 > 440/380 МПа). Эти отличительные особенности сплава В93пч позволяют применять его уже более 55 лет для массивных поковок и штамповок в различных изделиях авиационной техники. К недостаткам сплава можно отнести невысокий уровень показателей вязкости разрушения (К1с~ 80-100 МПа/м в продольном направлении) и усталостной долговечности.

      В эти же годы для изготовления кованых и прессованных полуфабрикатов, в том числе массивных, в ВИАМе был разработан сплав 1933, который благодаря добавке циркония вместо марганца и хрома обладает лучшей прокаливаемостью и наиболее высоким уровнем показателя вязкости разрушения среди высокопрочных сплавов. Так у поковок К1с (в направлении ДП) составляет 42-60 MПа/м при уровне прочности 450 - 540 МПа.
      Разработка и создание в 80-90 годы прошлого века новых широко фюзеляжных самолетов с повышенными требованиями к надежности, ресурсу и весовой эффективности конструкции инициировали разработку новых и усовершенствование существующих высокопрочных алюминиевых сплавов, а также технологии их термической обработки, обеспечивающих повышение таких эксплуатационных характеристик как вязкость разрушения, коррозионная стойкость, сопротивление усталости при сохранении высокого уровня прочности [4].
      Повышение этих характеристик достигали за счет применения смягчающих (Т2 и ТЗ) режимов старения, снижения содержания примесей железа и кремния), легирования малыми добавками циркония (0,1 - 0,2%, особенно для массивных полуфабрикатов), оптимизации содержания основных легирующих компонентов.
1.2.  Фазовый состав и влияние легирующих компонентов на свойства
      Известно, что свойства алюминиевых сплавов, а также технологические параметры изготовления полуфабрикатов определяются, в основном, их структурой, химическим и фазовым составом, поэтому целесообразно рассмотреть особенности структуры и фазового состава некоторых широко применяемых промышленных высокопрочных алюминиевых сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu.
      Из анализа рисунка 1.1, видно, что в сплавах А1- Zn -Mg -Си могут помимо алюминиевого твердого раствора присутствовать в разных сочетаниях три фазы (М, Т и S). С увеличением концентрации меди в сплаве происходит сужение однофазной области и расширение диапазона присутствия фазы S. В соответствии с химическим составом в сплаве 1933 с содержанием меди около 1% присутствует только фаза М.

Рисунок 1.1 - Изотермическое сечения диаграммы состояния системы Al-Cu-Mg-Zn при постоянном содержании меди (1 %) при 400 °С
      Поскольку все промышленные сплавы всегда содержат примеси железа и кремния, а также специально вводимые добавки элементов-антирекристаллизаторов (Mn, Cr, Zr и др.), вступающие во взаимодействие с основными компонентами системы Al-Zn-Mg-Cu, реальный фазовый состав промышленных сплавов существенно сложнее. Помимо названных фаз в промышленных сплавах имеются также нерастворимые составляющие сложного состава, содержащие присутствующие в сплавах элементы -антирекристаллизаторы  и  примеси:   Al3Fe,  Al6Fe,  Al7Cu2Fe,  Mg2Si,  Ali2Fe3Si, (FeMg)Al6, Al15(Fe,Mn)2Si3, (CrFe)Al7, (FeMn)Al6, (CrMn)Al12, Al18Mg3Cr2, ZrAl3 [7,28,39-41].
     Объемная доля включений этих фаз (в состав которых входят основные легирующие компоненты), их форма и размеры могут оказать существенное влияние на пластичность, трещиностойкость и другие свойства высокопрочных сплавов Al-Zn-Mg-Cu.
     Уровень прочностных свойств сплавов Al-Zn-Mg-Cu определяется в основном содержанием цинка и магния. Повышение прочности при увеличении содержания этих элементов сопровождается снижением характеристик пластичности (особенно при содержании магния более 2 %) и трещиностойкости. 
      Медь, вызывая дополнительное упрочнение, при концентрации до 2 % и содержании цинка 6-10 % находится преимущественно в твердом растворе и дает существенное повышение сопротивления коррозионному растрескиванию, пластичности и сопротивления малоцикловой усталости. Также по-разному в зависимости от содержания цинка и магния влияет медь на коррозионную стойкость (коррозию под напряжением). В сплавах с 4 % Zn, 1,5 % Mg при введении меди коррозионная стойкость сильно снижается, а при наличии в сплаве 7 % Zn, 2 % Mg и добавке 0,5-2,0 % существенно Сu стойкость повышается.												С повышением концентрации меди в сплаве увеличивается количество неравновесной эвтектики. Установлено, что медь сильно снижает температуру равновесного солидуса (на неравновесный солидус медь влияет слабее), что ограничивает диапазон температур гомогенизации и нагрева под закалку. Кроме того, коэффициент диффузии Сu в (А1) меньше по сравнению с Mg и Zn, поэтому для полной гомогенизации в сплавах с медью требуется больше времени, что необходимо учитывать при выборе режимов гомогенизации, особенно двухступенчатых.
      В термически обработанных деформированных полуфабрикатах роль меди заключается в том, что она, повышает эффект закалки и изменяет свойства твердого раствора цинка и магния в алюминии таким образом, что повышается пластичность изделий, их стойкость при повторных статических нагрузках и коррозионная стойкость.
      В большом количестве исследований однозначно установлена отрицательная роль примесей железа и кремния в алюминиевых сплавах. Содержание примесей железа и кремния в высокопрочных сплавах определяет количество нерастворимых (либо малорастворимых) избыточных фаз, выделяющихся в виде грубых частиц из расплава при кристаллизации слитка. Они представляют собой, как правило, сложные соединения, в состав которых входят легирующие компоненты. К ним относятся фазы:  Al15(Fe,Mn)2Si3, известная под названием «китайские иероглифы» и кристаллизующаяся вблизи температуры ликвидуса, и Al7Cu2Fe образующаяся при наличии меди и для которой характерна игольчатая форма. Железо связывает часть марганца и хрома в нерастворимые соединения, уменьшая растворимость этих элементов в твердом растворе и соответственно уменьшая прочностные свойства. Размер частиц (1-20 мкм) зависит от условий кристаллизации и от последующей обработки давлением. В сильно деформируемых полуфабрикатах (листы, прессованные профили) частицы ориентируются в направлении главной деформации, образуя неблагоприятные строчечные скопления, и несколько дробятся. Средняя толщина частиц в листах из   сплава  В95   составляет   3-7   мкм.   В   кованых   полуфабрикатах   частицы интерметаллидов распределены более равномерно по объему, но имеют более крупные размеры. Как правило, наблюдается линейная зависимость объемного количества интерметаллидов от концентрации примесей.
      Интерметаллиды железа и кремния являются концентраторами напряжений и вызывают появление микротрещин, снижают пластичность, вязкость разрушения и увеличивают скорость развития трещин. Соответственно меняются все свойства полуфабрикатов.
      В ходе усовершенствования промышленных высокопрочных сплавов с целью повышения их пластичности, вязкости разрушения, снижения скорости роста усталостной трещины, в них было ограничено содержание железа и кремния - неизбежных примесей в алюминии, а к маркам сплавов были добавлены буквы «пч» (сплав повышенной чистоты).
      В таблице 1.2 показано влияние содержания железа и кремния на характеристики пластичности и вязкости разрушения поковок из сплава В95.
Таблица 1.2 - Влияние содержание примесей железа и кремния на характеристики пластичности и вязкость разрушения поковок из сплава В95
Содержание примесей
Направление вырезки
?в,
МПа
?0,2,
МПа
?,
%
К1с, МПа/м
0,22 %Fe, 0,10 % Si
      Д
      460
      370
      11,5
      38
      
      
      П
      460
      380
      10,5
      29
      
      
      В
      455
      360
      2,5
      23
0,10 %Fe, 0,05 % Si
      Д
      460
      370
      11,5
      42
      
      
      П
      450
      350
      11,0
      35
      
      
      В
      460
      370
      8,0
      29
      Характеристики трещиностойкости являются более структурно чувствительными, чем характеристики сопротивления деформированию. Механизм влияния интерметаллидов на трещиностойкость сводится к тому, что в процессе пластической деформации матрицы внутри или около частиц интерметаллидов образуются многочисленные поры и микротрещины, облегчающие развитие магистральной трещины. Близкие расстояния между частицами     интерметаллических     фаз при повышенном  их количестве ограничивают развитие пластической деформации сплавов, что приводит к понижению сопротивления разрушению.
      Все высокопрочные алюминиевые сплавы содержат добавки переходных металлов - марганца, хрома или циркония, которые оказывают большое влияние на структуру, механические, коррозионные и технологические свойства алюминиевых сплавов, хотя их содержание в сплавах не превышает десятых долей процента. Это объясняется особенностями взаимодействия марганца, хрома, циркония с алюминием, связанными с их растворимостью в алюминии. При быстрой кристаллизации и охлаждении слитков непрерывного литья происходит закалка из жидкого состояния и образуется твердый алюминиевый раствор, пересыщенный этими элементами. В результате неравновесной кристаллизации распределение элементов по объему дендритной ячейки неоднородно. В эвтектических системе А1-Мп содержание переходного металла возрастает от центра к периферии. В системах перитектического типа А1-Сг и Al-Zr переходными металлами обогащен центр дендритной ячейки.
      Известно [5], что при температурах гомогенизации, горячей деформации или закалки (400-500 °С) происходит распад пересыщенного при кристаллизации твердого раствора. В результате образуются дисперсные частицы интерметаллидов (дисперсоиды). В сплавах с марганцем размер частиц А16Мn составляет 0,2-1 мкм. Выделения фазы с хромом (СrА17) имеют размер десятых долей микрометра. Интерметаллид циркония выпадает в виде особо дисперсных частиц, существенно меньших по размерам по сравнению с выделениями интерметаллидов хрома и марганца. Выделения интерметаллидов алюминия с цирконием (Al3Zr) имеют размеры около сотых долей микрометра.
      Установлено, что марганец, хром и цирконий в разной степени снижают устойчивость твердого раствора алюминия, пересыщенного цинком, магнием, медью, и ускоряют его распад, но оказывают многостороннее влияние на формирование структуры и свойств при термической обработке высокопрочных алюминиевых сплавов [5].
      В сплавах, содержащих хром и цирконий медленное охлаждение приводит к существенному снижению предела текучести на 250 и 40 МПа соответственно. Марганец, хром и цирконий повышают температуру рекристаллизации и прочностные характеристики алюминиевых сплавов. Дисперсоиды затрудняют движение границ субзерен во время нагрева и выдержки при повышенной температуре.
      Введение марганца повышает эффект закалки примерно на 60 МПа и эффект старения примерно на 50 МПа. Максимум эффекта старения соответствует меньшим концентрациям марганца, чем максимум эффекта закалки. Максимальное увеличение эффекта полной термической обработки наблюдается при 0,6 % Мn и составляет -100 МПа. Такой же результат достигается при 0,3 % Сr; для достижения одинаковой величины пресс-эффекта хрома требуется в два раза меньше, чем марганца.
      При 0,6 % Мn или 0,3 % Сr (или их комбинации при меньшем содержании) или 0,17-0,20 % Zr структура сплавов переходит от рекристаллизованной к нерекристаллизованной; существенно повышается коррозионная стойкость.
      Добавки Мn, Сг, Zr ускоряют процесс искусственного старения сплавов А1-Zn-Mg-Cu. У сплава без добавок прочность при втором подъеме термокинетических кривых увеличивается медленнее, чем у сплава, содержащего Мn, Zr и особенно Сr или Сr+Мn.
      Если у сплава без добавок нарастание прочности (старение при 140 °С) продолжается в пределах исследованного периода: 48 ч, то в случае присутствия добавок максимум прочности достигается после выдержки в течение 8 ч. Увеличение выдержки до 24 ч приводит к снижению прочности. Несмотря на примерно одинаковое действие марганца и хрома, целесообразно вводить комбинацию обоих элементов, каждого в пониженной концентрации. У сплавов, содержащих только марганец или хром (соответственно повышенной концентрации), проявляется склонность к образованию в слитках первичных выделении интерметаллидов. 
1.3. Роль гомогенизации в процессе формирования технологических и  
эксплуатационных свойств
      Важным фактором, оказывающим существенное влияние на устойчивость твердого раствора легирующих компонентов в алюминии и, соответственно, на  формирование необходимого комплекса эксплуатационных и технологических свойств является процесс гомогенизации слитков.
      Гомогенизирующий отжиг слитков широко применяется при производстве деформированных полуфабрикатов из алюминиевых сплавов. Гомогенизация обычно заключается в нагреве слитков до температуры 450-500 °С, выдержке при этих температурах и охлаждения на воздухе. Суммарное время нагрева и выдержки, в зависимости от размера слитка, колеблется в пределах от 10 до 30 часов.
      В технологическом процессе производства деформированных полуфабрикатов гомогенизация является первым и наиболее длительным нагревом, режим которого в значительной мере определяет степень распада твердого раствора переходных металлов в алюминии в готовых изделиях.
      При гомогенизации слитков из сплава 1933 протекают два главных процесса: во-первых - растворение неравновесных избыточных эвтектических фаз, содержащих цинк, магний и медь, и процессы выделения - выделяются соединения марганца, хрома и циркония [6].
      Известно, что параметры гомогенизации, существенно влияют как на технологические свойства слитков при изготовлении из них деформированных полуфабрикатов, так и на формирование комплекса эксплуатационных свойств в последних. Имеются данные, свидетельствующие об уменьшение структурной неоднородности в объеме массивных полуфабрикатов, особенно штамповок, повышению пластичности в высотном направлении и коррозионной стойкости в случае применения сокращенного режима гомогенизации слитков (450 °С, Зч). Однако применение сокращенного режима гомогенизации слитков привело к снижению характеристик трещиностойкости (К1с, СРТУ) и малоцикловой усталости прессовано-штампованных полуфабрикатов по сравнению с уровнем этих свойств, обеспечиваемым режимом гомогенизации 460 °С, 36 ч.
      В статье [7] показано, что медленный нагрев (18 ч) и выдержка при температуре 487 °С в течении 36 ч приводит к практически полному растворению избыточных фаз и выравниванию химического состава по сечению слитка.
      Однако увеличение продолжительности гомогенизации приводит к увеличению размера выделяющихся дисперсоидов Al3Zr, что снижает устойчивость пересыщенного твердого раствора при низких скоростях охлаждения при закалке.
      Из вышеприведенных данных следует, что процесс гомогенизации играет значительную роль в формировании комплекса технологических и эксплуатационных свойств высокопрочных алюминиевых сплавов и требует более углубленного изучения.
1.4. Применение новых высокопрочных сплавов и режимов
термической обработки
      Анализ зарубежных источников свидетельствует, что значительного эффекта по улучшению комплекса прочностных свойств, вязкости разрушения и коррозионной стойкости удалось добиться благодаря применению трехступенчатых режимов старения, особенно на высокопрочных сплавах [8].
      Так, разработка трехступенчатого режима старения для 7150 привела к созданию новых сплавов серии 7ХХХ для нагруженных конструкций. Сплав 7055-Т77 в виде плит и профилей обеспечивает прочность, повышенную примерно на 10% относительно 7150-Т6 (почти на 30% выше, чем сплав 7075-Т76). По расчетам конструкторов применение сплава 7055 в конструкции лайнера 777 позволит сэкономить до 600 килограмм веса за счет более высокой прочности.
      Разработка лайнера Airbus A3 80 потребовала от алюминиевых сплавов ряда дополнительных разработок, в том числе разработку технологий изготовления длинномерных полуфабрикатов (длиной до 36 м), что привело к необходимости получения крупногабаритных слитков и модернизации прокатного и правильного оборудования. Кроме того, были разработаны новые сплавы взамен традиционных (рисунок 1.2). Для лонжеронов, для улучшения статических характеристик и вязкости разрушения в сравнении со сплавами 7010/50-Т7651, кроме того, сплавы должны обладать хорошей технологичностью в процессе обработки. Проведены работы по квалификации плит из сплава 7040-Т7651, обладающих высокой прочностью, низкими остаточными напряжениями. Сплав 7040-Т7651 был выбран для двух крупнейших лонжеронов в мире, внутренний фронтовой и внутренний центральный лонжероны самолета А-380.
      
Fuselage stringers, seat rails
7349-T6/T76 alloy
Main deck Floor Beams
2196-T8(AI-Li)
Lower structure
      2027 plates & stringers
      Upper & Lower Wing stringers
      7449 & 2027 alloys
Wing Box & LE/TE Ribs
7449 T7651 plates
      
      
Lower Wing Skin
      2024A T351 2027 T351
      
Wing Spars
      7040 T7651
      
      
      
      
      Lower shell panels
      6056-T78/6156-T6 (weldable)
Рисунок 1.2 - Новые алюминиевые сплавы, примененные в Airbus A380 
     Для нервюр, в основном, требующих повышенной статической прочности и модуля упругости, более высокая прочность требовалась для снижения веса. Сплав 7449 изначально разработан и промышленно производится для реализации высокой прочности крыла для А340-500/600, Материал был испытан для более толстых сечений (до 100 мм), в состоянии Т7651. Сплав 7449-Т7651 был применен в лайнере A3 80 для ребер крыла.
      Для верхней обшивки крыла, A380-800F был разработан новый сплав, АА7056. Проектные требования для грузовых лайнеров немного отличаются от требований, предъявляемым к пассажирским вариантам. Данные сплавы должны обладать значительно улучшенной вязкостью разрушения, связанной с возможно незначительным сокращением уровня статической прочности. Сплав 7056-Т7951 прошел квалификацию с повышенными характеристиками вязкости разрушения (на 40% выше, чем 7449), и был выбран в качестве базового для верхних панелей крыла A380-800F.			В современных отечественных самолетах для деталей внутреннего силового набора (типа шпангоутов, фитингов, балок и т.п.), которые, как правило, имеютсложную форму и массивные сечения, широко применяется в виде кованых и прессованных полуфабрикатов высокопрочный ковочный сплав 1933 в состояниях Т2 и ТЗ. Серийная поставка полуфабрикатов из сплава 1933 в состояниях Т2 и ТЗ осуществляется для изделий Як-130, SSJ-100, МС-21 и др.								Сплав отличается наиболее высокой вязкостью разрушения, трещиностойкостью (К 1с, СРТУ) и технологичностью при литье, обработке давлением среди высокопрочных алюминиевых сплавов при близкой прочности и коррозионной стойкости. Как указано в [9] для дальнейшего расширения объема применения сплава 1933 необходимо повысить сквозную прокаливаемость сплава до 150 мм и выше, а также найти наилучшие режимы гомогенизации слитков и разработать эффективный  режим  старения кованых полуфабрикатов для повышения прочности  при   сохранении  значений  вязкости  разрушения  и  коррозионной стойкости, соответствующих режиму Т2.
2. Влияние режимов гомогенизационного отжига на структуру и свойства слитков из сплава 1933
 . Плавка сплава 1933, отливка слитков и изготовление поковок
     Плавка сплава 1933 и отливка слитков методом полунепрерывного литья осуществляется в газовом плавильно-литейной агрегате (ПЛА) в комплексе с электрическим миксером емкостью 30 тонн.
     Для приготовлен.......................