СТРУКТУРА
И СВОЙСТВА
СПЛАВОВ
СИСТЕМЫ
В. И. Елагин, В. В. Захаров,
А. М. Дриц

Структура
и свойства
сплавов
системы
Al-Zn-Mg

МОСКВА „МЕТАЛЛУРГИЯ" 1982
УДК 669.715

Рецензент проф. докт. техн, наук В. С. Зомторевский

УДК 669.715

Структура и свойства сплавов системы А1—Zn—Mg. Елагин В. И., За-
ха р о в В. В., Д р и ц А. М. М., «Металлургия», 1982. 224 с.

Рассмотрены состав, структура, механические свойства, свариваемость
алюминиевых деформируемых сплавов на основе системы А1—Zn—Mg, а также
перспективы дальнейшего развития их производства и применения. Показано
влияние химического состава и режимов гомогенизационного отжига на дефор-
мируемость сплавов при обработке давлением (главным образом, при прессо-
вании), на характер протекания процессов полигонизации и рекристаллизации
в полуфабрикатах из этих сплавов. Представлены результаты исследований,
иллюстрирующие влияние термомеханической обработки на структуру и свой-
ства сплавов А1—Zn—Mg. Кратко описаны области применения полуфабрика-
тов из сплавов на основе системы А1—Zn—Mg

Предназначена для металлургов, металловедов, конструкторов, технологов,
а также может быть полезна аспирантам и студентам, специализирующимся
в области металловедения и термической обработки металлов. Ил. 147. Табл. 47.
Библиогр. список: 303 назв.

2605000000—20	„ „

Е 040700=82------87~82

Издательство «Металлургия», 1982
Оглавление

Предисловие ................................................ 3

Введение .................................................   4

ГЛАВА I. ПРОМЫШЛЕННЫЕ ДЕФОРМИРУЕМЫЕ СПЛАВЫ

1.	Сплавы АЦМ и В92Ц. ........................   .	10

2.	Сплав 1911................ . ... .	.	12

3.	Сплавы 1915 и 1925........................... .	14

4.	Сплав 1935................ ................. . .	32

5.	Зарубежные сплавы..........................   .	36

ГЛАВА II. ТЕНДЕНЦИИ РАЗВИТИЯ ДЕФОРМИРУЕМЫХ
СПЛАВОВ

1.	Высокотехнологичные самозакаливаемые сплавы	.... 39

2.	Высокопрочные технологичные сплавы, не предназначенные
для сварных конструкций............................. 42

3.	Высокопрочные свариваемые сплавы................. 46

ГЛАВА III. ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВОВ. СТРУКТУРА
И СВОЙСТВА СЛИТКОВ

1.	Структура и фазовый состав сплавов в равновесном состоянии 50

2.	Структура и фазовый состав негомогенизированных слитков 53

3.	Влияние гомогенизации на структуру и фазовый состав слитков 58

ГЛАВА IV. ДЕФОРМИРУЕМОСТЬ ПРИ ОБРАБОТКЕ
ДАВЛЕНИЕМ

1.	Металловедческие аспекты деформируемости при прессовании
алюминиевых сплавов................................. 69

2.	Деформируемость при прессовании сплавов .	..... 79

ГЛАВА V. ОСОБЕННОСТИ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ

И ПОЛИГОНИЗАЦИИ

1.	Влияние соотношения между содержаниями цинка и магния
на термическую стабильность полигонизованной структуры 90

2.	Влияние содержания железа и кремния на термическую ста-
бильность полигонизованной структуры................ 94

3.	Влияние добавок переходных металлов и режимов гомогени-
зирующего отжига слитков..........-................. 99

4.	Влияние температурно-скоростных параметров прессования 107

5.	Влияние частиц цинкмагниевой фазы................ ПО

ГЛАВА VI. УСТОЙЧИВОСТЬ ТВЕРДОГО РАСТВОРА

1.	Общие сведения и оценка устойчивости твердого раствора . .	113

2.	Устойчивость твердого раствора в сплавах системы
Al — Zn — Mg ...................................... 120

3.	Влияние различных факторов на устойчивость твердого рас-
твора ............................................  123
ГЛАВА VII. ОСОБЕННОСТИ РАСПАДА ТВЕРДОГО РАСТВОРА
ПРИ СТАРЕНИИ

1.	Закалка .............................................. 146

2.	Изменение структуры сплавов..........................  147

3.	Изменение механических свойств промышленных сплавов .	153

4.	Влияние различных факторов на кинетику старения....... 156

5.	Влияние предварительного низкотемпературного старения на
последующее высокотемпературное старение............. 163

Г Л А В А VIII. ТЕРМОМЕХ АНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА

1.	Высокотемпературная термомеханическая	обработка.	.	. ,	175

2.	Низкотемпературная термомеханическая	обработка.	...	187

ГЛАВА IX. ПРИМЕНЕНИЕ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al—Zn—Mg

1.	Транспортное машиностроение...................... 206

2.	Строительство ........................................ 208

3.	Военная техника...	.................... ...	210

Предметный указатель........................................   .	221
ПРЕДИСЛОВИЕ

Алюминиевые деформируемые сплавы на основе системы
А1—Zn—Mg находят все более широкое применение в отечествен-
ной и зарубежной промышленности. Это объясняется, во-первых,
хорошими эксплуатационными качествами сплавов А1—Zn—Mg,
такими, как благоприятное сочетание механических и корро-
зионных характеристик, хорошая свариваемость, и, во-вторых,
высокой технологичностью в металлургическом производстве,
в частности повышенной деформируемостью при обработке дав-
лением и способностью самозакаливаться при охлаждении на
воздухе с температуры окончания горячей деформации.

Применение полуфабрикатов из алюминиевых сплавов в раз-
личных отраслях народного хозяйства расширяется. При этом
для различных изделий массового использования (например,
в строительстве, транспортном машиностроении) в ряде случаев
необоснованно используют алюминиевые сплавы, хорошо заре-
комендовавшие себя в авиационной промышленности—Д16,
Д1, В95, АМгб). Эти сплавы, обладая высокой прочностью и рядом
специальных свойств, которые не требуются для большинства
изделий народного хозяйства, имеют низкую коррозионную стой-
кость (Д16, Д1) и малотехнологичны в металлургическом произ-
водстве. Применение в народном хозяйстве более технологичных
сплавов, в частности сплавов системы А1—Zn—Mg, позволит зна-
чительно увеличить выпуск прессованных полуфабрикатов на
существующем оборудовании.

Авторами данной книги в течение последних 10—15 лет были
проведены систематические исследования структуры и свойств
деформируемых сплавов на основе системы А1—Zn—Mg, а именно:
особенности литой структуры и фазовых превращений при после-
дующей обработке слитков, устойчивости твердого раствора в этих
сплавах и закономерности его распада в зависимости от состава
и ряда других факторов, природы структурного упрочнения прес-
сованных и катаных полуфабрикатов, термической стабильности
полигонизованной структуры в зависимости от состава и режимов
обработки, связи технологичности сплавов при прессовании со
структурными параметрами, термомеханической обработки спла-
вов. Результаты этих исследований с учетом имеющихся литера-
турных данных легли в основу настоящей книги.

Структура книги определяется технологическим циклом произ-
водства деформированных полуфабрикатов: последовательность
изложения материала соответствует последовательности техноло-
гических операций в технологическом цикле получения деформи-
рованных полуфабрикатов, начиная от химического состава и
литья слитков и кончая термической обработкой и применением
деформированных полуфабрикатов из промышленных сплавов на
основе системы А1—Zn—Mg.
ВВЕДЕНИЕ

Начато истории развития производства сплавов системы
А1—Zn—Mg обычно относят к первой половине 20-х годов нашего
столетия, когда В. Зандер и К- Яайснер [1] обнаружили зна-
чите тьный эффект упрочнения этих сплавов при термообработке
(закалке и старении). Система А1—Zn—Mg наряду с системами
А1—Си—Mg и А1—Si— Mg стала основой для разработки высоко-
прочных термически упрочняемых алюминиевых сплавов. Эффекты
закалки и старения сплавов системы А1—Zn—Alg выше, чем спла-
вов других систем, поскольку цинк и магний из всех легирующих
компонентов, используемых в алюминиевых сплавах, имеют
наибольшую растворимость в твердом алюминии при высоких
температурах, резко уменьшающуюся при понижении темпера-
туры.

В 20-х годах в Германии, а в 30-х годах в Советском Союзе
и других странах была начата большая работа по изучению спла-
вов системы А1—Zn—Alg и разработке деформируемых сплавов
этой системы для промышленного применения. Уже первые ис-
следования показали возможность получения сплавов, значи-
тельно превышающих по прочности дуралюмины (А1—Си—Mg).
Так, Зандер и Майснер предложили сплав А1 + 9 % AlgZn, +
+ 1,3 % Ain, который после термообработки имел о„ > 500 АШа
при 6 А> 10 %. В СССР П. Я. Сальдау и А1. И. Замоторин [2]
разработали состав сплава ЦА1 (—5 % Zn, —5 % Mg, 0,7 °b Ain,
остальное Al) и режим его термообработки, обеспечивающие вре-
менное сопротивление до 600 МПа при удовлетворительном уровне
пластичности.

Однако указанные сплавы и многие другие, разработанные
в то время, не нашли применения в промышленности из-за плохой
устойчивости против коррозии под напряжением Это свойство,
как показали последующие многочисленные исследования, не
является специфическим для сплавов А1—Zn—Mg; оно присуще
всем алюминиевым сплавам, матрица которых представляет
собой пересыщенный твердый раствор легирующих компонентов
в алюминии, но для высоколегированных сплавов системы А1 —
Zn—Mg, предложенных в 20—30-х годах, она была выражена
в наиболее сильной степени. Например, П. Бреннер [3] указы-
вает, что профили из сплава А1 + 9 % AlgZn2 + 1,3 % Ain,
предназначенные для строящегося в то время дирижабля, потрес-
кались уже при транспортировке (от внутренних напряжений
при воздействии атмосферного воздуха).

В конце 30-х и в 40-х годах в результате работ, выполненных
в СССР, Германии и США, было установлено, что дополнительное
легирование сплавов системы А1—Zn—Mg медью приводит к сни-
жению их' склонности к коррозии под напряжением и к улучше-
нию механических свойств. Поэтому дальнейшее развитие полу-
4
чили сплавы с медью; на базе системы А1—Zn—Mg—Си разра-
ботаны многие промышленные сплавы (В95, В93, В96Ц, 7075,
7178, 7475, 7050 и др.), которые нашли широкое применение
в самолетостроении и других отраслях промышленности.

Однако сплавы системы А1—Zn—Alg—Си — это специальная
группа деформируемых алюминиевых сплавов с рядом специфи-
ческих особенностей, которая широко освещена в литературе,
поэтому в настоящей книге эти сплавы не рассматриваются.

В связи с развитием производства сплавов системы А1—Zn—
Mg—Си интерес к А1—Zn—Alg-сплавам в 40-х годах резко упал.
Высоколегированные сплавы системы А1—Zn—Alg, не имея пре-
имуществ перед сплавами А1—Zn—Mg—Си по прочности, зна-
чительно уступали им по устойчивости против коррозии под
напряжением

Вместе с тем исследования сплавов А1—Zn—Alg разной леги-
рованности, которые продолжались в 50-х и 60-х годах в ГДР,
ФРГ, Франции, СССР, США [4—91, выявляли все новые поло-
жительные качества этих сплавов, к которым, помимо достаточно
высокой прочности, относятся хорошая общая коррозионная
стойкость; высокая устойчивость твердого раствора магния и
цинка в алюминии, которая обеспечивает так называемую само-
закаливаемость, т. е. получение пересыщенного твердого раствора
и последующее упрочнение при старении в полуфабрикатах, ох-
лажденных с высокой температуры на воздухе; хорошая свари-
ваемость (малая склонность к образованию трещин при сварке,
высокая прочность сварных соединений без повторной термооб-
работки); высокая технологичность, в особенности при горячей
обработке давлением; возможность получения в полуфабрикатах
структурного упрочнения за счет сохранения перекристаллизо-
ванной (полигонизованной) структуры после закалки, при этом
не только в прессованных и штампованных полуфабрикатах, что
свойственно и многим другим алюминиевым сплавам, но и в холод-
нокатаных листах; отсутствие охрупчивания при криогенных тем-
пературах; хорошая полируемость и анодируемость.

В связи с расширением областей применения алюминия в на-
родном хозяйстве многие из перечисленных качеств сплавов си-
стемы А1—Zn—Mg и особенно весь комплекс их свойств опреде-
ляют целесообразность использования этих сплавов во многих
отраслях промышленности. Поэтому сплавы системы А1—Zn—Mg
могут стать наиболее универсальным конструкционным материа-
лом для народного хозяйства. В частности, система А1—Zn—Mg
представляет исключительный интерес для изыскания высоко-
прочных свариваемых сплавов.

В 50-х годах в связи с расширением применения в нашей стране
сварных конструкций из алюминиевых сплавов вопрос о повы-
шении прочности сварных соединений стал одним из наиболее
актуальных. В начале 50-х годов в МАТИ под руководством
С. М. Воронова был разработан и внедрен в промышленность
сплав АМгб (системы Al—Mg). Этот сплав, имеющий удачное соче-
тание довольно высокой прочности с хорошими коррозионной
стойкостью и свариваемостью, и до настоящего времени играет
очень большую роль в отечественной промышленности.

Однако уже вскоре после внедрения сплава АМгб возникла и
с каждым годом увеличивается потребность в более прочных
свариваемых сплавах. Сплав АМгб, как И ранее существовавшие
свариваемые сплавы (АМц, АМг2, АМгЗ, АМгб), относится к числу
термически неупрочняемых сплавов. Этим определяются как мно-
гие его достоинства, так и существенный недостаток — низкий
предел текучести (о02 = 160-5-180 ЛШа).

Значительное повышение прочностных характеристик полу-
фабрикатов из сплава АМгб, в частности листов, было достигнуто
за счет нагартовки (о02 до 300 МПа). Нагартованные листы
(АМгбН) находят применение во многих конструкциях, тем не
менее нагартовка сплава АМгб не решает многих проблем: не все
полуфабрикаты могут быть нагартованы; пониженная пластич-
ность нагартованных листов (6 = 6-н8 %) препятствует их при-
менению для изготовления изделий, подвергающихся значительной
деформации; упрочнение от нагартовки снимается в зоне терми-
ческого влияния сварки.

Многочисленные работы, направленные на повышение проч-
ности сплавов системы А1—Mg путем увеличения содержания маг-
ния, не дали практических результатов, так как с повышением
содержания магния наблюдается резкое снижение стойкости
против коррозии под напряжением. Очевидно, что существенный
прирост прочности (главным образом, предела текучести) полу-
фабрикатов, применяемых для сварных конструкций, может быть
достигнут только при переходе на сплавы, упрочняемые термооб-
работкой.

За два последних десятилетия в СССР и за рубежом разработан
ряд термически упрочняемых алюминиевых сплавов, которые
предназначены для сварных конструкций. Эти сплавы получены
на базе различных систем: А1—Си (Д20, 2219, 1201), А1—Си—Mg
(ВАД-1), А1— Си—Mg—Si (01381), Al—Zn—Mg (АЦМ, B92,
1915, 1911, 7005, 7039, AlZnMgl, AZ5G). Одно из важнейших
требований, которое предъявляется к свариваемым сплавам,
упрочняемым термообработкой, заключается в том, что сварное
соединение должно иметь высокую прочность без повторной тер-
мообработки, по крайней мере без перезакалки. Поэтому сплавы
системы А1—Zn—Mg наиболее предпочтительны, поскольку в них
пересыщенный твердый раствор цинка и магния в алюминии фик-
сируется при сравнительно малых скоростях охлаждения с вы-
соких температур, например во многих полуфабрикатах (листах,
тонкостенных профилях, трубах) при охлаждении на воздухе.
Это свойство обеспечивает получение сварного соединения высо-
кой прочности без повторной закалки, так как охлаждения на
воздухе после сварки достаточно для получения в шве и около-
шовной зоне пересыщенного твердого раствора, а следовательно,
и упрочнения за счет последующего естественного старения.

Вместе с тем основной недостаток А1—Zn—Mg-сплавов —
склонность к коррозии под напряжением в сварных соединениях
проявляется особенно сильно. Поэтому задача получения про-
мышленных свариваемых сплавов на основе системы А1—Zn—Mg
решается выбором такого состава (по цинку, магнию и другим ком-
понентам), при котором (при соответствующих режимах обра-
ботки) достигается оптимальное сочетание прочности, стойкости
против коррозионного растрескивания, свариваемости, технологич-
ности в металлургическом и машиностроительном производствах.

Устойчивость А1—Zn—Mg-сплавов против коррозионного рас-
трескивания зависит от многих факторов (состава, технологии
обработки, режимов термообработки), а прежде всего — от сум-
марного содержания цинка и магния: чем выше сумма цинка и
магния в сплаве, тем более склонен он к коррозионному растрески-
ванию. Поэтому свариваемые сплавы системы А1—Zn—Mg, кото-
рые были разработаны и внедрены за последние двадцать лет,
значительно отличаются от А1—Zn—Mg-сплавов, предложенных
в 20-х и 30-х годах, прежде всего содержанием цинка и магния.
Если в сплавах В. Зандера и К. Майснера, П. Я- Сальдау и
М. И. Замоторина было 10—11 % (Zn Mg), то в современных
свариваемых сплавах 5—7 "о (Zn + Mg), т. е. это относительно низ-
колегированные сплавы. Соответственно их прочность существен-
но ниже тех ее значений, которые достигались для А1—Zn—Mg-
сплавов в 20-х и 30-х годах, но значительно выше, чем у сваривае-
мых сплавов, не упрочняемых термообработкой, системы А1—Mg.

В процессе разработки технологии производства прессованных
полуфабрикатов из свариваемых сплавов системы А1—Zn—Mg
(АЦ\1, 1911) [10] было установлено, что эти сплавы очень техно-
логичны: профили можно прессовать с высокими скоростями исте-
чения без ухудшения качества поверхности. Это послужило сти-
мулом для постановки специальных работ по выбору высокотех-
нологичных (при прессовании), достаточно универсальных кон-
струкционных сплавов, которые могли бы найти широкое приме-
нение в народном хозяйстве главным образом в виде прессованных
полуфабрикатов, причем не только для сварных конструкций.

В результате работ [10—121 сплав 1915 был рекомендован как
высокотехнологичный при прессовании, с высокой прочностью,
хорошими свариваемостью и коррозионной стойкостью, а сплав
1925 — как высокотехнологичный, для несварных конструкций.
Позднее был разработан еще более технологичный, но менее проч-
ный по сравнению со сплавом 1915 свариваемый сплав 1935 [13].

Результаты указанных исследовательских работ позволяют
научно обоснованно подойти к уточнению состава и технологи-
ческих режимов обработки сплавов, открывают некоторые новые
направления в разработке высокотехнологичных сплавов и повы-
шении технологичности существующих.
Глава 1.

ПРОМЫШЛЕННЫЕ ДЕФОРМИРУЕМЫЕ
СПЛАВЫ

Применяющиеся в настоящее время в отечественной промыш-
ленности деформируемые сплавы системы А1—Zn—Mg были
разработаны в 60-х годах. Как указано во введении, при раз-
работка этих сплавов ставили две основные задачи: 1) получить
высокопрочные свариваемые сплавы, превосходящие по прочности
существующие не упрочняемые термообработкой свариваемые
сплавы; 2) получить высокотехнологичные, достаточно прочные и
коррозионностойкие сплавы, в основном для прессованных полу-
фабрикатов. Эти задачи не противоречат друг другу, поэтому были
получены как сплавы, которые удовлетворяют обоим условиям,
так и сплавы, удовлетворяющие в основном первому или в основ-
ном второму условию. Однако независимо от практической за-
дачи, которая стояла перед разработчиками сплавов, главным
условием во всех случаях было обеспечение достаточной стой-
кости сплавов против коррозии под напряжением. Без соблюдения
этого условия никакие другие положительные качества сплавов
не позволяют применять их в промышленности.

Как уже было указано, суммарное содержание цинка и магния
в сплавах системы А1—Zn—Mg является главным фактором, влия-
ющим на их устойчивость к коррозии под напряжением: чем выше
сумма цинка и магния, тем сильнее подвержены сплавы коррозии
под напряжением [11]. Помимо суммарного содержания цин-
ка и магния, на устойчивость сплавов к коррозии под напря-
жением влияют другие легирующие компоненты, а также
технология производства полуфабрикатов и режимы термообра-
ботки.

Основные усилия исследователей при разработке новых де-
формируемых сплавов системы Al ^Zn—Mg были направлены на
комплексное изучение влияния перечисленных факторов на кор-
розионную стойкость, механические свойства и свариваемость
этих сплавов. В результате работ, выполненных несколькими
коллективами исследователей [8—12, 14—19], были установлены
предельно допустимые (обеспечивающие приемлемую устойчивость
против коррозии под напряжением) суммарные содержания цинка
и магния в А1—Zn—Mg-сплавах и оптимальные отношения содер-
жаний цинка к магнию с у четом действия дру гих факторов; опре-
делены оптимальные сочетания дополнительных компонентов,
обеспечивающих снижение склонности к коррозии под напряже-
нием, хорошую свариваемость и возможность структурного упроч-
нения большинства полуфабрикатов; разработаны режимы термо-
обработки слитков (гомогенизации) и полуфабрикатов (закалки и
старения), позволяющие получить сочетание высокой прочности
с удовлетворительной коррозионной стойкостью; разработан со-
став сплава для присадочной проволоки.

Полученные в отечественных и зарубежных работах данные
о влиянии различных факторов на свойства сплавов системы
А1—Zn—Mg показали, что выбор высокопрочного свариваемого
сплава на базе этой системы — задача сложная и не имеющая
единственного решения: многие из исследованных факторов улуч-
шают одни, но ухудшают другие свойства. Так, увеличение сум-
марного содержания цинка и магния в сплавах повышает проч-
ность сплавов, но при этом возрастает (и при определенных со-
держаниях очень резко) подверженность сплавов коррозии под
напряжением. Оптимальное для механических свойств отношение
Zn'Mg = 2,5 обусловливает высокую склонность к образованию
трещин при сварке и, наоборот, благоприятное для свариваемости
отношение Zn/Mg = 1 менее благоприятно для механических
свойств. К тому же при Zn Mg = 1 сплавы становятся более чув-
ствительными к скорости охлаждения при закалке. Добавка меди
в А1—Zn—Mg-сплавы, очень эффективная для уменьшения кор-
розии под напряжением, приводит к увеличению склонности
сплавов к образованию трещин при сварке и к ухудшению общей
коррозионной стойкости.

В отличие от других факторов, добавки переходных металлов
(Мп, Cr, Zr) в сплавы системы А1—Zn—Mg положительно
влияют и на механические свойства, и на свариваемость
(кроме марганца), и на устойчивость против коррозии под на-
пряжением. Отсюда можно заключить, что переходные метал-
лы — чрезвычайно важные легирующие компоненты в деформи-
руемых сплавах системы А1—Zn—Mg. Можно утверждать, что
именно добавки переходных металлов определили возможность
создания высокопрочных свариваемых сплавов на основе этой
системы.

Проведенные исследования, а также опыт опробования некото-
рых выбранных сплавов в промышленности показали, что малые
добавки марганца, хрома и циркония одновременно в А1—Zn—Mg-
сплавы дают достаточно высокую коррозионную стойкость и хо-
рошую свариваемость сплавов, содержащих до 6 °о (Zn + Mg).
Повышение суммарного содержания цинка и магния до 6,5 %
может быть допущено только при условии легирования спла-
вов, помимо марганца, хрома и циркония, еще и медью (0,1 —
0,2 %). А при еще более высоких суммарных содержаниях
цинка и магния требуется значительное перестаривание (ра-
зупрочнение) полуфабрикатов перед их эксплуата-
цией.

На основе упомянутых выше исследований в течение
60-х годов и в начале 70-х в Советском Союзе были предло-
жены и внедрены в промышленное производство несколько
сплавов системы А1—Zn—Mg, состав которых приведен в
табл. 1,
ТА В Л ИЦА 1. СОСТАВ ОТЕЧЕСТВЕННЫХ

Марка	Когда разра- бота н, год	Документ. регламен- тирующий состав	Макси- мальная сумма Zn и Mg, о • ,0	Компоненты,		%	
				Zn	Mg	Мп	
АЦМ	1961	ТУ526-1—68	6,9	4,2—4,8	1,6—2,1	0.4—0,8	
В92Ц	1961	—	8,2	2,9—3,6	3,9-4,6	0,6—1,0	
1911	1964	OCTI 92014—71	6,5	3,8—4,4	1,6—2,1	0,2—0,5	
1915	1965	ГОСТ 4784—74	5,8	3,4—4,0	1,3—1,8	0,2—0,6	
1925	1965	ГОСТ 4784—74	5,8	3,4—4.0	1 3—1,8	0.2—0,7	
1935	1970	ТУ 19-346—77	5,2	3,6—4,1	0,6—1,1	0,2—0,5	

/. СПЛАВЫ АЦМ И В92Ц

Разработанные в 1961 г. сплавы АЦМ и В92Ц резко отличаются
один от другого своей природой (состав твердого раствора, упроч-
няющие фазы): если в сплаве АЦМ Zn'Mg — 2,5, т. е. соответствует
получению максимальной прочности при данной сумме цинка и
магния [10, 11, 17], то в сплаве В92Ц Zn Mg < 1, что обеспечи-
вает хорошую свариваемость (даже при низком содержании цир-
кония, до 0,06 °о), но не является оптимальным для механических
свойств. Поэтому уровень прочности сплава В92Ц при значительно
большем суммарном содержании цинка и магния (до 8,2 %)
не выше, а в ряде случаев даже ниже, чем сплава АЦМ.

В начале 60-х годов было освоено производство основных де-
формированных полуфабрикатов из сплавов АЦМ и В92Ц. Такие
полуфабрикаты после закалки и искусственного старения имеют
высокую прочность при достаточной пластичности (табл. 2). Вы-
сокие значения прочностных характеристик полуфабрикатов из
сплава АЦМ, особенно листов, объясняется не только оптималь-
ным Zn-'Mg, но и комбинацией добавок марганца и циркония,
которые резко повышают температуру рекристаллизации сплава
[20], способствуют сохранению после закалки перекристаллизо-
ванной структуры, т. е. обусловливают структурное упрочнение,

ТАБЛИЦА 2. ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПОЛУФАБРИКАТОВ ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ
И ИСКУССТВЕННОГО СТАРЕНИЯ

Полуфабрикаты	°В’ МПа	°0.2’  МПа	б.  о  О	Полуфабрикаты	°в- МПа	°0.2’ МПа	б.  %
Сплав АЦМ				Сплав В92Ц			
Листы	450	380	11	Листы	400	300	10
Прессованные	470	400	10	Прессованные	450	350	10
профили				профили			
Поковки	440	390	10	Поковки	430	350	8
ПРОМЫШЛЕННЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al— Zn— Mg

Компоненты, %					Примеси, %, нс более		
	Сг	Zr	Ti	Си	Fe	Si	прочие
	0,07—0,25 0,08—0,20  <g0,2 s=0,2	0,15—0,22 0,06—0,2 0.13—0,22 0,15—0,22  0,1—0,2 0,15—0,22	0,01—0,06  ^0,1  ==£0,1 0,0001—0,005Се	=5=0,1  <0,05  0,1—0,2  <0,1  <0,8  <0,2	о,3 0,35 0,3  0,4 0,7 0,4	0,25 0,35  0,2  0,3 0,7 0,3	0,1 0,15  0,1  0.1  0,1  0,2

причем не только прессованных полуфабрикатов и штамповок,
но и листов.

Оба сплава хорошо свариваются аргонодуговой сваркой с при-
менением присадочной проволоки специальных сплавов: для сплава
АЦМ (а также для других позднее разработанных сплавов) исполь-
зуется проволока из сплава 1557, а для В92Ц — проволоки из
сплава В92Св (табл. 3).

Механические свойства сварных соединений из сплавов АЦМ
и В92Ц, как и термически неупрочняемых сплавов, близки к проч-
ности основного материала. Для полуфабрикатов наиболее рас-
пространенной толщины (от 2 до 12 мм) овсв = (0,8-ь0,9) овосн.
Малое разупрочнение сварных соединений полуфабрикатов из
сплавов АЦМ и В92Ц по сравнению с основным материалом яв-
ляется результатом высокой стабильности твердого раствора пинка
и магния в алюминии и, следовательно, малой чувствительности
этих сплавов к скорости охлаждения при закалке, что обусловли-
вает фиксацию пересыщенного твердого раствора в околошовных
зонах и в шве при охлаждении после сварки и последующее упроч-
нение в процессе естественного или искусственного старения свар-
ных соединений. Сплав АЦМ в этом отношении имеет преимуще-
ство перед В92Ц. Для сварных соединений сплава АЦМ овС|1
ближе к 0,9 Овос.,, а для сварных соединений В92Ц — к 0,8 овосн.

ТАБЛИЦА 3. СОСТАВ СПЛАВОВ ДЛЯ ПРИСАДОЧНОЙ ПРОВОЛОКИ

„	I Примеси, %,

Компоненты, /q	более

Сплав	Zn	Mg	Мп	Zr	cr	Be	Al	Fe	Si	Cu
1557 (по ГОСТ 7871—75)	—	4,5— 5,5	0,2— 0.6	0,2— 0,35	0,07— 0,15	0,002— 0,005	OCT.	0,3	0,15	0,05
В92Св (по ТУ19-79— 77)	3,3- 3,9	4,4— 4,9	0,45— 0,75	0,2— 0,4		0,0001 — 0,005	OCT.	0,3	0,2	0,05
При выборе состава сплавов АЦМ и В92Ц большое внимание
уделялось исследованиям коррозии под напряжением. Листы и
профили из обоих сплавов имеют высокую устойчивость против
коррозии под напряжением (из сплава АЦМ — даже после старе-
ния на максимальную прочность при 100 °C в течение 100 ч).
Достаточную устойчивость против коррозионного растрескивания
имеют и сварные соединения, исследованные в процессе разработки
(малой толщины и простой конфигурации). Однако при произ-
водственном опробовании сплавов в крупногабаритных сварных
конструкциях они показали значительную склонность к корро-
зионному растрескиванию, поэтому широкого применения в про-
мышленности не получили.

Оба сплава в настоящее время имеют очень узкое применение.
Так как позднее разработаны сплавы с лучшим комплексом свойств
(1911, 1915), можно заключить, что перспектив к расширению
применения сплавов АЦМ и В92Ц как свариваемых нет.

2.	СПЛАВ 1911

Сплав 1911 является модификацией сплава АЦМ и отличается от
него более низким содержанием цинка и малыми добавками хрома
и меди. Все эти изменения состава направлены на увеличение
стойкости сплава против коррозии под напряжением. При этом,
однако, несколько снижается прочность и повышается склонность
к образованию трещин при сварке (из-за добавки меди).

Обстоятельные исследования склонности к коррозии под напря-
жением при постоянной деформации (на скобах) и при постоянном
напряжении (на установке «Сигнал») различных полуфабрикатов
из сплава 1911 и сварных соединений в зависимости от режима
старения и последующих провоцирующих нагревов [10] показали,
что полуфабрикаты устойчивы против коррозионного растрески-
вания после старения по режиму: 100 °C, 20 ч 4 150 °C, 10 ч,
а сварные соединения — после старения по режиму: 100 °C,
20 ч4-180 °C, 5ч-8 ч.

Типичные механические свойства полуфабрикатов и сварных
соединений из сплава 1911 после старения по режиму 100 "С,
20 ч 4- 180 °C, 54-8 ч, приведены в табл. 4.

При низких температурах (—70, —196, —253 °C) прочность
сплава 1911, как и выше рассмотренных сплавов АЦМ и В92Ц,
возрастает, при этом пластичность не снижается. Отношение вре-
менного сопротивления образца с круговым надрезом к временному
сопротивлению гладкого образца больше или равно единице и
мало изменяется с понижением температуры, что свидетельствует
об отсутствии охрупчивания материала.

При опробовании сплава 1911 в опытных конструкциях выяви-
лись некоторые их качества, которые не были выявлены при лабо-
раторных исследованиях. Сварные емкости, состаренные после
сварки по режиму 100 °C, 20 ч 4- 180 °C, 54-8 ч и подвергнутые
ТАБЛИЦА 4. ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПОЛУФАБРИКАТОВ И СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ИЗ СПЛАВА 1911
(СТАРЕНИЕ 100 СС, 2(1 ч Д 180 СС, 5-=-8 ч)

Полуфабрикат	Основной материал			Сварное соединение	
	°В’  •МПа	°0,2’ ' МПа	Л 0/  о, 'О	ов.  МПа	угол загиба.  град
Лист:					
2 мм	. .	390	320	14	—	—
10 мм	430	360	11	400	70
Профиль .	450	400	10	410	85
Штамповка	410	340	П	-	

испытанию на замедленное разрушение при постоянном внутрен-
нем давлении, при напряжениях основного материала в сварных
соединениях > 0,7п0;, показали склонность к коррозионному
растрескиванию. Емкости же, сваренные из состаренных листов
(100 °C, 20 ч + 150 °C, 10 ч) и не прошедшие никакой обработки
после сварки, т. е. емкости, у которых сварные швы были в есте-
ственно состаренном состоянии, имели высокую устойчивость
против коррозионного растрескивания.

Таким образом, если для исходных деформированных полу-
фабрикатов из сплавов системы А1—Zn—Vig искусственное ста-
рение с высокотемпературной второй ступенью (180 °C) всегда
положительно влияет на стойкость против коррозии под напря-
жением, то для сварных соединений такое старение может оказать
и отрицательное действие. Это можно объяснить, по-видимому,
тем, что коррозионное растрескивание представляет сложную
взаимосвязь коррозионного и механического разрушений, а ис-
кусственное старение положительно влияет на сопротивление
коррозии, но приводит к существенному снижению пластичности,
(а значит, может отрицательно повлиять на сопротивление меха-
ническому разрушению).

Следовательно, сопротивление коррозионному растрескива-
нию может увеличиться или уменьшиться в зависимости от того,
какой фактор действует сильнее. В сварных емкостях, в которых
сварные швы находятся в сложнонапряженном состоянии, нало-
жение искусственного старения приводит к резкому снижению
пластичности околошовных зон (которые и до старения были не
очень пластичны), что в конечном счете и определяет снижение
сопротивления емкостей коррозионному растрескиванию.

Учитывая это, при производстве сварных емкостей из сплава
1911 следует рекомендовать искусственное старение полуфабри-
катов проводить до сварки и готовую емкость никакой термообра-
ботке не подвергать. При этом, конечно, естественно состаренные
околошовные зоны будут иметь повышенную склонность к расслаи-
вающей коррозии и должны быть тщательно защищены.

В настоящее время разработана технология производства раз-
личных полуфабрикатов из сплава 1911 (листов, профилей, штам-
повок). Сплав применяется для ответственных изделий, но пока
в малом объеме. Однако в отличие от сплавов АЦМ и В92Ц сплав
1911 имеет достаточно широкие перспективы применения для
изготовления ответственных несущих сварных конструкций.

3.	СПЛАВЫ 1915 и 1925

При выборе состава сплава 1915, как уже упоминалось, исхо-
дили из иных требований, чем при разработке сплавов АЦМ,
В92Ц и 1911. Главными требованиями к сплаву, который предназ-
начался для широкого применения в народном хозяйстве, были:
высокая технологичность при производстве прессованных полу-
фабрикатов, самозакаливаемость, достаточная прочность (более
высокая, чем сплава АМгб), удовлетворительные коррозионная
стойкость и свариваемость.

Суммарное содержание цинка и магния в сплаве 1915 взято
существенно более низким «5,8 °о), чем в сплаве 1911 (см.
табл. 1), для обеспечения высокой стойкости полуфабрикатов и
сварных соединений против коррозии под напряжением при любой
термообработке. Целесообразность и полезность выбранных доба-
вок марганца, хрома, циркония в сплаве 1915 обоснована в ра-
ботах [9, 10, 17].

Из всех отечественных сплавов системы А1—Zn—Mg (см.
табл. 1) сплав 1915 оказался наиболее универсальным. Прессо-
ванные полуфабрикаты из сплава 1915 получают, применяя высо-
кие скорости истечения металла через матрицу. Он также весьма
технологичен при прокатке и штамповке, не требует сложной тер-
мообработки, имеет достаточно высокую прочность, хорошие сва-
риваемость и коррозионную стойкость. Таким образом, будучи
высокотехнологичным сплавом, применяемым в народном хозяй-
стве, он является также высокопрочным свариваемым сплавом.

Сплав 1925 — это модификация сплава 1915; по содержанию
основных компонентов (цинка и магния) он не отличается от сплава
1915 (см. табл. 1). Но для удешевления производства полуфабри-
катов и возможности широкого использования отходов в сплаве
1925 допущено значительно более высокое содержание примесей
железа, кремния и меди, чем в сплаве 1915. Хром исключен из
числа легирующих компонентов сплава 1925, так как в присут-
ствии значительного количества примеси меди устойчивость
сплава против коррозионного растрескивания достаточно высока
и без добавки хрома, а хром ухудшает способность сплава зака-
ливаться на воздухе.

По механическим, технологическим и коррозионным свой-
ствам сплав 1925 весьма близок к сплаву 1915, хотя в процессе
промышленного производства полуфабрикатов и при дальнейших
исследованиях выявились некоторые отличительные осооенности,
которые анализируются в последующих главах книги. Однако
главное отличие заключается в том, что высокое содержание при-
месей (главным образом меди) в сплаве ухудшает свариваемость,
поэтому сплав 1925 рекомендован (в отличие от 1915) для несвар-
ных конструкции, в основном взамен сплава Д1.

Сплавы 1915 и 1925 широко внедрены в промышленность. В ос-
новном из них изготавливают прессованные полуфабрикаты (про-
фили, прутки, трубы); сплав 1915 идет также (в гораздо меньшем
количестве) на листы и штамповки. Сплавы 1915 и 1925 включены
в ГОСТ 4784- 74 на алюминиевые сплавы, а также в ГОСТы на
прессованные профили из алюминиевых сплавов (ГОСТ 8617--75),
на прессованные трубы (ТОСТ 18482—79) и прутки
(ГОСТ 21488 -76).

Большая часть проведенных авторами исследовании влияния
различных факторов на свойства А1—Zn—Mg-сплавов, а также
усовершенствований технологии производства полуфабрикатов из
А1—Zn—Mg-сплавов, результаты которых рассматриваются в
последующих главах книги, относится к сплавам 1915 и 1925. В
настоящей главе рассмотрим основные технологические параметры
производства полуфабрикатов из сплава 1915 (1925), проверенные
и уточненные в промышленном производстве, а также наиболее
важные свойства полуфабрикатов.

Гомогенизация. Гомогенизирующий отжиг слитков алюминие-
вых сплавов перед обработкой давлением давно уже не рассматри-
вается только как средство повышения пластичности литого
сплава перед деформацией. Еще в 1958 г. на примере сплавов
А1—Мп и дуралюмина было показано [21 ], что режим гомогени-
зации, помимо растворения фаз 6 и S, влияет на степень распада
твердого раствора марганца в алюминии и в результате этого —
на структуру и механические свойства прессованных полуфабри-
катов, полученных из слитков.

Позднее было установлено [10, 14, 16], что особенно чувстви-
тельны к режиму гомогенизации (и вообще к термообработке слит-
ков) полуфабрикаты из алюминиевых сплавов, содержащих цир-
коний. Это учитывалось при выборе режима гомогенизации слит-
ков из сплава 1915.

Первоначально было исследовано влияние режимов гомогени-
зации слитков на технологичность при прессовании, прежде всего—
на максимально допустимые скорости истечения при прессовании.
Полученные значения максимально допустимых скоростей при
прессовании профиля типа тавр при температуре 400—420 °C
из слитков, подвергнутых различной гомогенизации, приведены

ниже, м/с:

Без гомогенизации . .	..... 0.1

После гомогенизации по режимам:

500 С, 3 ч .	.	0,35

500 °C, 6 ч...................... .	0,5

460 °C, 24 ч.........................0,6
1 Л Б Л ИЦА 4. ВЛИЯНИЕ РЕЖИМА ГОМОГЕ НИ1АЦ И И
НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И СТРУКТУРУ
ПРОФИЛЕЙ ИЗ СПЛАВА 1915

р	ежим гомогенизации	°в- МПа	°0.2. МПа	б.  О/  0	Структура профилей
Без	гомогенизации	340	260	15	Рекристаллизованная
500	’С, 6 ч	380	300	13	Частично рекристалли- зованная
460	*t, 24 ч	410	350	12	Перекристаллизованная

Из этих данных следует, что длительная гомогенизация при
460 С позволяет сильнее увеличить скорость прессования, чем
кратковременная (3 6 ч) при 500 'С.

Влияние режима гомогенизации на механические свойства про-
филей из сплава 1915 после закалки и искусственного старения
представлено в табл. 4.

Как следует из данных табл. 4, профиль, полученный из пего-
могенизированного слитка, имеет после закалки полностью рекри-
сталлизованщ ю стр\ кт\ ру и низкие прочностные характеристики.
Низкотемпературная длительная гомогенизация (460 °C, 24 ч)
обусловливает сохранение после закалки перекристаллизованной
структуры и значительное повышение прочности. При высоко-
температурной гомогенизации слитков (500 "С, 6 ч) наблюдается
частичная рекристаллизация профилей при нагреве под закалку и
некоторое разупрочнение профилей по сравнению с профилями из
слитков, прошедших гомогенизацию при 460 С.

Такой характер изменения структуры и свойств профилей в
зависимости от условий гомогенизации слитков объясняется
влиянием продуктов распада твердого раствора циркония в алю-
минии (интерметаллидной фазы А1—Zr) па процесс рекристалли-
зации в профиле при нагреве под закалку. Если профиль изго-
тавливается из негомогенизированного слитка, то пересыщенный
твердый раствор циркония в алюминии, образовавшийся при
кристализации сплава, практически не распадается, т. е. в прес-
сованном профиле большая часть циркония находится в твердом
растворе; температура конца рекристаллизации при этом ниже
температуры нагрева под закалку, и при нагреве под закалку
происходит полная рекристаллизация. В процессе низкотемпера-
турной гомогенизации (460 °C, 24 ч) происходит распад твердого
раствора циркония в алюминии с образованием довольно дисперс-
ной равномерно распределенной метастабилыюй фазы Al3Zr.

Наличие большого количества включений этой фазы в прессо-
ванном профиле, полученном из гомогенизированного слитка,
приводит к значительному повышению температуры рекристалли-
зации профиля, в результате чего температура рекристаллизации
становится выше температуры нагрева под закалку. Поэтому
в прессованном профиле, изготовленном из слитка, отгомогени-
16
зированного при 460 °C, 24 ч, после закатки сохраняется совер-
шенно перекристаллизованная структура, что и обусловливает
значительное структурное упрочнение.

Гомогенизация слитков при 500 °C также вызывает распад
твердого раствора циркония в алюминии, но в связи с более вы-
сокой температурой увеличено расстояние между частицами
фазы Al3Zr и их влияние на температуру рекристаллизации умень-
шается. Поэтому профили, изготовленные из слитков, гомогени-
зированных при 500 °C, имеют частично рекристаллизованную
структуру и ботее низкие прочностные характеристики.

Низкотемпературная гомогенизация слитков А1—Zn—.Mg-спла-
вов с цирконием (420 —460 °C), обеспечивающая получение в стр} к-
т\ре прессованных профилей дисперсных включений интерме-
таллидной фазы Al- Zr, как показано в работе [16], положительно
влияет и на устойчивость профилей против коррозии под напря-
жением.

На основании приведенных данных можно заключить, что для
получения наиболее высоких прочностных характеристик и
лучшей коррозионной стойкости прессованных полуфабрикатов
следует применять длительную низкотемпературнд ю гомогениза-
цию слитков (460 °C, 24 ч), однако эта рекомендация находится
в противоречии с требованием производства о сокращении и
удешевлении технологического цикла. Результаты последующих
исследований, направленных на изучение процессов, происходя-
щих при гомогенизации, и их влияния на структуру и свойства
деформированных полуфабрикатов, приведены в гл. III и V
настоящей книги.

Прессование и термообработка. Оптимальные температуры
прессования профилей и труб из сплавов 1915 и 1925 были опре-
делены в диапазоне 380—440 °C. Эти температуры выбраны с уче-
том возможности закалки прессованных полуфабрикатов при
охлаждении на воздухе после прессования. Более низкая темпе-
ратура нагрева слитков перед прессованием может уменьшить
эффект закалки при охлаждении профилей на воздухе, более
высокая температура нежелательна из-за уменьшения скоростей
истечения металла при прессовании.

Максимально допустимые скорости истечения металла при
прессовании, при которых еще не появляются трещины, для спла-
вов 1915 и 1925 значительно выше, чем для большинства промыш-
ленных алюминиевых ставов. По этому показателю техноло-
гичности сплавы 1915 и 1925 уступают только сплавам системы
А1—Mg—Si, например, сплаву АД31. Экспериментально опреде-
ленные значения максимально допустимой скорости истечения
металла при прессовании профиля типа тавр из слитка диаметром
125 мм при температуре 410 °C, таковы, м'с: 1,0 — для сплава
АД31; 0,35 — для 1915; 0,05 — для Д16 и 0,03—для АМгб.

Профили из сплавов 1915 и 1925 можно прессовать со скоро-
стями истечения в 7—12 раз более высокими, чем те же профили
из сплавов Д16 и АМгб. Природа высокой технологичности спла-
вов, в частности, сплавов 1915 и 1925, и пути ее дальнейшего
повышения обсуждаются в гл. IV.

Температуру нагрева сплавов 1915 и 1925 под закалку можно
изменять в широких пределах (от 360 до 520 °C), что определяется
широкой температурной областью гомогенности сплавов А1—
Zn—Mg. Для производства рекомендована температура под за-
калку 450 + 10 42, при которой не только достаточно быстро и
полно растворяются упрочняющие фазы (Т, т]), но и сохраняется
перекристаллизованная структура в прессованных, штампованных
полуфабрикатах, а в ряде случаев и в «стах, и, следовательно,
сохраняются необходимые механические и коррозионные свой-
ства.

Для широкой номенклатуры полуфабрикатов из ставов 1915
и 1925 не требуется большая скорость охлаждения при закатке;
охлаждение в спокойном воздухе достаточно дтя получения пере-
сыщенного твердого раствора и последующего упрочнения при
старении. Охлаждение на воздухе прессованных профилей и труб
(со стенкой толщиной до 10—12 мм) после прессования (нагрев
слитка до 380—440 42) заменяет операцию закалки, в результате
прессованные полуфабрикаты (без специальной операции закалки)
упрочняются при последующеУ! естественном или искусственном
старении

Таким образом, прессованные полуфабрикаты из сплавов 1915
и 1925 после определенной выдержки при комнатной температуре
находятся в термически упрочненном состоянии, хотя специальной
термообработке не подвергаются. Это позволило значительно
упростить технологию производства прессованных профилей из
сплавов 1915 и 1925 по сравнению с обработкой других термически
упрочняемых сплавов. В настоящее время большую часть прессо-
ванных профилей и труб из сплавов 1915 и 1925 изготавливают
без применения специальных операций термообработки: полу-
фабрикаты проходят закалку на прессе (с охлаждением в спокой-
ном воздухе), их правят, режут в меру, упаковывают и сдают на
склад. Естественное старение полуфабрикатов происходит во
время хранения их на сктаде и последующей транспортировки
заказчику.

При изготовлении профилей и треб со стенкой толщиной не
менее 10—12 мм для увеличения скорости охлаждения после прес-
сования рекомендуется принудительное воздушное охлаждение
с помощью вентиляторов.

Характерной особенностью сплавов 1915 и 1925, как н других
сплавов системы А1—Zn—Mg (АЦМ, 1911), является длительность
процесса естественного старения: прирост прочности при есте-
ственнох! старении в основном происходит в течение 30 суток,
однако процесс за это время не заканчивается, дальнейшие дли-
тельные выдержки (не менее 1 года, см. гл. VII) обусловливают
небольшое дополнительное упрочнение без снижения пластич-
ности. В отличие от сплавов АЦМ и 1911 искусственное старение
для сплавов 1915 и 1925 не является совершенно необходимым
для обеспечения высокой устойчивости против коррозии под на-
пряжением. Полуфабрикаты из сплавов 1915 и 1925, а также свар-
ные конструкции из сплава 1915 обладают вполне удовлетвори-
тельной коррозионной стойкостью и в естественно состаренном
состоянии.

Для получения наиболее высоких прочностных свойств (глав-
ным образом, предела текучести), а также наилучшей коррозион-
ной стойкости полуфабрикатов из сплавов 1915 и 1925 их рекомен-
дуется подвергать искусственному старению. Разработаны два
режима: 1) ЮО С, 20- 24 ч + 150 С, 10 ч; 2) 100 С, 20 — 24 ч ф-
-+- 175 С, 3—5 ч. Первый режим обеспечивает наиболее высокие
прочностные характеристики, второй — наилучшую коррозион-
ную стойкость полуфабрикатов при несколько пониженной (на
20—40 МПа) прочности.

Перерыв между закалкой (из печи или охлаждением на прессе)
и искусственным старением, т. е. предварительное естественное
старение, оказывает значительное влияние на механические свой-
ства искусственно состаренных полуфабрикатов. Увеличение
перерыва от 0 до 5 суток существенно повышает прочность прессо-
ванных и катаных полуфабрикатов. При этом степень влияния
естественного старения после закалки на упрочнение при после-
дующем искусственном старении зависит, как показано в ра-
боте [22 1, от суммарного содержания цинка и магния и от соот-
ношения этих компонентов в сплаве.

На практике для получения наиболее высоких свойств полу-
фабрикатов из сплавов 1915 и 1925 искусственное старение реко-
мендуется производить не ранее, чем через трое суток после за-
калки. Если длительность естественного старения значительна
(более 30 сут.), то при искусственном старении первую низкотем-
пературную ступень можно исключить почти без ущерба для
механических свойств, т. е. старение сразу производить при 150
или 175 С.

Как уже отмечалось, естественное старение сплавов 1915 и
1925 идет очень медленно, поэтому правку полуфабрикатов,
а также многие операции холодного деформирования можно
проводить после закалки в течение трех суток. Но даже после
длительного естественного старения (более 30 сут.) сплавы сох-
раняют достаточно высокую пластичность, позволяющую осуще-
ствлять некоторые операции холодного деформирования.

Механические свойства. Минимальный, гарантируемый суще-
ствующими ГОСТами и техническими условиями уровень меха-
нических свойств полуфабрикатов из сплавов 1915 и 1925, при-
веден в табл. 5.

Накопленный к настоящему времени опыт производства полу-
фабрикатов из сплавов 1915 и 1925 показывает, что средний уро-
вень прочностных характеристик существенно, особенно для
ТАБЛИЦА 5. ГАРАНТИРУЕМЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА

ПОЛУФАБРИКАТОВ ИЗ СПЛАВОВ 1915 И 1925

Полуфаб-	....  рпкаты	ГосТ пли Tt	Испытываемые	GB, | oq.o.  образцы	МПа | м1'1а | %

Сплав 1915

Профили И	ГОСТ 8617—75	Прессованные и	320	200	10
трубы прес- сованные	ГОСТ 18482—79 (73)	естественно соста- ренные (30 сут.) Закаленные и есте-	350	220	10
Трубы тя-		ственно состарен- ные (30 сут.)  То Ж1	320	20	10
нутые и катаные Листы	ТУ 1-2-84—78	» »	320	20	10

Сплав 1925

Профили	ГОСТ 8617—75	Прессованные и ес-	350	200	9
прессован-		тественно состарен-			
ные		ные (30 cvt.)			
		Закаленные и есте-	350	200	10
		ственно состарен-			
		ные (30 сут.)			
Трубы	ГОСТ 18482—79	Прессованные и	340	200	10
прессован-		естественно соста-			
ные		ренные (30 сут.)			
		Закаленные и есте-	340	200	10
		ственно состарен-			
		ные (30 сут.)			

профилей, превосходит гарантируемые характеристики. На
рис. 1—3 для примера даны кривые распределения ов, о0>2, 6
для прессованных полуфабрикатов из этих сплавов после есте-
ственного старения в течение 30 и 2 сут. Поскольку сплавы 1915
и 1925 естественно стареют медленно, поэтому в тех случаях,
когда полуфабрикаты поставляются в естественно состаренном
состоянии, контролируемыми характеристиками являются меха-
нические свойства после старения в течение 2—4 сут. Определен-
ный уровень механических свойств после 2—4-суточного есте-
ственного старения гарантирует указанные в табл. 5 значения
свойств после 30-суточного естественного старения.

Как видно на рис. 1—3, при среднем высоком уровне проч-
ностных характеристик профилей и труб из сплавов 1915 и 1925
имеется очень небольшой процент отклонений (десятые доли
процента) прочностных характеристик от требований ГОСТа.
Однако, как видно на рис. 2, б, дальнейшее (сверх 30 сут.) есте-
ственное старение приводит к некоторому^ дополнительному при-
росту прочности и полностью исключает отклонения механиче-
ских свойств от гарантированных.
Рис. 1 Кривые распределения
и труб со стенкой

механических свойств (с?в и cr.n.-J прессованных профилей
толщиной меньше 10 мм из сплава 1913. охлажденных на прессе и есте-
ственно состаренных в течение 30 сут.;

а — профили, испытано 780 образцов; б - трубы, испытано 904 образца

<9/7 7/?Z7 160 200 2о0 280 329 360 900 690 980 8	12 16 20 22

б,,,г,бе.МПа;6°/о

Рис. 2. Кривые распределения механических свойств прессованных профилей и труб
со стенкой толщиной меньше 10 мм из сплава 1925, охлажденных на прессе и естественно
состаренных 2 сут. (/), 30 сут. (2) и 90 сут. (3):

а — профили, испытано — 2000 образцов; б — трубы, испытано -*- 300 образцов

Из сопоставления кривых на рис. 2 и 3 следует, что уровень
прочности профилей и труб, охлажденных на воздухе после прес-
сования и подвергнутых закалке с нагревом в печи, практически
одинаков. Для труб из сплава 1925 после закалки наблюдается
даже больше отклонений сгк и о0>,, чем без специальной закалки
(с охлаждением на прессе), что, по-видимому, связано с большой
степенью рекристаллизации закаленных труб, чем охлажденных
после прессования на воздухе.
Рис. 3. Кривые распределения механических свойств прессованных профилей и труб
со стойкой толщиной до 12 мм нз сплава 1925. закаленных из печи и естественно соста-
ренных 2 сут, (/) и 30 суток (2):

а — профили, испытано —700 образцов; б — трубы, испытано 185 образцов

Крупногабаритные полосы (55x110 мм) и профили больших
сечений (> 500 см2) из сплава 1915 имеют, как правило, более
высокие прочностные характеристики, что, вероятно, объясняется
меньшей долей рекристаллизации и более совершенной текстурой
деформации при хорошей пластичности в разных направлениях,
в том числе и по высоте полосы или профиля (табл. 6).

Сплавы 1915 и 1925 в основном применяются в виде прессован-
ных профилей и труб. При этом сплав 1915 во многих случаях
заменяет АМг5, АЧгб, а сплав 1925 — Д1 и даже Д16 Из сплава
1915 изготавливают и листы (в гораздо меньшем количестве, чем
прессованные полуфабрикаты). Листы, особенно тонкие, имеют
частично или полностью рекристаллизованную структуру, а по-
этому типичные прочностные характеристики листов (2 мм) не-
сколько ниже, чем профилей (табл. 7).

Сплавы системы А1—Zn—Mg, как уже указывалось выше,
могут применяться для работы при низких температурах; это
ТАБЛИЦА «. Ml ХАНИЧЕС.КИ1 СВОЙСТВА ПОЛУФАБРИКАТОВ
ИЗ СПЛАВА 1915 ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ И СТАРЕНИЯ

Направление вырежи образцов

Режим	долевое			поперечное			высотное		
обработки	"в-	п0.2'	б.	°в-	(’0.2- 1	6,	В’	I °0.2-	б.
	Ml 1а	М Па	11	МПа	МПа |	%	МПа	МПа	%
Естественное	384	252	14,1	Полоса  338 I 209 ।		19,0	330	204	17.6
старение 30 сут.  100 °C, 24 ч 4-	403	359	14.4	363	321	14,5	364	। 318	12,3
+ 175 ’С, 4 ч  100 °C, 24 ч +	435	383	14 2	Профиль  415 1 365		13,0		—	
+ 160 °C, 10 ч									

относится и к сплаву 1915. По мере понижения температуры испы-
тания прочность естественно состаренных листов значительно
возрастает, при этом пластичность также увеличивается, а работа
разрушения образцов при ударе (д„) практически не изменяется.
Ниже приведены типичные механические свойства закаленных
и естественно состаренных (30 сут.) листов из сплава 1915 при
различных температурах [121

Температура	испытания, °C .	—196	—70	20	100	150	200
ов, МПа . .	470	370	340	270	210	170
о0 », МПа	. . .	.	290	240	220	190	160	140
6, % ...	24	17	15	16	18	20
ан, кДж, м2		 200	200	190	—	—	—

При повышении температуры прочность листов резко сни-
жается, это видно по изменению характеристик кратковременной
прочности (ав, а02) и еще в большой мере — характеристик дли-
тельной прочности. Поэтому сплав 1915, как и другие сплавы
системы А1—Zn—Mg, для работы при повышенной температуре
не рекомендуется.

ТАБЛИЦА 7. ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА

ЛИСТОВ (2 мм) ИЗ СПЛАВА 1915

ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ И СТАРЕНИЯ [13]

Старение	°В- МПа	°0,2’ МПа	б, %	°н- кДж, м2	О..  МПа (на базе 20'.' 10")
Естественное	340	220	15	190	120
Искусственное (100 °C, 24 ч+ 150 °C, 10 ч)	350	300	10	200	—
Для сплавов 1915 и 1925 характерно сочетание высокой проч-
ности (особенно дтя прессованных полуфабрикатов) с довольно
высокой пластичностью и ударной вязкостью, что определяет
хорошую конструкционную прочность полуфабрикатов из этих
сплавов. Одним из показателей конструкционной прочности яв-
ляется чувствительность надрезанных образцов к перекосу при
испытании их на растяжение. Чем меньше изменяется оп
надрезанного образца с увеличением угла перекоса, тем выше
конструкционная прочность материала. При испытании на растя-
жение закаленного и естественно состаренного профиля из сплава
1925 увеличение угла перекоса до очень больших значений (8°)
сравнительно мало снижает временное сопротивление образцов
с круговым надрезом:

Угол перекоса, град	. . . О	2	4	6	8

ов, МПа	450	440	430	410	370

Свариваемость сплава 1915. Сплав 1915 хорошо сваривается
аргонодуговой сваркой; в качестве присадочного материала
применяется проволока из сплава 1557 (см. табл. 3). Технология
сварки сплава 1915 практически не отличается от технологии
сварки широко применяющегося в промышленности сплава АМгб.
Коэффициент трещинообразовання при сварке (по крестовой пробе)
не превышает 10 ?о, т. е. находится на уровне, свойственном
лучшим свариваемым сплавам.

Главное преимущество сплава 1915 (и других А1—Zn—Mg-
сплавов) по сравнению с термически упрочняемыми свариваемыми
сплавами других систем — высокая прочность сварных соедине-
ний, что явтяется результатом самозакаливаемости сплава.
Охлаждение сварного соединения после сварки на воздухе обеспе-
чивает частичную закалку шва и околошовной зоны и последую-
щее упрочнение их при естественном или искусственном старе-
нии. Отсюда понятно, что по мере увеличения тотщины свари-
ваемых полуфабрикатов прочность сварных соединений сни-
жается (табл. 8).

Величина ату, представляющая собой работу разрушения
образца с заранее нанесенной трещиной (в самом шве или в зоне
сплавления) при ударном изгибе, характеризует конструкцион-
ную прочность сварного соединения. Как следует из табл. 8, для
естественно состаренных швов эта величина большая (не менее
150 кДж м2 по зоне сплавления). После искусственного старения
сварных соединений, величина <?ту резко уменьшается (особенно
по зоне сплавления); это значит, что сварное соединение становится
гораздо более чувствительным ко всякого рода дефектам (внеш-
ним и внутренним), сопротивление материала распространению
трещины значительно уменьшается. Это, по-видпмому, имеет
особенно большое значение для сварных конструкций, работаю-
щих в условиях сложнонапряженного состояния.
ТА ЬЛ И ЦЛ X. ТИПИЧНЫЕ. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИИ ЗАКАЛЕННЫХ И ЕСТЕСТВЕННО
СОСТАРЕННЫХ ЛИСТОВ ИЗ СПЛАВА 1915 (С УСИЛЕНИЕМ)

		°т\ •	кДж м2
		У । (>.ч	—
Старение после сварки	ов, МПа	загиба, град	по шву	по зоне сплавления

Толщина листа 2,5—3 мм *’

Естественное, 1 сут.	290	150
То же, 30 сут.	340	120
»	90 cvt.	340	115
100 Г, 24 ч’-г 175 °C, 4 ч	360	60

230	170
230	170
220	150
180	100

Толщина листа 10—12 мм *2

Естественное, 30 сут.	300	100

** <тв основного материала 350 МПа.

*2 оБ основною материала 370 МПа.

Более высокая технологичность при сварке сплава 1915, чем
сплава АМгб, лучшая герметичность сварных конструкций из
сплава 1915, чем таких же конструкций из сплава АМгб отме-
чаются в работе [23]. Высокая статическая прочность сварных
соединений из профилей сплава 1915 в строительных конструкциях
указана в работе [24].

Коррозионная стойкость полуфабрикатов и сварных соедине-
ний. При самой общей оценке коррозионной стойкости сплавов
1915 и 1925 обычно отмечают, что эти сплавы в атмосферных усло-
виях являются стойкими. Основной недостаток сплавов системы
А1—Zn—Mg — повышенная склонность к коррозии под напря-
жением — в какой-то мере присущ и сплавам 1915 и 1925. Но
в этой связи следует подчеркнуть, что состав сплавов 1915 и
1925, технология производства полуфабрикатов и режимы термо-
обработки выбраны с учетом опыта исследований и применения
сплавов АЦМ, В92, 1911.

Все изменения состава по сравнению со сплавом АЦМ, которые
сделаны при разработке сплава 1915 (1925), направлены на повы-
шение устойчивости против коррозии под напряжением. Это —
снижение суммарного содержания цинка и магния: в сплаве 1915
(Zn Mg) <5,8 %, т. е. меньше, чем в аналогичных отечествен-
ных и зарубежных ставах, а также дополнительная добавка
хрома вместе с марганцем и цирконием Поэтому и по устойчиво-
сти против коррозионного растрескивания сплавы 1915 и 1925
не уступают другим алюминиевым сплавам такого же уровня
прочности, а во многих случаях и превосходят их.

В табл. 9 сравниваются [17, с. 523—524], сплав 1915 с наибо-
лее распространенным для ответственных конструкций сваривае-
'ГАЬЛНЦА 9. СРАВНЕНИЕ КОРРОЗИОННОЙ СТОЙКОСТИ

СПЛАВА 1915 И НЕКОТОРЫХ ПРОМЫШЛЕННЫХ СПЛАВОВ

Сплав	Испытуемый материал	Коррозионная стойкость, баллы		
		общая	склонность к межкри- сталлитной коррозии	склонность к корро- зионному растрески- ванию
1915Т	Листы	’ 4	4	5
	Сварные соединения	4	4	3
АМгбМ	Листы	5	5	5
АМгбН	»	5	5	4
АМгбМ	Сварные соединения	э	4	4
АМгбН	То же	5	3	3
Д1Т	Листы	3	3	3

Приме
стойкость* 2 —

i ан и с: 5 — весьма стойкий;
пониженная стойкость.

1 — стойкий; 3 — \довлетворнтельная

мым сплавом АМгб и со сплавом Д1, который во многих конструк-
циях заменяется сплавом 1925.

Как следует из таблицы, полуфабрикаты из сплава 1915 в есте-
ственно состаренном состоянии по общей коррозии и по склонности
к межкристаллитной коррозии несколько уступают сплаву АМгб,
но характеризуются как стойкие. Склонность к коррозионному
растрескиванию листов (и профилей) из сплава 1915 отсутствует.

Испытания естественно и искусственно состаренных листов и
профилей на коррозию под напряжением при постоянной дефор-
мации (скобы) и постоянном напряжении (на установке «Сигнал»)
после очень жестких инициирующих нагревов (до 3000 ч при 70 °C)
не показали склонности к коррозионному растрескиванию. Оценка
в баллах коррозионной стойкости полуфабрикатов (особенно из
относительно нового сплава 1915), как отмечают авторы работы
[17, с. 525 J, являются ориентировочными. По мере накопления
результатов длительных атмосферных коррозионных испытаний
эти данные уточняются.

Объективными критериями общей коррозионной стойкости
материала служат глубина коррозионных поражений или степень
ухудшения механических свойств образцов после коррозионных
испытаний. Десятилетние испытания листов и профи чей из ряда
промышленных сплавов в условиях промышленной атмосферы
показали, что глубина коррозионных поражений полуфабрикатов
из сплава 1915 меньше, чем полуфабрикатов из сплава АМгб,
а также таких коррозионностойких сплавов, как АВ и АД31,
и не превышает 0,25 мм [25]. Искусственное старение дополни-
тельно повышает общую коррозионную стойкость сплавов 1915
и 1925 и их стойкость против межкристаттитной коррозии.

Для оценки поведения материалов в более агрессивных, чем
обычная атмосфера, средах в последние годы проводятся испыта-
ния на расслаивающую корро-
зию. Этот вид коррозии наблю-
дается обычно при эксплуата-
ции некоторых алюминиевых
сплавов в морской воде; для
некоторых сплавов (профили
Д16Т) расслаивающая корро-
зия наблюдается при эксплуа-
тации в приморской атмосфе-
ре — с высокой концентрацией
ионов хлора.

Сплавы 1915 и 1925 имеют
определенную чувствитель-
ность при испытании по
ГОСТ 9018—74 (в растворе
НО + К.,Сг.,О7) к расслаиваю-
щей коррозии, зависящую от
состава сплавов и режима тер-
мообработки полуфабрикатов.
Как показано в работе [25 ],
сплавы системы А1—Zn—Alg
без дополнительных добавок не
подвержены расслаивающей
коррозии. Склонность промыш-
ленных сплавов этой системы к

ТАБЛИЦА 10. СКЛОННОСТЬ
К РАССЛАИВАЮЩЕЙ КОРРОЗИИ
СПЛАВОВ 1915 И 1925

Полу- фабри- каты	Термообработка	Балл расслаиваю- щей коррозии (по 10-балльиой шкале)
Листы	Сплав 1915  Естественное ста-	6—7
Профили	рение Искусственное старение Естественное ста-	1—2  6—7
Профили	рение Искусственное старение  Сплав 1925  Естественное ста-	1—2  7
	рение Искусственное старение	2

расслаивающей коррозии связана с присутствием в них добавок
хрома, в меныпей мере марганца и примеси железа, т. е. как раз
тех компонентов и примесей, которые повышают устойчивость
сплавов против коррозии под напряжением. Результаты испы-
таний полуфабрикатов из сплавов 1915 и 1925 на расслаивающую
коррозию приведены в табл. 10.

Как следует из данных табл. 10, оба сплава имеют примерно
одинаковую склонность к расслаивающей коррозии (хотя при
высоком содержании примеси железа в ставе 1925 — по
ГОСТ 4784—74 до 0,7 %, став 1925 будет более подвержен этому
виду коррозии), которая не зависит от степени рекристаллизо-
ванности структуры (для листов и профилей баллы одинаковые) и
сильно зависит от режима старения. Применение искусственного
старения практически устраняет склонность сплавов 1915 и 1925
к расслаивающей коррозии.

Сварные соединения сплава 1915 в отличие от основного
материала (листов, профилей) склонны и к коррозии под напря-
жением, которая в основном проявляется после искусственного
старения сварных соединений. На рис. 4 показаны результаты
испытаний сварных образцов из листов сплава 1915 (2 мм), про-
шедших различную термообработку до и после сварки, на корро-
зию под напряжениех! методох! переменного погружения в 3%-ный
раствор NaCl при постоянной заданной деформации. Кривые
6, МП а

1	2 >	7 410152050 50 70 100 200300

Время до разрушен- я, сут

Рис. 4. Зависимость «длительности жиз-
ни» сварных образцов из сплава 1915
прн испытании на коррозию под напряже-
нием от величины растягивающих напря-
жений; термообработка сварных соеди-
нений*

1 — естественное старение до сварки, ис-
кусственное — после сварки; 2 — искус-
ственное — до и после сварки; 3 — искус-
ственное — до сварки, естественное —
после; 4 — естественное старение до и
после сварки; стрелочки указывают на
отсутствие разрушения

Из сопоставтения значений о

свойствами основного материала (табл.

показывают уровень максималь-
ных, не вызывающих разруше-
ние напряжений в зависимости
от длительности испытаний.
Как видно по ходу кривых,
этот уровень не зависит от ре-
жима старения (естественное,
искусственное) образцов до
сварки и определяется режимом
старения после сварки. Если
после сварки сварное соедине-
ние старится естественно, кри-
тическое напряжение (а1ъР), т. е.
то максимальное напряжение,
при котором образцы не разру-
шаются при сколь угодно боль-
шой длительности испытания,
составляет 250 МПа; если после
сварки сварное соединение под-
вергается искусственному ста-
рению, и1;р = 180 МПа.

с типичными механическими
И) следует, что С7|;р для

естественно состаренных швов превышает, а для искусственно

состаренных швов значительно ниже предела текучести основного
материала.

Если учесть к том) же, что в естественно состаренном сварном
соединении околошовная зона, по которой происходит разрушение
при испытании на коррозию под напряжением, закаливается после
сварки при охлаждении на воздухе, то фактические значения
предела текучести материала в этой зоне ниже, чем типичное зна-
чение (220 МПа). Таким образом, разрушающее напряжение при
испытании на коррозию под напряжением естественно состарен-

ТА БЛИЦА 11. СВАРНЫХ ШВОВ СПЛАВА 1915,
ОПРЕДЕЛЕННОЕ ПРИ ИСПЫТАНИИ НА КОРРОЗИЮ

ПОД НАПРЯЖЕНИЕМ, И ТИПИЧНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ
СВОЙСТВА СВАРЕННЫХ ЛИСТОВ

Характеристика сварных соединений		пкр шва, МПа	Меха ничсские свойства листов		
старение до сварки	старение после сварки		ов.  МПа	°0.2- МПа	6.  °'.
Естественное	Естественное	250	350	220	15
Искусственное		250	350	220	15
Естественное	Искусственное	180	350	280	10
Искусственное	»	180	350	280	10
ных сварных соединений (> 250 МПа) намного превышает факти-
ческий уровень предела текучести в околошовной зоне.

Отсюда можно сделать заключение, что разрушение сварных
соединений при испытании на коррозию под напряжением при
столь высоких напряжениях не является типичным коррозионным
растрескиванием. Такое разрушение, по всей вероятности, может
быть механическим разрушением Дтя зоны сплавления сварных
соединений характерно наличие ликвашюнных неоднородностей
структуры, дефектов в виде усадочной и газовой пористости, окис-
ных включений, которые могут служить зародышами трещин,
распространяющихся при длительно'1 действии напряжения и
приводящих в конечном счете к разрушению.

Для искусственно состаренных сварных соединений разрушаю-
щее напряжение при испытании на коррозию под напряжением
(> 180 МПа) ниже, чем типичный предел текучести искусственно
состаренного листа (280 МПа), но опять-таки надо учитывать, что
фактический предел текучести в околошовной зоне сварных соеди-
нений ниже типичного, т. е. фактическое различие между разру
шающим напряжением и пределом текучести в зоне разрушения,
очевидно, меньше, чем это следует из данных табл. 11.

Более низкий, чем предел текучести, уровень разрушающих
напряжений искусственно состаренных сварных соединений не
исключает, по нашему мнению, возможности хрупкого механиче-
ского разрушения их при испытании на коррозию под напряже-
нием. .Меньшее значение о,.р для искусственно состаренных свар-
ных соединений, чем для естественно состаренных, подтверждает,
по нашему мнению, это предположение. Для коррозионного рас-
трескивания А|—Zn—Mg-сплавов твердо установлена противо-
положная зависимость [10, 11 ]; искусственно состаренные образцы
(особенно при температуре второй ступени старения 170—180 СС)
более устойчивы против коррозионного растрескивания, чем есте-
ственно состаренные. .Меньшее <тк1, искусственно состаренного
сварного соединения, чем естественно состаренного может быть
объяснено меньшей вязкостью разрушения сплава после искус-
ственного старения. В работе [26, с. 120—1211 показано, что
листы из сплава 1911, близкого по составу и свойствам к сплаву
1915, имеют наибольшую вязкость разрушения (наименьшую
скорость распространения трещины) в естественно состаренном
состоянии. При сравнении искусственно состаренных листов из
сплава 1911 по режимам 95 °C, 100 ч и 100 °C, 20 ч + 175 СС,
5 ч установлено, что второй режим дает меньшую вязкость раз-
рушения.

Сварное соединение после искусственного старения имеет
особенно малую вязкость. При искусственном старении снижается
общий, уровень пластичности материала, и те дефекты, которые
имеются в зоне сплавления,“"особенно отрицательно влияют на
вязкость разрушения. Учитывая, что зона сплавления сварного
соединения, в которой сосредоточена большая часть дефектов
(хрупких прослоек интерметаллидов, пор, окисных включений),
представляет собой поверхность, близкую к плоскости, можно
предположить, что трещины при действии растягивающих напря-
жений на сварное соединение распространяются в условиях
плоской деформации.

Всем сказанным, по нашему мнению, можно объяснить отно-
сительно низкий уровень растягивающих напряжений, при кото-
ром в искусственно состаренном сварном соединении происходит
развитие имеющихся дефектов и в конечном счете — хрупкое
механическое разрушение при испытании на коррозию под напря-
жением.

При испытании сварных емкостей из листов сплава 1915,
внутреннее давление в которых создавалось дистиллированной
водой, было установлено, что максимальное неразрхшающее
напряжение (икр) меньше, чем при испытании образцов: для есте-
ственно состаренных емкостей пк;. = 160 МПа, для искусственно
состаренных 120 МПа. Это не противоречит высказанным выше
предположениям об основной роли фактора развития дефектов под
действием механических напряжений на сварные соединения при
испытаниях на коррозию под напряжением. Известно, что разру-
шающее напряжение малопластичных материалов при двухос-
ном растяжении и более жестких схемах напряженного состояния
уменьшается.

Если учитывать сложную природу разрушения сварных соеди-
нений сплава 1915 при одновременном действии растягивающих
напряжений и агрессивной среды, то это разрушение, по-види-
мому, правильнее определять более комплексным понятием «за-
медленное разрушение», а не «коррозионное растрескивание».
Агрессивная среда, конечно, оказывает определенное ускоряю-
щее действие на процесс разрушения, но ее вклад зависит от со-
става и состояния материала, и для искусственно состаренных
сварных соединений из сплава 1915, по-видимому, невелик.

Приведенные данные испытаний сварных соединений на замед-
ленное разрушение показывают, что в сварных конструкциях из
сплава 1915, подвергаемых после сварки искусственному старе-
нию, растягивающие напряжения не должны превышать 120 МПа,
а в сварных конструкциях, не прошедших специальной термооб-
работки, т. е. в естественно состаренных, 160 МПа.

Таким образом, сварные конструкции из сплава 1915 с есте-
ственно состаренными швами являются более предпочтитель-
ными, так как менее подвержены замедленному разрушению.
Несмотря на то, что сварной шов и околошовная зона в естественно
состаренном состоянии имеют менее стабильную структуру и
менее устойчивы против коррозионного воздействия среды, чем
в искусственно состаренном состоянии, естественное старение
обусловливает бо тылую пластичность и вязкость разрушения
сварного соединения, а благодаря этому — лучшее сопротивление
замедленному разрушению. При этом длительное естественное
старение до 10 лет (см гл VII) практически'не влияет на уровень
пластичности и, следовательно, на работоспособность сварных
соединений.

Сварные конструкции из сплава 1915 могут быть изготовтены
по следующим технологическим вариантам:

1)	исходные полуфабрикаты (профили, трубы, листы) подвер-
гают закалке и естественному старению; после сварки конструкцию
никакой термообработке не подвергают, т. е. эксплуатируют в есте-
ственно состаренном состоянии;

2)	исходные полуфабрикаты подвергают закалке и искусствен-
ному старению; после сварки конструкцию термообработке не
подвергают, т. е. сварные швы и околошовные зоны в конструк-
ции остаются в естественно состаренном состоянии;

3)	исходные полуфабрикаты подвергают закалке и естествен-
ному старению; после сварки всю конструкцию подвергают ис-
кусственному старению.

Каждый из рассмотренных вариантов имеет свои преимуще-
ства и недостатки. Первый вариант наиболее прост в осуществле-
нии и на сегодняшний день нашел широкое распространение.
По этому варианту изготавливают несущие строительные кон-
струкции (см гл. IX), некоторые из которых выдерживали экс-
плуатацию около 10 лет. Конструкции, изготовленные по первому
варианту, надежны в эксплу атации (не было обнаружено ни од-
ного случая замедленного разрешения). Высокая пластичность
сварных швов и околошовных зон определяет малую чувстви-
тельность конструкций к концентраторам напряжений, способ-
ствует релаксации высоких локальных напряжений. Недостатком
конструкции первого варианта является пониженная (по сравне-
нию с искусственно состаренным состоянием) общая коррозион-
ная стойкость.

Опыт эксплуатации некоторых конструкций без специальной
защиты от коррозии в условиях средней климатической зоны по-
казал, что глубина питтинговой коррозии не превышает 0,25 мм.
В более агрессивных промышленной и морской атмосферах та-
кая же глубина коррозии наблюдалась через 2—3 года. Для свар-
ных конструкций, изготовленных по первому варианту, при экс-
плуатации в агрессивных средах требуется защита от общей
коррозии.

Сварные конструкции, изготовленные по второму варианту,
по сопротивлению замедленному разрушению не отличаются от
изготовленных по первому варианту Они меньше подвержены об-
щей коррозии, так как в естественно состаренном состоянии
находятся только шов и околошовная зона (30—40 мм от центра
шва), и, следовательно, только эти элементы конструкции тре-
буют защиты от общей коррозии.

Конструкции, изготовленные по третьему варианту, наиболее
устойчивы против общей коррозии, они могут эксплуатироваться
без специальной защиты даже в агрессивных средах. Но такие
конструкции имеют наиболее низкое значение с>кр сварных соеди-
нений, т. е. их сварные соединения наиболее сктонны к замед-
ленному разрушению. Во избежание этого суммарный уровень
растягивающих напряжений (технологических, монтажных, экс-
плуатационных) в сварных соединениях следует жестко ограни-
чивать и контролировать (до 70 МПа).

Главные недостатки конструкций, изготовленных по третьему
варианте: сложность осуществления искусственного старения
готовой сварной конструкции (особенно крупногабаритной); слож-
ность определения и контроля уровня растягивающих напряжений
в сварных швах.

Как показал опыт и сделанный выше анализ, наиболее перспек-
тивны сварные конструкции двух первых вариантов.

Для повышения качества и эксплуатационной надежности
сварных конструкций из сплава 1915 можно сделать следующие
дополнительные рекомендации: а) желательно применять для
конструкций профили и трубы, закаленные на прессе, т. е. ох-
лажденные после прессования при температуре 380—440 “С на
воздухе; б) не допускать на внутренней поверхности труб остат-
ков графитной смазки (трубы должны быть тщательно промыты);
в) использовать в констру кции в основном стыковые швы, избе-
гать угловых швов; г) не допускать в сварных соединениях рез-
кого перепада толщины; д) во всех случаях, когда это возможно,
снимать проплав. 4 * * * * * * *

4. СПЛАВ 1935

После внедрения в промышленность сплавов 1915 и 1925 они
стали основными сплавами для прессованных полуфабрикатов,

а также сплав АД31 (системы Al—Mg—Si), обладающий наиболее
высокой технологичностью при прессовании; очень высокой кор-
розионной стойкостью, но имеющий низкую прочность (ов Дэ

130 МПа, о().2 - 70 МПа). Сплавы же 1915 и 1925 — прочные

и технологичные, но уступают по технологичности сплаву АД31.

Однако эти сплавы не могли удовлетворить все запросы народ-
ного хозяйства. Для ряда заказчиков требовались тонкостенные
профили достаточной прочности, которые не могли быть изготов-
лены ни из 1915 и 1925, ни из АД31. Два первых сплава не удовлет-
воряли по технологичности (очень тонкостенные профили из слит-
ков этих сплавов не выпрессовывались), последний по проч-
ности. Потребовался сплав более технологичный, чем 1915 и

1925, и более прочный, чем сплав АД31. Таким сплавом стал 1935,
разработанный в 1970 г

Основное отличие става 1935 от сплава 1915 в значительно
более низком содержании магния (0,6- -1,1 11 и в сплаве 1935 и
1,3—1,8 % —в сплаве 1915), а, следовательно, более низкое
максимальное суммарное содержание цинка и магния (до 5,2 %
против 5,8 % для сплава 1915, см. табл. 1). При таком низком
су ммарном содержании цинка и маг-
ния сплав обладает высокой устой-
чивостью против коррозионного рас-
трескивания, что позволило исклю-
чить из состава сплава хром. Для
повышения технологичности сплава
несколько снижено по сравнению
со сплавом 1915 содержание марган-
ца, введена очень малая добавка це-
рия, который уменьшает окисляе-
мость сплава при литье и увеличивает
стойкость его против расслаивающей
коррозии.

Пониженным содержанием магния
в сплава 1935 обусловливается зна-
чительное повышение технологичнос-
ти при прессовании по сравнению
со сплавами 1915 и 1925. Исследова-

Рш. 5. Сечения профилей из спла-
ва 1935

ния влияния состава и структуры А1—Zn—Mg-сплавов на тех-
нологичность при прессовании, на основании результатов кото-
рых и рекомендован сплав 1935, описаны в гл. IV. По технологич-
ности при прессовании этот сплав приближается к сплаву АД31,

по прочности занимает промежуточное положение между спла-
вами 1915 и АД31 (он менее прочен, чем 1915, но существенно
превосходит по прочности АД31) Став 1935, как и 1915, хорошо
сваривается аргонодуговой сваркой с применением присадочной
проволоки из става 1557 (см. табл. 3). Кроме того, опробование
сплава 1935 для паяных конструкций показало, что из листов
этого сплава можно получать паяные (в соляных ваннах) изделия
более высокой прочности, чем из других алюминиевых сплавов.

Технологические режимы производства полуфабрикатов из
сплавов 1935 и 1915 очень близки. Гомогенизация слитков перед
обработкой давлением оказывает существенное влияние на свой-
ства полуфабрикатов. Нагрев слитков перед прессованием и про-
каткой производят до 370 110 С Предельная скорость истече-
ния при прессовании в зависимости от конфигурации профилей
лежит в пределах 0,5—1,0 м с и в 1,5—2 раза превышает таковую
для сплавов 1915 и 1925. Давление истечения на 20—30 % ниже,
чем при прессовании сплава 1915, что позволяет прессовать из
сплава 1935 сложные профили со стенкой толщиной 1,0—1,5 мм
(рис. 5).

Закалка листов и профилей производится с температуры
450 ±10 С В связи с термообработкой сплава 1935 следует ука-
зать на такие его отличительные от сплава 1915 особенности
температурный интервал гомогенности у сплава 1935 еще больше,
чем у сплава 1915 (от 340 до 605- 610 С); чувствительность к ско-
рости охлаждения меньше, чем у сплава 1915 (см. гл. VI), поэтому
возможна закалка профилей после их прессования при о.хлажде-

2 Елагин В. И. и др.

33
нии на воздухе; наиболее эффективно сплав упрочняется при
естественном старении (прирост прочности достигается в основ-
ном за 30 сут.); эффект низкотемпературного (80—120 С) искус-
ственного старения меньше, чем естественного, а при более высо-
ких температурах искусственного старения (140—170 СС) не на-
блюдается упрочнения.

Из режимов искусственного старения можно рекомендовать
следующие: низкотемпературный режим 100 С, 21 ч - 120 ;С,
24 ч, который обеспечивает получение прочностных свойств,
близких к свойствам, достигаемым после естественного старения
в течение 30 сут.; высокотемпературный режим 100 С, 24 ч Ь
+ 175 СС, 4 ч, приводящий к понижению прочностных харак-
теристик по сравнению с естественным старением, но резко уве-
личивающий сопротивление полуфабрикатов расслаивающей кор-
розии. Перерыв между закалкой и искусственным старением спо-
собствует повышению прочностных характеристик сплава и должен
составлять не менее 3 сут. В этом случае прочностные характери-
стики искусственно состаренных полуфабрикатов близки к проч-
ностным характеристикам естественно состаренных полуфабри-
катов.

Механические свойства. Уступая сплаву 1915 по прочности,
сплав 1935 имеет очень высокие характеристики пластичности и
вязкости при комнатной и пониженных температурах. Механи-
ческие свойства прессованных профилей и листов из сплава 1935
по существующим техническим условиям приведены в табл. 12.

Тонкие листы из сплава 1935 менее прочны, чем толстые, по-
скольку структура тонких листов после закалки в основном рек-

ТА БЛИЦА 12. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА (НЕ МЕНЕЕ)
СПЛАВОВ 1935. 1415 И АД31, ГАРАНТИРУЕМЫЕ
ГОСТ 8617 -75 И ТУ 1-9-346- 77

Полуфабрикаты: вид термообработки	оЕ, МПа	9- МПа	б, %
Сплав 1935			
Профили; без термообработки (зака-	250	160	10
ленные на прессе и естественно соста-			
репные)			
Листы до 1,5 мм; закаленные и есте-	220	130	10
ственно состаренные			
То же, 1,5 мм и более	250	160	10
Сплав 1915			
Профили; без термообработки	320	200	10
То же; закаленные и естественно со-	350	220	10
старенные			
Сплав АД31			
Профили закаленные и естественно	140	70	13
состаренные			
ристаллизованная, а у листов толщиной 2 мм и более сохраняется
перекристаллизованная стрхкт' ра.

С понижением температуры испытания прочность сплава 1935
значительно повышается, что характерно и для других алюминие-
вых сплавов, но одновременно с прочностью очень сильно растет
и пластичность.

Ниже приведены типичные механические свойства закаленных
на воздухе и естественно состаренных профилей из сплава 1935
при различных температурах:

Температура испытания, 'С .	20	—50	— 196
ов, МПа . .			290	310	400
аГ|МПа	190	200	240
6, %	11	15	26
4, %		17	35	46

С повышением температуры испытания прочностные характери-
стики сплава 1935 резко снижаются, и для работы при температу-
рах более 100 С его, как и другие сплавы системы А1—Zn—Mg,

применять невозможно.

Важной отличительной особенностью сплава 1935 является
очень высокая ударная вязкость (aj, которая в первом прибли-
жении характеризует конструкционную прочность материала.
Если ударная вязкость прессованных профилей из сплавов 1915 и
1925 не превышает 400 кДж'см2, а значение а1у (работа разруше-
ния образцов с заранее нанесенной трещиной при испытании на
удар) существенно меньше, то для профилей из сплава 1935 удар-
ная вязкость достигает 800 кДж м2, при этом ату мало отличается
от ан, что свидетельствует о матой чувствительности сплава 1935
к трещине (табл. 13).

Свариваемость, паяемость. По свариваемости сплав 1935 ана-
логичен сплаву 1915, раз} прочнение при сварке несколько меньше,
чем у сплава 1915.

Листы из сплава 1935 ис-
пользуются в основном для
паяных конструкций, для
которых в качестве припоя
применяется силумин, а пай-
ка производится в соляных
ваннах. Главное требование,
предъявляемое к материалу
для паяных конструкций,
заключается в том, что мате-
риал должен выдерживать
нагрев до температур выше
577 сС (температура плавле-
ния силумина) и сохранять
после пайки (нагрева до тем
ператур выше 577 сС) доста-
точно высокую прочность.

ТАБЛИЦА 13. ЗНАЧЕНИЯ ан, ату
ПРОФИЛЕЙ ИЗ СПЛАВОВ 1935 И 1925

Сплав	Старение	Образцы полевые		Образны поперечные	
		-=§	S • ?  ° *	Е ° *	
1935	Естествен- ное	600	600	600	500
	Искусствен- ное	700	700	700	700
1925	Естествен- ное	390	300	310	230
	Искусствен- ное	320	220	190	100
До недавнего времени для паяных копстрз кпий использовали
только термически неупрочняемый сплав АМц, который имеет
очень высокую температуру солидуса (658 ’С). Однако временное
сопротивление листов из сплава АМц всего лишь 100—120 МПа.
Из сплава 1935 можно получать гораздо более прочные паяные
конструкции: сплав выдерживает нагрев до 605—610 сС без пере-
жога, охлаждение конструкции после пайки на воздухе обеспе-
чивает частичною закалку листов и последующее хпрочнение при
естественном старении. В результате листы из сплава 1935 в пая-
ных конструкциях имеют временное сопротивление в зависимо-
сти от толщины и конфигурации конструкций от 200 до 260 МПа.
Никакой другой сплав не обладает после пайки такой высокой
прочностью.

Коррозионная стойкость. Полуфабрикаты из сплава 1935 не
чувствительны к коррозии под напряжением; по- общей корро-
зионной стойкости сплав близок к сплаву 1915; склонность к рас-
слаивающей коррозии листов и профилей из сплава 1935 оцени-
вается баллом 7 [25].

Сплав 1935 имеет широкие перспективы применения как для
тонкостенных, сложных профилей, так и для листов, предназна-
ченных для сварных и паяных конструкций. Профили из сплава
1935 имеют высокого качества поверхность после бесцветного и
цветного анодирования.

5. ЗАРУБЕЖНЫЕ СПЛАВЫ

Состав зарубежных сплавов системы Al -Zn —Mg, включенных
в национальные стандарты, приведен в табл 14.

Сплав 7039, наиболее легированный из зарубежных стандарт-
ных сплавов (Zn -+- Mg до 7,7 °о), в последнее издание справоч-
ника американской алюминиевой ассоциации Standarts and data
не включен. Вероятно, как и отечественные сплавы АЦМ и В92,
он не показал надежной стабильной работы в сварных конструк-
циях.

Марки 7005, MZnMgl, AZ5G, GA6950, А7Х01 —это по суще-
ству различные обозначения одного и того же сплава; различия

ТАБЛИЦА 14. ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ ЗАРУБЕЖНЫХ

В НАЦИОНАЛЬНЫЕ

Марка сплава	Страна	Максималь- ная сумма Zn и Mg, О' /0	Основные			
			Zn	Mg	Мп	
7039	США	7,7	3,5—4,4	2,3—3,3	0,1—0,4	
7005	США	6.8	4,0—5,0	1,0—1,8	0,2—0,7	
AJZnMgl	ФРГ, ГДР	6,4	4,0—5,0	1,0—1,4	0,1—0,5	
AZ5G	Франция	6.3	4,1—4,9	0,9—1,4	до 0,3	
GA6950	Швеция	5,9	4,8	1,1	0,25	
A7N01	Япония	5,9	4,5	1,4	0,4	
в составе, как видно из табл. 14, незначительны. В немецком
сплаве AlZnMgl и шведском GA6950 в отличие от сплавов 7005,
AZ5G, A7N01 нет циркония. Но во многих работах, в том
числе в немецкой работе 1966 г. [27 ], было показано положи-
тельное влияние циркония на свариваемость (и другие свой-
ства [101) сплава AlZnMgl и рекомендовано вводить его в этот
сплав.

Сплав AlZnMgl и его аналоги получили за рубежом наиболее
широкое распространение, как и сплав 1915 в Советском Союзе
Эти сплавы можно рассматривать как аналоги сплава 1915, они
отличаются от сплава 1915 более высоким суммарным содержанием
и большим отношением содержания цинка к магнию. В этих
сплавах, как и в сплаве 1915, одновременно присутствуют добавки
марганца, хрома и циркония.

По свойствам сплавы AlZnMgl, AZ5G и др. оченьблизки к спла-
ву 1915. Сплав 1915, несмотря на более низкое суммарное содер-
жание цинка и магния, не уступает зарубежным аналогам по
прочности благодаря более благоприятному для механических
свойств отношению содержания Zn Mg и вместе с тем более устой-
чив против коррозионного растрескивания. По технологичности
при прессовании сплавы AlZnMgl (и аналоги) нескотько превос-
ходят сплавы 1915 и 1925, но уступают сплаву 1935.

Для правильного понимания роли А1—Zn—Mg-сплавов в тех-
нике, перспектив их дальнейшего развития и в особенности —
перспектив применения в сварных конструкциях в табл. 15 со-
поставлены свойства наиболее важных отечественных сплавов
системы А1—Zn—Mg 1911 и 1915 в сравнении с другими высоко-
прочными свариваемыми термически упрочняемыми алюминиевыми
сплавами.

Как следует из табл. 15, сплавы 1911 и 1915, несколько усту-
пая сплавам 1201 и 01381 по прочности основного материала
(причем, сплав 1911 незначительно), превосходят последние по
общей коррозионной стойкости и, что особенно важно для свари-
ваемых материалов, по прочности, пластичности и ударной вяз-
кости сварных соединений.

''ПЛАВОВ СИСТЕМЫ AI Zn — Mg, ВКЛЮЧЕННЫХ
СТАНДАРТЫ

компоненты, %			Примеси, %, не более		
Сг	Zr	Ti	Fe	Si	Си
0,15—0,25			0.1	0.4	0,3	0,1
0,06—0,2	0,08—0,2		0,40	0,35	0,1
0,1—0,25	—	0,01—0,2	0,5	0,5	0,1
0,15—0,35	0,05—0,25-	0,1	0,4	0,3	0,1
0,2	—	~£		—	—	0,2
0,1	0,15	—	—	—	—
ТАБЛИЦА 15. СРАВНЕНИЕ ТИПИЧНЫХ СВОЙСТВ

	Механические свойства полуфабрикатов						
Сплав		ЛИСТЫ			профили		
	Ов, МПа	Ор 2» МПа	«, %	ов, МПа	Oq о» мПа	6. %	
1911	410—430	350—380	11 — 12	470—500	400—440	10—12	
1915	340—360	280—300	12—14	400—420	320—350	11—14	
1201	430—460	320—360	10—12	410430	320—360	10—12	
01381 (тапа АК8)	430—460	370—400	8—9	490—520	430—470	8—10	

#1 После 90-суточной «ыдержки в 3%-ном растворе NaCI.

*2 После искусственного старения.

*3 По зоне сплавления.

В дополнение к данным табл. 15 следует указать, что полуфаб-
рикаты и сварные соединения из сплавов 1911 и 1915, как и из
сплава 1201, не охрупчиваются при низких (до —250 С) темпера-
турах; их прочность значительно возрастает при понижении тем-
пературы, а пластичность не изменяется. По механическим свой-
ствам при повышенных температурах (выше 100 “С) сплавы
1911 и 1915 уступают сплаву 1201, и для конструкций, работаю-
щих длительное время при повышенных температурах, их реко-
мендовать нельзя.

Глава II.

ТЕНДЕНЦИИ РАЗВИТИЯ
ДЕФОРМИРУЕМЫХ СПЛАВОВ

Описанный выше комплекс свойств деформируемых сплавов
системы А1—Zn—Mg — высокие прочность и пластичность, кор-
розионная стойкость, хорошие свариваемость и технологичность
(особенно при прессовании) — определил неослабевающий инте-
рес исследователей к этим сплавам. В Советском Союзе, Японии,
США, Франции, ФРГ ведутся многочисленные работы, направ-
ленные на изучение механизма коррозии, природы упрочнения и
пластической деформации сплавов системы А1—Zn—Mg, а также
новых составов конструкционных сплавов самого разного назна-
чения на основе этой системы.

При разработке конструкционного материала исследователи
обычно стремятся учесть многие свойства и обеспечить оптималь-
38
ВЫСОКОПРОЧНЫХ СВАРИВАЕМЫХ СПЛАВОВ 1911, 1915. 1201. 01381

	Ухудшение свойств при испытании на коррозию		Сварные соединения				
			КТр, о/ /0	*2 ов , МПа		угол загиба,  град	*3  °н • кДж м!
	А %. %	Аб, %		с усилием	без усиления		
	2—10	15—25	10—20	380—400	320—340	60—70	250
	1—7	8—20	5—10	320—340	300—320	70—75	270
	15—20	70—80	5—10	280—300	240—260	40—50	110
	25—30	70—80	10—20	280—300	250—270	25—35	80

ный комплекс свойств. Однако в зависимости от назначения сплава
то или иное свойство может иметь второстепенное значение или
вообще не играть никакой роли, например, свариваемость, если
материал предназначается для несварных конструкций. Это суще-
ственно влияет на выбор состава сплава, отсюда — большое коли-
чество разработанных в последние годы и рекомендованных для
применения сплавов системы А1—Zn—A'lg.

С определенной степенью условности можно сказать, что все
многочисленные работы над новыми сплавами системы А1—Zn—Mg
осуществляются в наиболее важных направлениях; это — иссле-
дования и разработка:

1)	высокотехнологичных, самозакаливаемых свариваемых спла-
вов с умеренной прочностью;

2)	высокопрочных, технологичных сплавов, не предназна-
ченных для сварных конструкций;

3)	высокопрочных свариваемых сплавов.

Требование высокой коррозионной стойкости специально не
указано в перечисленных направлениях, поскольку это требова-
ние, особенно достаточная устойчивость против коррозии под
напряжением, является обязательным и первостепенным при раз-
работке любого сплава системы А1—Zn—Mg.

Рассмотрим основные результаты работ, проведенных за по-
следние годы в указанных выше направлениях.

1. ВЫСОКОТЕХНОЛОГИЧНЫЕ
САМОЗАКАЛИВАЕМЫЕ СПЛАВЫ

Главным требованием при разработке этих сплавов является
высокая технологичность прежде всего при прессовании, а также
при прокатке, ковке и штамповке. Прочность для конструкцион-
ТАБЛИЦА 16. НОМИНАЛЬНЫЙ СОСТАВ

ВЫСОКОТЕХНОЛОГИЧНЫХ САА.ОЗА КАЛ И БАЕМ Ы X СПЛАВОВ

Сплав	Страна	. .Литератур- пый источ- ник	Основные компоненты.					О/ /0	Примеси. %, не более		
			Zn	Mg	Мп	Сг	Zr	Другие	Fe	Si	Си
Сагреп- tal 30	Италия	[28]	4,1	1,0	0,35	—	0,13	—	—	—	—
7104	Канада	[28]	4,0	0,7	—	—	—	—	—	—	—
ZK60 (7003)	Япония	[29 J	6,0	0,75	0,2	—	0,16	—	0,3	0,2	о,1
ZK61	Япония	[291	6,0	0,35	—	—	0,16	—-	0,3	0,2	0,1
GA6952	Швеция	[30]	5,35	1,25	—-	•—	0,17	—	0,15	0,1	0,05
ZK160	Япония	[29]	6,0	0,9	—	—	0,1	0,4 Си	0,1	0,05	—
Z5H	Япония	131 I	5,5	0,7	——	—	0,1	0,05 Ti	—	•—.	—.
01933	СССР	[32]	5,5	0,6	0,25	—	0,12	0,05 Се	0,4	0,3	0,1
—	Япония 1	—	5,3	0,7	—	—	0,15	0,1 V	—	—	—

1 Пат. (Япония), № 49—14013, 1973.

кого материала всегда имеет немаловажное значение, но для спла-
вов этой группы прочность не является главным свойством.

К рассматриваемым сплавам относится описанный выше оте-
чественный сплав 1935. За рубежом, особенно в Японии, ведутся
исследования, направленные на разработку аналогичных и еще
более технологичных сплавов. Основной путь получения таких
сплавов •— повышение отношения содержания цинка и магния
(по сравнению с таковым в применяемых в настоящее время про-
мышленных сплавах 7005, 1915 и др.) за счет снижения содержания
магния, а в ряде случаев — за счет снижения содержания магния
и повышения содержания цинка. Последнее не полностью, но
в какой-то мере компенсирует потерю прочности от снижения со-
держания магния.

Состав ряда новых высокотехнологичных сплавов приведен
в табл. 16. Не рассматривая пока сплав ZK160, который имеет
специальное назначение, и сплав Carpentai 30, близкий по составу
к стандартным сплавам системы А1—Zn—Mg, остальные сплавы
можно подразделить на две группы: 1) содержащие —6,35 %
Mg (ZK61); 2) содержащие 0,6-0,75 % Mg (ZI\60,01933, Z5H и др.).
Общим для всех сплавов является наличие добавки циркония
(0,1—0,16 %) и отсутствие хрома. В стандартных сплавах системы
А1—Zn—Mg, нашедших промышленное применение, в отечествен-
ных (1915, 1911) и в зарубежных (AlZnMgl, 7005 и др., см. табл. 14)
хром содержится, поскольку он является чрезвычайно важным
компонентом, повышающим устойчивость сплавов против коррозии
под напряжением. Вместе с тем хром повышает чувствительность
сплавов к скорости охлаждения при закалке и увеличивает склон-
ность к расслаивающей коррозии.
Полагая, что стойкость против коррозии под напряжением но-
вых сплавов (при низком содержании магния) и без хрома доста-
точно высока, и желая исключить отрицательные эффекты от
присутствия хрома, разработчики высокотехнологичных сплавов
в разных странах единодушно отказались от легирования этих
сплавов хромом. Однако следует иметь в виду, что сплавы, содер-
жащие 6,0 °'о Zn, 0,7—0,75 % Mg, без хрома (особенно в тех
случаях, когда и марганец не содержится), мог\т иметь понижен-
ную устойчивость против коррозии под напряжением

Ряд новых сплавов, как следует из табл. 16, содержит помимо
циркония, малые добавки других модифицирующих компонентов
(ванадий, титан, церий).

Японский сплав ZK160 отличается от других сплавов, приве-
денных в табл. 16, несколько более высоким содержанием магния
(0,9 %), добавкой меди (0,4 %) и очень малым содержанием при-
месей железа и кремния, т. е. этот сплав должен приготавливаться
на чистейшем атюминии. Добавка меди и повышенная чистота
сплава относительно примесей железа и кремния улхчшают ка-
чество поверхности профилей после анодирования.

Все сплавы, приведенные в табл. 16, как уже отмечалось, в ос-
новном предназначены для изготовления прессованных профилей.
Повышенная технологичность этих сплавов выражается в том, что
из них можно прессовать более тонкие профили, с большими ско-
ростями истечения и при меньших давлениях, причем все эти
качества выражены те м сильнее, чем ниже содержание магния
в сплаве. Например, при прессовании одинаковых профилей из
одинаковых слитков получены значения максиматьного давления
прессования и скорости истечения, приведенные в табл. 17.

Таким образом, сплав с 0,7 % Mg (и 6 % Zn) по технологич-
ности приближается к самому технологичному промышленному
сплаву АД31, а при содержании 0,4 % Mg (не более) А1—Zn—Mg-
сплав становится более технологичным, чем АД31.

Типичный среди сплавов второй группы (с 0,7 % Mg) япон-
ский сплав ZK60 после прессования и искусственного старения
(100 °C, 3 ч + 170 °C, 4 ч) имеет статическую прочность (сгв =
= 360 МПа, От, = 320 МПа), предел выносливости (127 МПа)
и сопротивление коррозии под напряжением примерно такие же,
как и стандартные сплавы (см. табл. 14), например, японский
сплав A7N01. Дальнейшее понижение содержания магния в сплаве
с 6 % Zn приводит к существенному снижению прочностных ха-
рактеристик (табл. 18).

Но даже сплав с 0,23 % Mg имеет удовлетворительные проч-
ностные характеристики, примерно соответствующие таковым для
сплавов АМг5 и АД31 в искусственно состаренном состоянии.

Профили из сплава с минимальным содержанием магния (по-
следний сплав в табл. 18) не чувствительны к коррозии под напря-
жением. Сплавы с 0,4 % Mg и выше при испытании под напряже-
нием 0,9оП 2 имеют некоторую склонность к коррозионному рас-
ТАБЛИЦА 17.
ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ
ХА Г A KT Е Р И СТ ИКИ НЕКОТОРЫХ
СПЛАВОВ

Сплав	Максималь- ное давле- ние, Mila	Скорость истечения, м/с
6063 (типа АД31)	14,0	0,5
А7Х01 (4,5 % Zn;  1,2 % Mg) Опытные:	20,0	0,23
6 % Zn; 0,7 % Mg	15,0	0,37
6 % Zn;  0,39 % Mg	13,5	0,47
6 % Zn;  0,23 % Mg	11,5	0,5

ТАБЛИЦА 1S. ТИПИЧНЫЕ
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРОФИЛЕЙ ИЗ СПЛАВОВ

AI 6 Zn H,17ZrC РАЗЛИЧНЫМ
СОДЕРЖАНИЕМ МАГНИЯ [-9]

о и ним	После прессо- вания ( 3 ч)			После есте- ственною ста- рения. 30 сут.		
	°1Р  МПа	Ml hi	д.  О .0	(Тв-  МПа	°0,2-  МПя	6.  <1  0
0,70	230	120	17	360	240	15
0,56	180	so	17	310	210	15
0,39	130	50	18	290	180	16
0,23	НО	40	19	250	110	15

трескпванию [29], т. е. сплавы А1—Zn—iMg с 6 % Zn и суммар-
ным содержанием цинка и магния 6,4 % и более (и без добавок
хрома и марганца) не могут быть использованы для ответственных
силовых конструкций.

По свариваемости все рассматриваемые новые высокотехноло-
гичные сплавы при условии применения соответствующей приса-
дочной проволоки (типа 1557) не отличаются от стандартных сп та-
вов системы А1—Zn—Mg. Хорошая свариваемость этих сплавов,
особенно малое разупрочнение сварных соединений по сравнению
с основным материалом, определяет их преимущество перед
сплавами такой же прочности других систем. Например, полу-
фабрикаты из японского сплава ZK61 имеют такую же прочность,
как из сплавов АД31 (А1—Mg—Si) и 5033 (АМг4,5), но прочность
сварных соединений из первого сплава на 20—40 % выше, чем
из последних [33].

2 ВЫСОКОПРОЧНЫЕ ТЕХНОЛОГИЧНЫЕ СПЛАВЫ,
НЕ ПРЕДНАЗНАЧЕННЫЕ

ДЛЯ СВАРНЫХ КОНСТРУКЦИЙ

Как указывалось выше (при рассмотрении ставов АЦМ,
В92Ц и др.), для многих сплавов системы А1—Zn—Mg характерно
сочетание высоких прочностных характеристик с высокой пластич-
ностью, ударной вязкостью и хорошей технологичностью при
прессовании. Эти качества очень важны при изготовлении многих
конструкций без применения сварки.

Принципы выбора состава сплавов применительно к изготовле-
нию таких полуфабрикатов несколько изменяются: 1) появляется
возможность повышения по сравнению со свариваемыми сплавами
суммарного содержания цинка и магния; 2) в состав сплавов в боль-
ших количествах можно вводить медь, которая ухудшает свари-
ваемость, но положительно влияет на механические свойства и
сопротивление коррозии под напряжением

Суммарное содержание цинка и магния в свариваемых сплавах
выбирается из условия обеспечения достаточной стойкости против
коррозионного растрескивания сварных соединений, которые
всегда менее стойки, чем основной материал. Поэтому если в кон-
струкции полуфабрикаты работают без сварных соединений,
максимальное содержание цинка и магния в сплаве может быть
повышено. В связи с этим высокопрочные сплавы системы А1 —
Zn—Mg, предназначаемые для несварных конструкций, характе-
ризуются более высоким суммарным содержанием цинка и магния
и наличием во многих случаях меди. Соотношение содержаний
цинка и магния в ставах устанавливается с учетом технологич-
ности при прессовании.

Сплавы этой группы благодаря сочетанию высокой прочности,
пластичности, вязкости и хорошей коррозионной стойкости служат
прекрасным материалом для транспортного машиностроения:
в последнее время, в частности, ряд сплавов используется для
изготовления бамперов легковых автомобилей. Указанные харак-
теристики свойств позволяют применять эти сплавы для изготов-
ления брони

Состав некоторых сплавов рассматриваемой группы приведен
в табт 19. Как следует из данных таблицы, суммарное содержа-
ние цинка и магния в сплавах превышает 7 %, а в некоторых до-
стигает 10—11 %. Столь высокое содержание цинка и магния
определяет высокий уровень прочности полуфабрикатов. Напри-
мер, типичные значения механических свойств сплава Kon-
structal 21 62 после закалки и искусственного старения состав-
ляют: сгв - 460 МПа, cr0i2 420 МПа, 6 = 11%. Механические
свойства катаной плиты из сплава № 8 (см. табл 18) еще выше:
ов = 500 МПа, о02 = 450 МПа, 6 = 11 %. Подверженность рас-
сматриваемых сплавов коррозии под напряжением в связи с вы-
соким содержанием цинка и магния более сильная, чем промыш-
ленных сплавов, описанных в гл. I.

Все сплавы, за исключением тех, в которых повышено содер-
жание меди (№ 4, 5, 6), хорошо свариваются аргонодуговой
сваркой, и многие сплавы (например, 7, 8, 9 в табл. 18) реко-
мендуются для сварных конструкций. Однако, по нашему мнению,
для напряженных сварных конструкций эти сплавы применять
нельзя без специальной термообработки, поскольку при низкой
устойчивости сварных соединений из сплавов системы А1—Zn—
Mg с таким высоким содержанием цинка и магния против корро-
зии под напряжением невозможно гарантировать надежную ра-
боту конструкций.
ТАБЛИЦА 19. СОСТАВ ВЫСОКОПРОЧНЫХ ОПЫТНЫХ
СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al —Zn—Mg ДЛЯ НЕСВАРНЫХ
КОНСТРУКЦИЙ (СПЛАВЫ 1—6 ОПИСАНЫ ПО ДАННЫМ РАБОТ [13, 28])

Номер сплава	Марки сплавов	Страна	Основные компоненты, %						Примеси, %, не более		
			Zn	Mg	Мп	Сг	Zr	Си	Fe	Si	Си
1.	Х7046	США	6,6—7,6	1,0—1,6	до 0,3	ДО 0,2	0,1—0,18	—	0,4	0,2	0,25
2.	Х7146	США	6,6—7,6	1,о—1,6	до 0,03	до 0,03	0,1—0,18	—	0,4	0,2	0,25
3.	Конструкталь 21/62	ФРГ	5,8	1,8	—	0,4	—	—	—	—	—
4.	Х7029	США	4,2—5,2	1,3—2,0	до 0,03	до 0,03	—	0,5—0,9	0,12	o.l	—
5.	Х7016	США	4,0—5,0	0,8—1,4	до 0,03	до 0,3	—	0,6—1,4	0,1	0,1	—
6.	1925У	СССР	4,5—5,5	1,0—1,6	0,2—0,8	—	0,1—0,2 0,005—  0,2 % Се	0,15—0,8	0,7	0,5	—
7.	—	США 1	5,5—9,0	0,8—2,0	до 0,35	До 0,3	0,05—0,2	0,11—0,25	—	—	—
8.	—	Англия 2	5,0—6,0	1,7—2,1	0—0,4	—	0,05—0,2 до 0,1	0,1—0,15	0,5	0,2	—
9.	—	Япония 3	3—5	4—6	0,1—1,0	0,1—0,4	0,1—0,4	—	—	—	—

1 Пат. (США), № 39'15861, 1976.

2 Пат. (Англия), 1975, № 1392729.

3 Пат. (Япония), 1977.
ТАБЛИЦА 20. ТИПИЧНЫ! МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ПРОФИЛЕЙ ИЗ СПЛАВА 1925У В СРАВНЕНИИ СО СПЛАВОМ 1925

Вид термообработки	Толщина полки профиля, мм	1925У			1925		
		°в-  МПа	°0.2 МПа	. с.  0 ,0	°В’  МПа	°0,2’ МПа	б.  О' /0
Прессование + естест-	10	435	313	14,8	352	241	23,0
венное старение 30 сут.	3	400	280	16,0	345	230	18,0
Закалка -1- естественное	10	465	315	16,0	370	230	26,0
старение 30 сут.	3	410	280	17,5	365	220	19,5

Для всех сплавов, кроме № 9, отношение содержания цинка
и магния более 2,5, что обеспечивает хорошую технологичность
при изготовлении из них прессованных полуфабрикатов. И только
сплав № 9 типа В92, в котором Zn Mg < 1, имея хорошее сочета-
ние прочности и пластичности, мало технологичен при прессова-
нии — требует высокого давления и прессуется с малыми ско-
ростями истечения металла.

Американские сплавы Х7046, Х7146, Х7029, Х7016 разра-
ботаны специально для изготовления бамперов автомобилей.
Цель очень малого содержания в сплавах Х7029 и Х7016 железа
и кремния — обеспечить хорошую декоративную поверхность
бамперов после анодирования. По-видимому, высокими требова-
ниями к качеству и цвету поверхности после анодирования опре-
деляется также жесткое ограничение содержания марганца и
хрома в сплаве Х7146. Сплавы № 7, 8, 9 предназначены для из-
готовления броневых плит.

Сплав 1925У (№ 6) рассматривается как заменитель сплава
1925. Будучи более технологичным, чем сплав 1925, он в то же
время более прочен (табл. 20). Отличительной особенностью сплава
1925У от других сплавов, состав которых приведен в табл. 19,
является наличие в нем малой добавки церия, которая положи-
тельно влияет на сопротивление расслаивающей коррозии.

Сплав 1925У по сопротивлению коррозионному растрескива-
нию не уступает сплаву 1925, несмотря на более высокое суммарное
содержание цинка и магния. Отрицательное влияние на сопротив-
ление коррозионному растрескиванию повышенного суммарного
содержания цинка к магния компенсируется более благоприятным
отношением содержания цинка к магнию в сплаве 1925У, чем
в 1925.

При испытании сплава 1925У на коррозию под напряжением
имитировали наиболее неблагоприятные условия эксплуатации:
были испытаны высотные образцы, вырезанные из прессованной
полосы сечением 60x90 мм, после закалки и 200-ч старения при
100 °C; испытания проводили в атмосферных условиях при по-
стоянном растягивающем напряжении, равном 0,75сго 2- «Дли-
телыюсть жизни» образцов при указанных (очень жестких)
условиях испытания была более 140 с\т.

Сплав 1925У может найти широкое применение в качестве
конструкционного материала для несварных конструкций взамен
д\ратюминов и других высокопрочных, но менее коррозионно-
стойких и технологичных алюминиевых ставов.

3. ВЫСОКОПРОЧНЫЕ СВАРИВАЕМЫЕ СПЛАВЫ

Разработка высокопрочных материалов на основе системы
А1—Zn—Mg для сварных конструкций, более прочных, чем суще-
ствующие в настоящее время свариваемые сплавы (1915. 1911;
7005; AlZnAlgl; А7\'Л), представляет наиболее сложную задачу,
так как основные способы повышения прочности А1—Zn—Alg
сплавов либо снижают стойкость сварных соединений против
коррозионного растрескивания (повышение суммарного содержа-
ния цинка и магния, термообработка на максимальную прочность),
либо резко ухудшают свариваемость (добавление в сплавы зна-
чительных количеств меди).

Работы, которые велись в течение последнего десятилетия и
продолжаются в настоящее время, над повышением прочности
свариваемых сплавов системы А1—Zn—Mg, имеют два направле-
ния: 1) выбор дополнительных легирующих компонентов, которые
положительно влияют на сопротивление сплавов коррозионному
растрескиванию и позволяют тем самым повысить содержание
цинка и магния; 2) изыскание новых технологических приемов
изготовления полуфабрикатов и обработки сварных соединений,
чтобы повысить стойкость к коррозионному растрескиванию
сплавов с высоким содержанием цинка и магния

Идея выбора оптимального сочетания в свариваемых сплавах
системы А1—Zn—Mg добавок переходных металлов широко исполь-
зовалась при разработке применяющихся в настоящее время таких
сплавов [8—13]. Легирование сплавов 1911, 1915 одновременно
марганцем, хромом и цирконием позволило повысить предельно
допустимое содержание цинка и магния. Исследования влияния
перечисленных переходных металлов, а также других (ванадия,
молибдена, вольфрама) на комплекс свойств свариваемых сплавов
системы А1—Zn—Alg продолжаются.

Из числа других дополнительных легирующих компонентов
большое внимание уделяется серебру и литию; опубликованы
данные о положительном влиянии на свойства А1—Zn—Mg-спла-
вов очень малых добавок золота. Состав некоторых новых сплавов,
запатентованных в последние годы, но, по-видимому, не нашедших
пока промышленного применения, приведен ниже: 1) 5,5Zn;
3,4Mg; l,2Aln; 0,2Zr — ФРГ [34]; 2) ~5Zn; ~2Mg; 0,005—0,3Au —
Япония [35]; 3) 3,5—6,5Zn; 0,5—2,0Mg; 0,5—l,5Aln; 0,3—0,8W —
Япония *\ 4) 4,0—6,0Zn; 0,5—2,0Alg; 0,05—0,3Zr; 0,1— 0,8\V —

#1 Пат. (Япония), № 52 — 22734, 1977.
Япония * *'2; 5) 3,5—7,0Zn; 1- 3,5Mg; 0,001--0,5Ag— Япония *3;
6) 4,5—5.5Zn; 2—3 Mg; 0,6Mn; 0,2Cr; 0,2Zr; 0,25—0,75Li — СССР
[1871; 7) 3—6Zn; 2—4Mg; 0,1—0,4Cr; до 2Cu; 0,1—0,4Ti; 0,02—
0,2Li — США *4.

Значительное повышение содержания марганца в Al—Zn—
Mg-сплавах в 2—3 раза по сравнению с применяющимися в про-
мышленности сплавами (сплав 1) может обеспечить высокую
прочность, особенно прессованных полуфабрикатов, и улучшить
сопротивление коррозионному растрескиванию, но только при
очень малом содержании в сплаве железа и кремния и при высокой
скорости кристаллизации заготовки, когда весь марганец (или
по крайней мере большая его часть), входит в твердый раствор.
По данным работы [34], получены прессованные профит из
данного сплава, у которых о„ = 570 МПа, сг02 = 510 МПа при
KiSCC 750 Н мм3-2. После старения по режиму, обусловли-
вающему некоторое перестаривание сплава, Кцсс повышается
до 1000 Н мм3,2, о0 , при этом снижается, но остается достаточно
высоким (456 МПа).

Сплав 1, как и сплав 2, будут, по нашему мнению, иметь
ограниченное примененне>-Ятолько для мелких полуфабрикатов,
которые могут быть изготовлены из слитков малого сечения,
кристаллизующихся с высокими скоростями охлаждения. Добавка
вольфрама в сплавах 2 и 3 способствует повышению устойчивости
против коррозии под напряжением. Однако степень этого повыше-
ния по материалам, приведенным в патентах, не ясна. По нашему
мнению, заметное положительное влияние добавки вольфрама,
как и высоких содержаний марганца, может быть получено только
при очень больших скоростях охлаждения при кристаллизации,
т. е. при непрерывном литье слитков малого сечения или при литье
полосы по методу «Хантер».

Роль добавки серебра в А1—Zn—Mg-сплавах изучается в тече-
ние длительного времени. Показано, что добавки серебра (десятые
доли процента) оказывают существенное влияние на кинетику
распада пересыщенных твердых растворов цинка и магния в алю-
минии [36, 37] (см. также гл. VII данной книги), и благодаря
этому возможно повысить стойкость сплавов против коррозии под
напряжением. Однако до настоящего времени сплавы системы
А1—Zn—Mg с добавками серебра (типа сплава 4), а также марганца
и других переходных металлов не нашли практического приме-
нения. Это, вероятно, объясняется тем, что, во-первых, серебро
является драгоценным металлом, во-вторых, оно отрицательно,
примерно как и медь, влияет на свариваемость сплавов.

.Малые добавки лития (десятые доли процента), аналогично
серебру, оказывают влияние на кинетику распада твердых раство-

*2 Пат. (Япония), № 49 — 18524, 1974.

*3 Пат. (Япония), Xs 49 — 4123, 1974.

*4 Пат. (США), X’s 3843357, 1974.
ров цинка и магния в алюминии, а также на морфологию и рас-
пределение продуктов распада в матрице. Замедление распада
твердого раствора основных компонентов (цинка и магния) в алю-
минии в широком диапазоне температур старения при легировании
сплавов литием позволяет при правильном выборе режима старе-
ния увеличить прочность сплавов при комнатной и повышенных
температурах, а также сопротивление коррозионному растрески-
ванию.

Известны следующие данные 1 о влиянии лития (0,12 %) на
прочность при различных температурах литейного сплава, содер-
жащего 5,5 % Zn, 3,5 "6 Mg, 1 % Си, 0,2 % Сг, 0,1 % Ti, осталь-
ное А1, МПа:

о20	Л50	250	„350

В	В	В	в

Без Li	.	. .	490	431	178	72

С 0,12 %	Li	570	465	215	80

Вместе с тем следует отметить, что А1—Zn—Mg-сплавы, леги-
рованные литием, пока не внедрены в производство. Положи-
тельно влияя на механические свойства и сопротивление корро-
зии под напряжением, литий значительно ухудшает технологич-
ность сплавов при литье и обработке давлением: способствует по-
вышению газонасыщенности, что ведет к образованию дефектов
в полуфабрикатах и обусловливает пористость в сварных швах,
а также заметно снижает пластичность сплавов при комнатной
и повышенных температурах.

Установлено [35] очень эффективное влияние малых добавок
золота на механические свойства А1—Zn—Mg-сплавов. Добавка
0,005 no Au в сплаве 7 обеспечивает повышение предела теку-
чести на 100 МПа; большие добавки золота не увеличивают эф-
фекта. Одновременно с ростом прочности наблюдается повышение
пластичности. Повышение прочности от малых добавок золота
объяснено авторами работы 135] увеличением количества зон ГП
и выделений промежуточной фазы ц' в сплаве при старении.

Как показывают приведенные выше данные, исследования,
цель которых — повышение прочности и коррозионной стойкости
свариваемых А1—Zn—Mg-сплавов путем легирования новыми ком-
понентами, дали обнадеживающие результаты, но все эти сплавы
находятся в стадии эксперимента и опытного опробования.

В области изыскания технологических приемов, позволяющих
повысить стойкость против коррозии под напряжением сплавов
системы А1—Zn—Mg (и за счет этого увеличить содержание
цинка и магния), известны работы 1 2 по подбору режимов гомоге-
низации, температуры обработки давлением, которые бы обеспе-
чивали оптимальную устойчивость против коррозии под напряже-
нием, т. е. оптимальные дисперсность и распределение по зерну

1Пат. (США), № 3843357, 1974.

2 Пат. (Япония), Ns 49 — 1121, 1974
твердого раствора продуктов распада твердого раствора циркония
в алюминии. В упомянутом патенте рекомендуется, в частности,
как и в работе [16], низкотемпературная гомогенизация слитков
при температуре >400 С. Такая термообработка слитка с после-
дующей горячей деформацией его при температурах от 400 до
500 "С обеспечивает равномерное распределение дисперсной фазы
AlsZr в матрице сплава, содержащего до 8 % Zn и до 3 % Mg,
т. е. наиболее благоприятную структуру для получения сплава
с оптимальным сопротивлением коррозионному растрескиванию.

Известны также работы 1381 по оптимизации скоростей охла-
ждения при закалке, которая в сильной степени влияет на сопро-
тивление коррозии под напряжением. Показано [38], что умень-
шение скорости охлаждения сплава алюминия с 4—5 °о Zn и
2—3 % Mg с 250 до 1- 2 С с приводит к заметному огрублению
выделений фазт)' и i] (по границам субзерен), увеличению ширины
зоны, свободной от выделений, от 45 до 280 нм, при этом сг() 2
снижается с 385 до 355 МПа, но сплав становится практически
нечувствительным к коррозии под напряжением. Однако следхет
указать, что регулирование скорости охлаждения при закалке
не эффективно при обработке полуфабрикатов для сварных кон-
струкций, так как их работоспособность лимитируется стойкостью
против коррозии под напряжением сварных соединений, а струк-
тура околошовных зон формирхется в процессе охлаждения
после сварки.

В связи с влиянием выделений упрочняющих фаз на границах
зерен на коррозию под напряжением определенный интерес пред-
ставляет работа [39], в которой показано на примере сплава
A15Zn3Mg, что монокристаллические образцы, имеющие суб-
зерна с малой разориентировкой, не склонны к коррозионному
растрескиванию, а склонность бикристаттических образцов к кор-
розионному растрескиванию зависит от х г та разорпентировки
зерен. Максимальную склонность к коррозион. ому растрескива-
нию показали образцы с углами разорпентировки зерен 20, 80
и 1200

Одним из важных направлений в разработке средств повыше-
ния сопротивления коррозии под напряжением высоколегирован-
ных сплавов системы Al - Zn—Mg является изыскание способов
обработки поверхности потхфабрикатов с целью получения на
поверхности структурного состояния, не чувствительного к корро-
знонномх растрескиванию. В качестве таких способов разными
исследователями предлагаются поверхностный нагрев \ дробе-
струйный наклеп 140], вакуумный нагрев изделий 141 I.

В японском патенте 1 2 показано, что кратковременный нагрев
листов из сплава A14,5Zn3Mg (210 'С, 10 с), предварительно
подвергнутых закалке и старению при 120 °C, 100 ч, в 3—4 раза

1 Пат. (Япония), № 49 — 14045, 1974.

2 Пат. (Япония), № 52 — 22734, 1977.
повышает устойчивость против коррозии под напряжением, обес-
печивая при этом <тн = 440 Х1Па, <т02 = 396 МПа, 6 = 9 %. Для
сварных конструкций этот способ, вероятно, может быть исполь-
зован для местного кратковременного нагрева околошовных зон.

Дробеструйной обработкой поверхности изделий (в том числе,
сварных соединений) на ней создаются сжимающие напряжения,
что обусловливает уменьшение технологических и рабочих растя-
гивающих напряжений. В работе [40] показано, что дробеструй-
ный наклеп изделий из сплава A16Zn2,4\lg0,74Cu0,lCr0,28Mn
в несколько раз повысил срок их службы в водном растворе NaCl
под напряжением 320 МПа.

В работе сообщается [41 1, что образцы из сплава A14,5Zn2Mg
перед закалкой подвергались нагреву в вакууме при температуре
выше температуры нагрева под закалку, датее следовала обычная
термообработка (закалка и старение). Вакуумный! нагрев, не изме-
нив механических свойств сплава, привел к повышению стойкости
против коррозии под напряжением ботее чем в 2,5 раза. Положи-
тельное влияние вакуумного нагрева на коррозионную стойкость
сплава объяснено уменьшением содержания цинка и магния в по-
верхностном слое образцов. Это объяснение подтверждено дан-
ными локального рентгеноспектрального анализа: на глубине
до 300—400 мкм обнаружено пониженное содержание цинка
и магния.

Приведенный выше обзор работ, цель которых — повышение
прочности свариваемых сплавов при достаточном сопротивлении
коррозии под напряжением как путем дополнительного легирова-
ния их новыми компонентами, так и путем изыскания новых тех-
нологических режимов обработки полуфабрикатов и изделий,
показывает, что за последние годы предложен целый ряд довольно
эффективных способов получения более прочных, чем применяе-
мые в промышленности в настоящее время, и коррозионностойких
свариваемых сплавов системы А1—Zn—Mg. Эти способы, по всей
вероятности, находятся в стадии опытного опробования, но про-
мышленного применения пока не получили.

Глава III.

ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВОВ.
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА СЛИТКОВ

1.	СТРУКТУРА И ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СПЛАВОВ

В РАВНОВЕСНОМ СОСТОЯНИИ

Равновесные структура и фазовый состав промышленных сплавов системы
А1 — Zn — Mg могут быть описаны тронной диаграммой состояния с учетом
некоторых изменений, вносимых небольшими добавками легирующих элементов
(Си, Мп, Zr, Сг) и примесями (Ге, Si). Тройная диаграмма системы А1 — Zn — Mg
описана в целом ряде работ, из которых наиболее полным является исследование
Михеевой [42]. Результаты этих многочисленных исследований, обобщенные
Мондольфо [43, 44J, представлены на рис. 6 и 7.

Судя по тройной диаграмме состояния (см. рис. 6), твердый раствор на основе
алюминия может находиться в равновесии с фазами: Al8Mg5, Al2Mg3Zn3 (фаза Т),
MnZn2 (фаза tj), Mg2Znn, AlZn и Zn.

На рис. 7, а показаны изотермы солидуса в алюминиевом углу диаграммы;
там же заштрихована область, включающая в себя составы основных применя-
емых и разрабатываемых сплавов этой системы.
Тройные сплавы, соответствующие промышленным по содержанию цинка
и магния, имеют температуру равновесного солидуса в пределах 570—630 'С
и, кроме твердого раствора на основе алюминия, могут содержать в равно-
весном состоянии только две фазы: либо Т, либо 1], либо обе эти фазы (см.
рис. 7, б).

Тройная Т-фаза, обычно обозначаемая Al2Mg3Zn3, имеет переменный состав
в широких пределах: от 20 до 35 % Mg и от 65 до 22 % Zn. Наиболее часто встре-
чаемому составу соответствует формула (AlZn)49Mg32. Эта фаза имеет кубиче-
скую решетку с 162 атомами в элементарной ячейке. Период решетки а может
изменяться от 1,428 до 1,471 нм при'увеличении содержания цинка. Некоторые
исследователи приводят значение периода о == 1,415 нм пли 1,416 нм. При со-
держании 25 Со Mg и 35 % Zn фаза имеет твердость по Виккерсу 4200 МПа,
а при содержании 26 % Mg и 52 % Zn ее твердость уменьшается от 3400 МПа3.
при комнатной температуре до 2200 МПа при 600'С [44].

MnZn2 (84,32 % Zn) — гексагональная фаза Лавеса (»]). Ее кристаллическая
решетка содержит 12 атомов в элементарной ячейке с периодами а = 0,516—
0,522 нм, с = 0.849—0,856 им. В ней может растворяться до 3 % алюминия.
Твердость по Виккерсу трфазы составляет 2500 ЧП а при температуре ~300 С;
выше этой температуры твердость быстро уменьшается, а пластичность возра-
стает [44].

В промышленные сплавы на основе системы А1 — Zn — Mg могут входить
небольшие добавки меди, марганца, циркония, хрома, а также примеси железа
и кремния. Добавление меди понижает температуру ликвидуса и солидуса сплава
на 10—15 и 35—50 СС соответственно на каждый добавляемый процент меди.
Новой фазой, связанной с присутствием меди в сплаве, может быть Al2CuMg,
которая имеет орторомбическую решетку с 16 атомами в элементарной ячейке
с периодами а = 0,401 нм, Ь = 0,925 нм, с = 0,715 нм. Растворимость марганца
в алюминии заметно уменьшается в присутствии цинка и магния, поэтому по-
явление марганецсодержащих фаз возможно уже при содержании более 0,02—
==0,03 % Мп в сплаве [43]. Этими фазами могут быть: А1вМп, Al10(MgMn)3
Al12Mn3Si.

Фаза А16Мп (25,34 % Мп) в двойной системе образуется по эвтектической
реакции при 658 °C. Она имеет орторомбическую решетку с 28 атомами в элемен-
тарной ячейке с периодами решетки: а = 0 64278 нм, Ь = 0,75518 нм, с =
= 0,88703 нм. Тройная фаза Al10(MgMn)3 содержит 12—13 % Mg и 14—15 % Мп,
возможна также формула Al10Mg2Mn; от носителыю кристаллической структуры
данных нет.

Фаза Al12Mn3Si имеет кубическую решетку с периодом о= 1.268 нм. Эле-
ментарная ячейка содержит 138 атомов. До 90 "о Мп в этой фазе может заме-
щаться железом, при этом период уменьшается до 1,250 нм

Из стабильных цирконийсодержащпх фаз в промышленных А1 — Zn — Mg-
сплавах, по-видпмому, может присутствовать только фаза Al3Zr. Она содержит
52,9 % Zr и имеет объемиоцентрированпую тетрагональную решетку, содер-
жащую 16 атомов в элементарной ячейке с периодами в = 0,4013 нм и с =
= 1,742 нм [43].

Добавки хрома могут вызвать появление в сплавах системы А1 — Zn — Mg
трех хромсодержаших фаз: XI Cr, Al]gCr2Mg3 и AlCrMgZn [43]. Некоторые иссле-
дователи предлагают для фазы А1?Сг формулу А113Сг2. Наиболее вероятная кри-
сталлическая решетка — моноклинная, содержащая около 104 атомов в эле-
ментарной ячейке. Параметры решетки: а = 2,5196 нм, b = 0,7574 им, с =
= 1,0949 нм. Р = 128э 43'.	. .

Тройная фаза Al18Cr2Mg3 содержит 12—16 °о Сг, 8—12 % Mg, имеет куби-
ческую решетку, 184 атома в элементарной ячейке, период решетки а = 1,4564 нм.
Четверная фаза AlCrMgZn не идентифицирована.

Примеси железа и кремния также могут вызывать образование стабильных
фаз в сплавах системы А1 — Zn — Mg; это фазы Al3Fe, AleFe2Si и Mg2Si.

Фаза Al3Fe (40,7 % Fe) в двойной системе А1 — Fe входит в состав эвтек-
тики, образующейся при 655 СС. Она имеет моноклинную решетку, 100 атомов
в элементарной ячейке, параметры решетки: а = 1.5489 нм, b 0.80831 нм,
с = 1,2176 нм, у = 107э 43'.
Тройная фаза AlBFe2Si образуется, если содержание и железа и кремния
в сплаве выше 0,3 %; она содержит 30—33 % Fe, 7,4—11 % Si, имеет гекса-
гональную решетку с периодами: а = 1.23 нм, с= 2.62 нм.

Фаза Mg?Si (36,8 % Si) встречается практически во всех промышленных
сплавах, имеет кубическую решетку с 12 атомами в элементарной ячейке. Период
решетки а = 0,635— 0,640 им. В сплавах, содержащих добавки марганца, хрома
и циркония, примеси железа и кремния могут входить в состав фаз, образуемых
этими добавками [43].

2.	СТРУКТУРА И ФАЗОВЫЙ СОСТАВ
НЕГОМОГЕНИЗИРОВАННЫХ СЛИТКОВ

Единственным промышленным методом получения слитков всех деформи-
руемых алюминиевых сплавов в настоящее время является непрерывное литье.
Вопросы кристаллизации и структуры слитков, полученных этим методом, по-
дробно рассматривались, например, в работах [45—48].

Сплавы системы А1 — Zn — Mg имеют относительно невысокие литейные
свойства. Объемная доля неравновесных эвтектик в этих сплавах невелика,
и даже при малых скоростях литья существует тенденция к усадочной пористости.
Из-за широкого интервала кристаллизации сплавы этой системы имеют склон-
ность к образованию горячих трещин, особенно сильнолегированные и имеющие
большие отношения Zn Mg. Добавки меди увеличивают горячеломкость. Другие
элементы в тех количествах, в каких они обычно входят в состав, значительного
влияния на тптейные свойства не оказывают [43].

Обычно для слитков алюминиевых сплавов, в том числе для сплавов
А1 — Zn — Mg, типична макроструктура, состоящая из трех зон: небольшой
периферийной зоны равноосных зерен, зоны столбчатых кристаллов и централь-
ной зоны равноосных кристаллов. В зависимости от условий литья в слитке
могут присутствовать не все, а две или даже одна структурная зона. Многие
исследователи связывают образование зоны столбчатых кристаллов с существо-
ванием в лунке области перегретого металла. В работе [46] отмечается, что путем
подвода струи перегретого металла к любому участку поверхности кристаллиза-
ции слитка можно добиться образования столбчатой структуры на этом
участке.

Согласно теории концентрационного переохлаждения, зона столбчатых
кристаллов в слитке образуется в том случае, когда переохлаждение перед фрон-
том кристаллизации недостаточно для зарождения новых кристаллов, поэтому
имеет место «конкурирующий» рост кристаллов, образовавшихся ранее [49].
Чем выше градиент температур и меньше скорость перемещения фронта кристал-
лизации, тем легче образуется зона столбчатых кристаллов. В месте ввода све-
жего перегретого металла в лупке существуют подобные условия (высокий гра-
диент температуры и малая скорость кристаллизации), что и объясняет образо-
вание зоны столбчатой структуры.

Если в расплаве существуют готовые центры для зарождения кристаллов,
то кристаллы перед фронтом кристаллизации образуются при значительно мень-
шем переохлаждении. Поэтому зона столбчатых кристаллов может полностью
отсутствовать, а размер зерна в слитке резко уменьшается, если в расплаве при-
сутству’ют дисперсные неметаллические включения или в сплав вводятся добавки
тугоплавких металлов, дающих первично кристаллизующиеся мелкокристал-
лические выделения. Особенно эффективными модификаторами являются добавки
титана и циркония [47, 49]. Еще более сильное измельчение зерна можно полу-
чить, применяя вместе с модифицированием обработку расплава мощным ультра-
звуком [50]; в этом случае зерно уменьшается до размеров дендритной
ячейки.

Вследствие высокой скорости охлаждения (102—103°С.'*шн), свойственной
процессу непрерывного литья, кристаллизация слитков весьма далека от равно-
весной: диффузия в твердой фазе в значительной мере подавлена, что приводит
к резко выраженной дендритной (вну'трикристаллитной) ликвации, т. е. к не-
однородности по химическому составу. Элементы, понижающие температуру
плавления сплава (коэффициент распределения К < 1) *, обогащают перифе-
рийные области дендритов, а элементы, повышающие температуру плавления
(К > 1), центральные области. В алюминиевых сплавах к первым относятся
медь, цинк, магний, марганец, кремний, железо, а к последним — хром, цирко-
ний, титан [51—57].

В работе [52] с помощью рентгеноспектрального анализа было подтвер-
ждено, что цинк и магний при неравновесной кристаллизации обогащают гра-
ницы дендритных ячеек, а хром — их центр. Марганец и железо при содержании
соответственно 0,2 % и 0,15 "о ликвируют незначительно. Ликвация имеет огра-
ниченное влияние на структуру сплавов с содержанием (Zn -1- Mg J- Си) < 6 %.
Эти сплавы лежат в области твердого раствора магния, цинка и меди в алюми-
нии, количество неравновесных фаз в них невелико.

Легкоплавг не эвтектики в сплавах систем А1 — Zn — Mg точно не иденти-
фицированы. Квазибииарная эвтектика a (Al)-1-Al2Mg3Zn3 при 489 °C обра-
зуется только в сплавах с точным соотношением Zn/Mg = 2,5. В большинстве
сплавов наиболее легкоплавкие эвтектики — это a (Al) + Al8Mg5 -1- Al2Mg3Zn3
(447 °C) или чаще a (Al) -j- Al2Mg3Zn3 + MgZn2 (475 °C). Добавки меди могут
понижать точку плавления на 20—25 °C, но для четверной эвтектики а (А1)

Al2CuMg Al2Mg3Zn3 + MgZn2 сообщается температура плавления 475 °C,
совпадающая с температурами плавления тройной и квазибинарной а (А1) +

MgZn2. Неизвестно, входят ли Mg2Si и интерметаллиды переходных металлов
в легкоплавкие эвтектики, но если и входят, то их влияние на температуру пла-
вления незначительно [43].

Проведенное аторами книги исследование совместного и раздельного вли-
яния небольших добавок переходных металлов (0,4 % Мп; 0,2 % Zr; 0,2 % Сг)
на структуру негомогенпзированного слитка диаметром 92 мм из сплава А1 —
4% Zn—2 % Mg подтвердило, что цирконий является активным модификатором
и сильно измельчает зерно (рис. 8). Добавки марганца и хрома практически не
повлияли на размер зерна. Слитки сплава без добавок переходных металлов
имеют относительно крупное зерно (500—600 мкм), внутри которого наблюдается
большое количество (десятки) дендритных ячеек, на их границах расположены
включения округлой формы размером 5—10 мкм. По-вкдимому, это фаза Т,
образовавшаяся в результате неравновесной кристаллизации. Раздельное и со-
вместное легирование сплава указанными добавками (Мп, Zr и Сг) не привело
к образованию заметного количества новых фаз.

Гораздо более сильное влияние на фазовый состав сплавов системы
А1 — Zn —Mg оказывают примеси железа и кремния. Их влияние изучали на
слитках диаметром 92 мм из сплава 1925 с помощью качественного рентгено-
спектрального анализа на приборе MS46 фирмы «Камека». При минимальном
содержании примесей (0,05 % Fe, 0,03 % Si) структура негомогенизированного
слитка практически не отличается от структуры слитка тройного сплава: на гра-
ницах дендритных ячеек и зерен пересыщенного твердого алюминиевого раствора
присутствуют включения интерметаллидов размером 10—20 мкм (рис. 9, с).
После травления в 0,5 %-ной плавиковой кислоте они окрашиваются в темно-
коричневый цвет. Эти частицы, содержащие в своем составе цинк, магний и медь,
по-видимому, относятся к фазе Т, в которой атомы меди могут замещать атомы
цинка.

По мере увеличения содержания железа в сплаве до 0,6 % в структуре не-
гомогенизированного слитка, помимо вышеупомянутых частиц, появляются вы-
деления более сложной формы (рис. 9, б). До травления они слабо окрашены,
а после травления приобретают коричневый оттенок. Эти выделения содержат
медь, марганец и железо. При содержании железа более 0,5 % их объемная доля
значительно превышает объемную долю частиц Т-фазы.

Увеличение содержания кремния в сплаве до 0,7 % приводит к появлению
в структуре слитка двух новых фаз (рис. 9, в). Обе имеют коричневый цвет после
травления в 0,5 %-ной плавиковой кислоте, но одна из них светлее и имеет слабо
очерченные границы. Она содержит цинк, медь, марганец, железо и кремний.

* Коэффициент распределения — отношение концентрации примеси в твер-
дой фазе к концентрации в жидкой, находящейся с ней в равновесии [49].
Рис. 8. Структура негомогениаированных слитков:

а, б — макроструктура, XI; в. г — микроструктура, X 200; а. е — сплав А1 —
4 % Zn—2 % Mg; б, г — сплав А1 — 4 % Zn—2 % Mg —0,2 % Zr

Во вторую фазу входят те же компоненты, кроме железа. При малом содержании
железа в сплаве количество второй фазы заметно больше, чем первой.

При одновременном увеличении содержания железа и кремния в структуре
гомогенизированного слитка появляются также две новые фазы; одна черного
цвета, а другая — светлокоричневая (рис. 9 г). Первая выделяется в более ком-
Рис. 9. Влияние железа и кремния на фазовый состав негомогеннзированного слитка
сплава 1925, X 450:

а — 0,05 % Fe; 0,03 % Si; б — 0,6 % Fe; 0,03 % Si; в — 0,05 % Fe; 0,7 % Si; г — 0.6 %
Fe; 0.7 % Si

пактной форме и состоит из цинка, меди, железа и кремния; вторая часто имеет
скелетообразную форму, содержит марганец, железо, кремний и следы меди.
Ее содержится несколько больше, чем первой.

Таким образом, изменение в сплаве 1925 содержания примесей железа и крем-
ния в пределах ГОСТа резко изменяет фазовый состав негомогенизированных
слитков (табл. 21).

В литературе практически отсутствуют сведения о влиянии технологии изго-
товления слитков А1 — Zn — Mg-сплавов на их структуру и свойства. Исследо-
вание, проведенное нами на слитках сплава 1911, показало, что изменение ско-
рости от 25 до 150 мм/мин и температуры литья от 750 до 900 °C не вносит суще-
ственных изменений в макро- и микроструктуру негомогенизированных слит-
ков. Увеличение диаметра слитка от 92 до 370 мм вызывает увеличение размеров
зерна в 2—3 раза и дендритной ячейки в 3—4 раза. Поскольку скорость охла-
ждения при непрерывном литье определяется главным образом диаметром слитка,
то увеличение размера дендритной ячейки в слитках большего диаметра хорошо
согласуется с полученным в работе [58] для алюминиевых сплавов уравнением,
связывающим средний диаметр d дендритной ячейки со скоростью охлаждения
иозл следующим образом: lg d = ° 58—0,4061g иохл.

В слитках сплавов системы А1 — Zn — Mg явление зональной (прямой и
обратной) ликвации выражено очень слабо. Обычно этот вид ликвации нахо-
дится в пределах ошибки определения [44].

Тонкая структура слитков сплавов системы А1 — Zn — Mg ранее не была
изучена. В результате работы, проведенной авторами книги методом просвечи-
вающей электронной микроскопии тонких фольг, было показано, что характер-
ными чертами тонкой структуры слитков являются:
ТАБЛИЦА 21. ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СЛИТКОВ ИЗ СПЛАВА 192S
С РАЗЛИЧНЫМ СОДЕРЖАНИЕМ ПРИМЕСЕЙ ЖЕЛЕЗА

И КРЕМНИЯ В ЛИТОМ И ГОМОГЕНИЗИРОВАННОМ СОСТОЯНИЯХ

Содержание в сплаве, % (по массе)  Fe	|	Si	Услов- ное обо- значение фаз	Zn	Mg	Си	Мп	Fe	Si

Литое состояние

0,05	0,03	1	+
0,6	0,03	1	
		2	—-
0,05	0,7	1	+
		3	
		4	т
0,6	0,7	1	+
		5	+
		6	—
	Гомогенизация 450 JC, 24		
0,6	0,03	2	—
0,05	0,7	7	—
		6	-—.
0,6	0,7	6	—-
		7	—.

1 Плюс — фаза содержит элемент, мииз с — не содержит.

ч, охлаждение в воде

1)	относительно высокая плотность дислокаций, сравнимая с плотностью
дислокаций после слабой холодной деформации (рис. 10, а);

2)	наличие дислокационных сплетений типа полос деформации, наблюдав-
шихся ранее некоторыми исследователями в слабодеформированных полуфабри-
катах (рис. 10, б, в); эти сплетения могут располагаться в различных кристалло-
графических направлениях;

3)	существование крупных (> 10 мкм) субзерен, имеющих криволинейные
границы, образованные хорошо разрешаемыми в электронном микроскопе ди-
слокационными сетками и стенками (рис. 10, г).

Границей дендритной ячейки служит малоугловая граница, обшая для не-
скольких субзерен. Внутри дендритной ячейки находится несколько крупных
субзерен, размер которых в отлииие от магналиев [59] не изменяется от центра
ячейки к периферии. Это можно объяснить тем, что концентрационные напряже-
ния, возникающие при кристаллизации в сплавах системы А1 — Zn — Mg
значительно ниже, чем в алюминиймагниевых сплавах, содержащих более
5 % Mg, из-за более низкой концентрации магния, а также из-за большого со-
держания цинка, который изменяет период решетки алюминия противоположно
магнию.

Небольшие добавки переходных металлов, изменение содержания примесей
железа и кремния, изменение температуры и скорости литья слитков не оказы-
вают заметного влияния на тонкую структуру негомогенизированного слитка.
Скорости охлаждения слитков диаметром не более 204 мм достаточны для пол-
ного подавления процесса распада пересыщенного твердого раствора — никаких
вторичных выделений в этих слитках не было обнаружено. В слитках диаметром
370 мм наблюдали в отдельных местах дисперсные выделения цинкмагниевой
фазы, обусловленные распадом твердого раствора при охлаждении слитка после
литья (рис. 10, д).
Рис. 10. Особенности тонкой струк-
туры иегомогенизированных слит-
ков:

а — высокая плотность дислокаций.
X 20 000; б, в — Дислокационные ско-
пления, х 25 000 н X 10 000 соот-
ветственно; г — дислокационная стен-
ка. X 30 000: д — распад твердого
раствора в слитке сплава 1911 диаме-
тром 370 мм. X 40 000

3. ВЛИЯНИЕ ГОМОГЕНИЗАЦИИ НА СТРУКТУРУ
И ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СЛИТКОВ

Отжиг — гомогенизация применяется для слитков деформируемых алюми-
ниевых сплавов с целью растворения неравновесных эвтектических фаз, выде-
лившихся при кристаллизации по границам дендритных ячеек, и устранения
химической неоднородности твердого раствора. Температура гомогенизации
должна быть выше температуры полного растворения в алюминии всех легиру-
ющих элементов и ниже температуры плавления равновесной эвтектики. Вы-
держка при температуре гомогенизации зависит от размеров дендритных ячеек
и эвтектических включений интерметаллидных фаз. Эти размеры определяются
скоростью кристаллизации, а последняя — главным образом размером слитка.
Поэтому продолжительность гомогенизации крупных слитков должна быть боль-
шей, чем мелких. Кроме того, время гомогенизации зависит от коэффициента
диффузии в алюминии компонентов, содержащихся в растворяемой фазе.
В слитках промышленных сплавов системы А1 — Zn — Mg при гомогениза-
ции протекают процессы, характерные для всех деформируемых алюминиевых
сплавов. Это, во-первых, растворение неравновесных эвтектик, содержащих
выделения фаз MgZn2, Al2Mg3Zn3 и Al2CuMg, и диффузионное выравнивание со-
става твердого раствора. Во-вторых, распад пересыщенного алюминиевого твер-
дого раствора с выделением алюминидов переходных металлов. Важнейшей
характеристикой первого процесса является коэффициент диффузии. Медь, маг-
ний, кремний и цинк имеют достаточно высокие коэффициенты диффузии и могут
перераспределяться в алюминии достаточно быстро даже при относительно низ-
ких температурах. Хром, железо, марганец, цирконий и другие переходные
металлы имеют очень малые коэффициенты диффузии. Поэтому гомогенизация,
применяемая в производственных условиях, может выравнять содержание всех
легирующих элементов, кроме упомянутых [43, 57].

На практике для А1 — Zn — Mg-сплавов применяют гомогенизацию при
420—500 °C в течение 3—24 ч. Растворимость переходных элементов в алюминии
при этих температурах обычно ниже их фактического содержания в твердом
растворе, образованном при быстром охлаждении слитка в процессе непрерыв-
ного литья. Поэтому при гомогенизации происходит распад твердого раствора
с образованием дисперсных частиц. После гомогенизации по обычным режимам
размер выделившихся частиц не позволяет наблюдать их в световом микроскопе,
можно видеть лишь области повышенной травимости шлифа, которые, по-види-
мому, соответствуют скоплениям частиц [10, 25]. Длительные выдержки при
высоких температурах (550 °C, 48 ч и более) приводят к коагуляции выделений
марганецсодержащих фаз. Они имеют вид стержней и хорошо видны в световом
микроскопе.

Распад твердого раствора циркония и хрома в алюминии в сплавах системы
А1 — Zn — Mg проходит значительно медленнее. Циркониевые выделения не
удалось наблюдать под световым микроскопом после отжига в течение 48 ч при
550 °C, фиксировалась только повышенная травимос~ь центральных областей
дендритных ячеек [10]. Частицы хромсодержащих фаз удалось наблюдать ме-
таллографически после 5 сут отжига при 400—450 °C.

На основании результатов металлографических исследований процессов
распада твердого раствора переходных металлов в алюминии невозможно опре-
делить природу частиц, выделяющихся при распаде. При исследовании методом
электронной микроскопии тонкой структуры закаленных листов из сплава
А1—4,8 % Zn—1,25 % Mg, содержащего или 0,25 % Zr, или 0,25 % Сг или
0,40 % Мп, в них обнаружены интерметаллидные частицы размером от несколь-
ких сотых до нескольких тысячных долей микрометра. Их состав зависит от
температуры и длительности гомогенизации и, как правило, не соответствует
составу двойных фаз алюминия с переходными металлами.

В сплаве с цирконием после гомогенизации в течение 4—24 ч при 450—
550 °C обнаружены частицы фазы А1 — Zr размером до 50,0 нм, имеющие куби-
ческую решетку с периодом 0,404 нм, когерентную решетке алюминиевой матрицы.
После отжига в течение 24 ч при 600 °C эти частицы отсутствуют, а вместо них
наблюдаются более грубые частицы фазы Al3Zr размером около 500,0 нм. В сплаве
с хромом при всех температурах отжига (465—600 °C) обнаружены частицы фазы
Al18Cr2Mg3, имеющей г. ц. к.-решетку с периодом 1,453 нм В сплаве с марганцем
обнаружены частицы размером до 1 мкм

Нами проведено исследование структуры слитков диаметром 92 мм из сплава
А1 — 4 % Zn — 2 % Mg, содержащего отдельные или совместные добавки пере-
ходных металлов (0,4 % Мп 0,2 % Zr, 0,2 °п Сг), после гомогенизации в тече-
ние 24 ч при 450 и 550 °C. Структура гомогенизированного слитка трехкомпонент-
ного сплава зависит от температуры гомогенизации и скорости охлаждения после
нее. После охлаждения в воде структура практически одинакова при обеих иссле-
дованных температурах гомогенизации. По сравнению с литым состоянием за-
метно резкое уменьшение количества интерметаллидных включений, они прак-
тически полностью растворились.

При медленном охлаждении слитка тройного сплава с температуры гомоге-
низации 450 °C (охлаждение в печи со скоростью 50 °С/ч) на шлифах появляется
картина дендритного строения, вызванная неравномерной травимостью шлифа:
Рис. 11 Структура слитка из сплава А1—4 % Zn—2 % Mg, медленно охлажден-
ного после гомогенизации:

а, б — X 200; в — X 13 000; г — Х25 ООО; а, в — гомогенизация 450 °C, 24 ч; б,
г — гомогенизация 550 °C, 24 ч

периферийные области дендритных ячеек травятся значительно сильнее, чем
центральные (рис. 11, а). Если же слиток медленно охлаждается после гомоге-
низации при 550 °C, то картина дендритного строения отсутствует, а внутри каж-
дого зерна появляется четко выявляемая сетка тонких линий, похожих на суб-
зеренные границы (рис 11,6).

С помощью электронной микроскопии удалось доказать, что оба эти эффекта
связаны с выделением частиц цинкмагниевых фаз, происходящим при распаде
твердого раствора в процессе медленного охлаждения. Эти частицы имеют форму
стержней толщиной несколько десятков, а длиной — несколько сотен нано-
метров (рис. 11, в), что характерно для фазы т] (MgZn2) (выделения фазы Т обычно
имеют равноосную форму [60]) В первом случае они располагаются в относи-
тельно узких областях, соответствующих периферии дендритных ячеек
(рис. 11, в), а во втором — выстраиваются по определенным линиям (рис. И, г).
Разориентировка между областями, разделяемыми такими линиями, не обнару-
жена. (Об отсутствии разориентировкн свидетельствует постоянный контраст,
сравнение электрограмм, снятых по обе стороны линии, и свободное пересечение
линии отдельными дислокациями). По-видимому, это линии малоугловых границ,
существовавших в слитке до гомогенизации.

В слитках сплавов, содержащих марганец, картину дендритной неоднород-
ности наблюдали независимо от температуры гомогенизации и скорости охлажде-
ния после отжига (рис. 12, а). Электронно-оптический анализ показал, что не-
однородная травимость шлифа в слитках, быстро охлажденных с температуры
гомогенизации, связана с выделением частиц марганецсодержащих фаз в про-
цессе распада на основе твердого раствора алюминия при температуре гомогени-
зации.
Распад твердого раствора, как и при медленном охлаждении, происходит на
периферии дендритных ячеек. Ширина областей распада соизмерима с шириной
областей повышенной травимости на шлифах. Выделения обычно имеют форму
пластин, их размер увеличивается по мере приближения к границе области рас-
пада (от нескольких десятков нанометров в центре области до нескольких микро-
метров на периферии) (рис. 12, б). Количество выделений после гомогенизации
при 550 °C заметно меньше, чем при 450 °C (рис. 12, в). Это легко объяснить уве-
личением растворимости марганца в алюминии при повышении температуры го-
могенизации и коагуляцией выделений.

Анализ более 40 картин электронной микродифракции, полученных от от-
дельных частиц, показал, что в слитках сплавов, содержащих марганец, при
температурах гомогенизации 450—550 °C происходит выделение частиц несколь-
ких фаз. Наиболее надежно установлено существование фазы, имеющей простую
кубическую решетку с периодом 1,265 нм. Это точно соответствует кристалли-
ческой решетке тройной фазы Al12Mn3Si. Весьма вероятно также присутствие
частиц метастабильной фазы А112Мп, имеющей простую кубическую решетку с пе-
риодом 1,328 нм.

Целый ряд дифракционных картин от частиц остался нерасшифрованным:
они не соответствовали ни одной из известных фаз, возможных в исследованных
сплавах По-видимому, эти картины принадлежат частицам сложных фаз, содер-
жащих марганец Частицы стабильной фазы А16Мп не были обнаружены ни при
одном режиме гомогенизации.

В слитках сплавов, содержащих марганец, медленно охлажденных после
гомогенизации при 450 °C, области выделения частиц марганцевых и магний-
цинковых фаз совпадают. Если внутри такой области находится высокоугловая
граница, то вдоль нее образуется зона, свободная от выделений, шириной около
микрометра (рис. 12, а). По-видимому, существование этой зоны связано с локаль-
ным уменьшением концентрации марганца вблизи границ дендритных ячеек
и зерен, которое было обнаружено в слитках алюминиевых сплавов разных
систем по результатам рентгеноспектральных исследований [61, 62].

В исследованных слитках обеднение марганцем приграничных участков
дендритных ячеек не было обнаружено, вероятно, из-за их малой ширины, об-
условленной высокой скоростью кристаллизации (в работах [61, 62] обедненные
марганцем зоны четко выявлялись в медленно охлажденных отливках). По дан-
ным микрорентгеноспектрального анализа и марганец, и основные легирующие
элементы (магний и цинк) в исследуемых слитках (диаметром 92 мм) после гомо-
генизации при 450 °C распределены по сечению дендритных ячеек равномерно.
Следовательно, образование продуктов распада твердого раствора на основе
алюминия только в периферийных зонах дендритных ячеек может быть обусло-
влено либо незначительной ликвацией марганца (в сплавах, содержащих марга-
нец), которая не была установлена экспериментом, либо ликвацией примесей,
либо образованием устойчивых продуктов распада на начальных стадиях гомо-
генизации, когда еще имеется ликвация по основным легирующим элементам.

Однозначного объяснения причин образования сетки из цепочек выделений
в сплавах без марганца после гомогенизации при 550 °C и последующем медлен-
ном охлаждении (рис. 12, г) также не найдено. Возможно, при более высоких
температурах гомогенизации ликвация примесей устраняется в большей степени,
уровень пересыщенности твердого раствора, необходимый для инициирования
зарождения цинкмагнневых выделений на периферии дендритных ячеек, не до-
стигается, и при медленном охлаждении слитка после гомогенизации эти выделе-
ния зарождаются в местах бывших малоугловых границ, которые в начале гомо-
генизации служили стоками для растворенных атомов, в том числе и атомов
примесей.

В сплавах с цирконием и с хромом (но без марганца) микроструктура слитков
после гомогенизации претерпевает в основном те же изменения, что и в тройном
сплаве. Кроме того, в слитках сплавов, содержащих цирконий, независимо от
скорости охлаждения с температуры гомогенизации 450—550 °C, наблюдали
(в электронном микроскопе) скопления дисперсных сферических частиц раз-
мером 10--50 нм Часто они выявлялись вследствие характерного деформацион-
ного контраста с полосой нулевого контраста посредине (рис. 13). По размеру,
Рис. 12. Структура гомогенизированного слнтка сплава А1—4 % Zn —2 % Mg-

О.4 % Мп:

с — X200; б — Х4000; в — X 12 000: г — X 16 000; а, б, г — гомогенизация
450 °C, 24 ч; в — то же, 550 °C, 24 ч а, б в — охлаждение после отжига в воде,
а — медленное охлаждение после отжига

форме и контрасту эти частицы резко отличаются от выделений марганецсодер-
жащих фаз. Подобные частицы наблюдались ранее при распаде твердого раствора
циркония в алюминии в двойных сплавах [63, 64, 65], а также в полуфабрикатах
промышленных сплавов системы А1 — Zn — Mg [66, 67] и были идентифициро-
ваны как частицы метастабильной фазы А] — Zr с простой кубической решеткой,
имеющей период 0,408 нм.

Рис. 13. Выделение метастабильной фазы А1 — 7г в гомогенизированных слит-
ках;

а — гомогенизация 450 °C, 24 ч. X 22 000; б — то же, 550 °C, 24 ч. X 20 000
Кристаллографически частицы ориентированы так же, как решетка алюми-
ниевой матрицы. Между решетками частиц и матрицы существует когерентность
(о чем свидетельствует характер контраста), не исчезающая даже после 24-часо-
вого отжига при 550 °C. Скопления этих частиц не вызывают появления на шли-
фах областей повышенной травпмости. Частицы стабильной фазы Al3 Zr не были
обнаружены при одном режиме гомогенизации.

В сплаве, содержащем 0,20 % Сг, выделение частиц хромсодержащих фаз
при гомогенизации не было зарегистрировано. Возмож) о, твердый раствор хрома
в алюминии не был достаточно пересыщен при использованных температурах
гомогенизации 450—550 "С.

Влияние содержания примесей железа и кремния на структуру гомогени-
зированных елнтков исследовали на слитках диаметром 92 мм из сплава 1925
Слитки отжигали 24 ч при температуре 450 С и охлаждали в воде или в печи
с остановкой на 2 ч при 280 °C. Ступенчатое охлаждение было применено для мо-
делирования реальных условий охлаждения слитков на производстве (280 С
температура минимальной устойчивости твердого раствора в этом сплаве, см.
гл. VI).

При гомогенизации во всех сплавах (независимо от содержания примесей)
происходит практически полное растворение фазы, содержащей цинк, магний
и медь, т. е. Т-фазы (см. табл. 21). В сплавах, содержащих минимальное коли-
чество кремния (0,03 %), больше никаких фазовых превращений не наблюдали:
состав и количество фазы, содержащей медь, марганец и железо, не изменились.
В сплавах с более высоким содержанием кремния (особенно, начиная с 0,3 %)
в процессе гомогенизации произошли серьезные изменения фазового состава.

В гомогенизированных слитках из этих сплавов содержатся две избыточные
фазы. Выделения первой, слабо окрашенные на нетравленых шлифах, стано-
вятся светлокоричневыми после травления (рис. 14, а). По данным микрорент-
геноспектрального анализа, они содержат марганец, железо и кремний. В спла-
вах, бедных железом, эти выделения встречаются относительно редко. Вторая
фаза и до, и после травления окрашена в черный цвет, она содержит только маг-
ний и кремний (рис. 14, а. б). По-видимому, это фаза Mg2Si.

Если в сплаве содержится мало железа и много кремния (например, 0,05 %
Fe и 0,7 % Si), то в гомогенизированном слитке присутствуют два типа выделе-
ний этой фазы Размер частиц первого типа порядка десятков микрометров
располагаются они по границам зерен или дендритных ячеек и имеют неправиль-
ную форму. По-видимому, эти частицы образовались из фаз более сложного со-
става, выделившихся в процессе кристаллизации. Частицы другого типа пред-
ставляют собой стержни или тонкие пластины толщиной 0,5 и длиной 10—15 мкм.
Они располагаются внутри зерен и имеют преимущественную ориентировку
в одном или двух (часто взаимно перпендикулярных) направлениях (рис. 14, б).
При переходе от одного зерна к другому ориентировка частиц изменяется. Ско-
рее всего эти частицы выделились из твердого раствора при гомогенизации.

Таким образом, в процессе гомогенизации практически полное растворение
фаз, образовавшихся в результате неравновесной кристаллизации, наблюдается
только в сплаве, содержащем сотые доли процента примесей железа и кремния.
В сплавах с содержанием примесей более 0,5 % (каждой) количество выделений
интерметаллпдов после гомогенизации практически не уменьшается, хотя фазы
сложного состава содержащие кремний, могут коренным образом изменять свой
состав (см. табл 21), что свидетельствует об их неравновесности. Они превра-
щаются в фазу, содержащую только магний и кремний. Скорее всего — это фаза
Mg2Si, которая, судя по полученным результатам, является стабильной для спла-
вов системы А1 — Zn — Mg, содержащих более 0,3 % Si.

Кроме изменения количества н состава крупных интерметаллпдов, образо-
вавшихся при кристаллизации, примеси железа и кремния значительно изменяют
картину неоднородной травимости шлифов гомогенизированных слитков как
после быстрого, так и после медленного охлаждения с температуры гомогениза-
ции. Как было показано выше, эта картина связана с выделением из пересыщен-
ного твердого раствора частиц марганецсодержащих фаз при температуре гомо-
генизации и магнийцинковых фаз — при медленном охлаждении слитка после
гомогенизации.
Рис. 14 Влияние железа н кремния на структуру гомогенизированного слитка из
сплава 1925 (гомогенизация 450 °C, 24 ч):

а, б — охлаждение после отжига в воде, Х300; в—е — медленное охлаждение
после отжига X 200; а— 0,6 % Fe; 0.7 % Si; б — 0,05 % Fe; 0.7 % Si; в — 0,05 % Fe;

0,03 % Si; г — 0,6 % Fe; 0,03 % Si; d — 0,05 % Fe; 0,7 % Si ; e —
0,6 % Fe; 0,7 % Si

При минимальном содержании примесей (0,05 % Fe и 0,03 % Si) на шлифе
наблюдается такая же картина дендритного строения, как и в модельном сплаве
А1—4% Zn—2 % Mg—0,4 % Мп, приготовленном на чистом алюминии (А99)
(рис. 14, в). По мере увеличения содержания железа или кремния в сплаве, не-
зависимо от скорости охлаждения слитка после гомогенизации, травимость
шлифа становится более равномер: ой (рис. 14, г, д, е). При одновременном уве-
личении содержания и железа, и кремния травимость сначала выравнивается
за счет повышения травимости осей дендритов, а при дальнейшем повышении
концентрации примесей (до 0,6 % Si и 0,7 % Fe) — наоборот, за счет уменьше-
ния травимости межосных пространств (общая травимость при этом заметно
ослабляется, рис. 14, е).
Рис. 15 Влияние железа и кремния иа тонкую структуру гомогенизированного
слитка из сплава 1925 (гомогенизация 450 °C. 24 ч):

а, в, г — X 10 000; б — .30 000; а, г — 0,6 % Fe; 0,7 % Si; б — 0,6 % Fe; 0.03 %
Si; в — 0.05 % Fe; 0,7 % Si; а, б — охлаждение после отжига в воде; в, г — мед-
ленное охлаждение после отжига

Электронно-микроскопическое исследование структуры слитков, закаленных
с температуры гомогенизации, показало, что увеличение содержания в сплаве
железа и кремния приводит к более равномерному распаду пересыщенного твер-
дого раствора на основе алюминия при температуре гомогенизации. Частицы
марганецсодержащих фаз выделяются из твердого раствора не только в области
границ дендритных ячеек (как это было в сплавах с минимальным содержанием
примесей), но и в центральных областях. В результате общее число частиц за-
метно увеличивается.

При максимальном суммарном содержании примесей наблюдается заметное
измельчение выделений марганецсодержащих фаз, их форма становится более
равноосной (рис. 15, а). Этим, по-видимому, объясняется уменьшение степени
растравливания шлифа. Изменение содержания примесей в сплаве оказывает вли-
яние и на выделение частиц метастабильной циркониевой фазы: в сплавах с по-
вышенным содержанием железа или кремния (>0,5%) наблюдали выстраива-
ние этих частиц в цепочки или образование стержней в направлениях < 100 >
матрицы (рис. 15, б). По-видимому, это промежуточная стадия превращения мета-
стабильных выделений с кубической решеткой в выделения стабильной
фазы Al3Zr с тетрагональной решеткой, имеющие форму стержней.

Распад твердого раствора алюминия, происходящий при медленном охла-
ждении слитка с температуры гомогенизации, также зависит от содержания
примесей в сплаве. С увеличением содержания железа или кремния при таком
охлаждении выравнивается распределение продуктов распада по объему кристал-
литов. Более сильно на выделение магнийцинковых частиц влияют добавки
кремния: в сплавах с повышенным содержанием кремния (>0,3 %) часто наблю-
дались частицы, ориентированные в направлениях < 100 > матрицы (рис. 15, в);

3 Елагин В. И. и др.

65
изменяется их электрохимическое поведение — они уже не вытравливаются при
электрополировке, как прежде, а все остаются в фольге. Очевидно, эти частицы
принадлежат не магнийцинковой фазе, а фазе Mg2Si.

При максимальном содержании примесей в сплаве наблюдается резкое из-
мельчение частиц магнийцинковой фазы (рис. 15, г), их максимальный размер
не превышает 300 нм. По-видимому, это вызвано инициирующим воздействием на
распад твердого раствора частиц марганецсодержащих фаз, которые в этом сплаве
отличаются особой дисперсностью.

Известно, что для алюминиевых сплавов других систем скорость охлажде-
ния слитков после гомогенизации оказывает существенное влияние на свойства
полуфабрикатов Например, в работе (68] показано, что термическую стабиль-
ность перекристаллизованной структуры прессованных прутков из сплава Д16
значительно снижают грубые частицы, образующиеся при распаде твердого
раствора меди и магния в алюминии в процессе медленного охлаждения слитка
с температуры гомогенизации. Относительно системы А1 — Zn — Mg такие све-
дения отсутствуют.

Влияние скорости охлаждения слитка после гомогенизации на его структуру
перед началом прессования исследовали на слитках из сплава 1925 диаметром
134 мм. Слитки гомогенизировали по режиму 450 °C, 24 ч и охлаждении в воде,
на воздухе, в асбесте, в печи и в печи с остановкой на 2 ч при 280 °C. После этого
слитки нагревали в индукционной печи до температур прессования (350—400 °C)
и закаливали в воде. Изменение скорости охлаждения слитков с температуры
гомогенизации вызывает значительные изменения их структуры, связанные
с различной степенью интенсивности процесса распада твердого раствора цинка
и магния в алюминии: от полного подавления распада при охлаждении в воде
(рис. 16, а) до образования большого количества довольно грубых частиц (раз-
мером не менее 5 мкм) цинкмагниевой фазы при ступенчатом (с остановкой)
охлаждении слитка (рис. 16, б).

При последующем нагреве слитков до 380—400 °C частицы цинкмагниевой
фазы быстро растворяются. Так, достаточно десятиминутной выдержки при
400 °C, чтобы растворились самые грубые частицы (рис. 16, б) и структура стала
такой же, как при температуре гомогенизации (рис. 16, а) Нагрев до темпера-
туры 350 °C вызывает лишь частичное растворение цинкмагниевых выделений
в медленно охлажденном слитке. В слитке, закаленном после гомогенизации,
при последующем нагреве до 350 °C уже через 15 мин заметно появление частиц
цинкмагниевой фазы, а через 30 мин различия в структуре слитков, связанные
с разной скоростью охлаждения после гомогенизации, становятся малозамет-
ными.

Результаты, изложенные выше, и анализ литературных данных позволяют
представить общую картину структурных и фазовых превращений, происходя-

Рис. 16. Тонкая структура слитка нз

сплава 1925 (гомогенизация 450 °C, 24 ч).

X 12 000

а — охлаждение после отжига в воде; б — медленное охлаждение после
отжига
щих в слитках непрерывного литья диаметром до 400 мм из сплавов системы
Л1 — Zn — Mg, начиная с отливки слитков и кончая нагревом их перед горячей
деформацией.

При непрерывном литье вследствие высоких скоростей кристаллизации
и последующего охлаждения негомогенизированный слиток весьма далек от
равновесного состояния. Основными фазовыми составляющими негомогенизи-
рованного слитка являются многокомпонентный пересыщенный твердый раствор
на основе алюминия, содержащий цинк, магний, медь, переходные металлы
и примеси; неравновесные выделения цинкмагниевых фаз (в их состав входит
и медь) и фаз сложного состава (содержат основные и неосновные легирующие
элементы и примеси). .Пересыщенный твердый раствор вследствие дендритной
ликвации имеет переменный состав: границы дендритных ячеек обогащены цин-
ком, магнием и марганцем. Ликвация марганца невелика и при содержании его
в сплаве 0,35 % не фиксируется мнкрорентгеноспектральным анализом.

Скорость охлаждения слитков диаметром до 200 мм с температуры кристал-
лизации достаточна для полного подавления распада пересыщенного твердого
раствора. При охлаждении слитка диаметром 370 мм в некоторых местах (по-
видимому, наиболее обогащенных цинком и магнием) выделяются мелкие (20—
30 нм) частицы цинкмагниевых фаз; переходные же металлы из твердого раствора
при этом не выделяются. Частицы фаз. образующихся в процессе неравновесной
кристаллизации, располагаются по границам дендритных ячеек и имеют размеры
от нескольких микрометров до нескольких десятков микрометров в зависимости
от диаметра слитка. Количество и состав этих частиц находятся в тесной связи
с содержанием примесей железа и кремния в сплаве.

При гомогенизации в слитке происходит растворение неравновесных фаз,
выравнивание состава твердого раствора и выделение из него алюминидов пере-
ходных металлов. Многокомпонентные фазы при гомогенизации, как правило,
не растворяются, но могут изменять свой состав. При распаде пересыщенного
твердого раствора на основе алюминия происходит выделение марганец- и цир-
конийсодержащих фаз. На этот процесс оказывает влияние содержание в сплаве
примесей железа и кремния. Если этих примесей сотые доли процента, то вы-
деляются частицы фазы Al12Mn3Si, возможно, фазы А1]2Мп и, по крайней мере,
еще одной неизвестной фазы. Процесс выделения идет быстро: при 400 °C уже
через 0,5 ч появляются частицы размером 30—50 нм. После стандартной гомо-
генизации 24 ч при 450 “Сони имеют форму пластин размером (длиной) десятки —
сотни нанометров. Выделение происходит только на периферии дендритной
ячейки, чем и обусловливается неоднородная травимость шлифа. При большем
содержании примесей частицы выделяются и в центральных областях, а, следова-
тельно, увеличивается количество частиц, травимость шлифа становится более
равномерной.

Выделение циркония из твердого раствора более медленное, первые частицы
метастабильной фазы А1 — Zr размером 10—20 нм зарегистрированы лишь через
6 ч при 460 °C Они имеют округлую форму и окружены полями упругих напря-
жений, характерно контрастирующими с нулевой полосой посредине. Это ука-
зывает на когерентность частиц матрице, которая сохраняется даже после 24 ч
отжига при 550 °C. В сплавах с повышенным содержанием примесей частицы фазы
А1 — Zr выстраиваются в цепочки или образуют прутки в направлениях <100>
матрицы.

Стабильные фазы А1вМп и Al3Zr при обычных режимах гомогенизации не
выделяются. В процессе медленного охлаждения слитка после гомогенизации,
характерного для производственных условий, из твердого раствора выделяются
цинк и магний с образованием крупных частиц цинкмагниевых фаз. Они обычно
имеют стержнеобразную форму, их размеры зависят от скорости охлаждения
и могут достигать нескольких микрометров Наиболее быстро начинают образо-
вываться частицы при 280 °C: за 2 ч при этой температуре они вырастают до
5 мкм и даже более.

В сплавах, выплавленных из чистого алюминия (А99), частицы цинкмагни-
евых фаз располагаются по объему зерна, также неравномерно, как и частицы
марганцевых фаз (т. е. на периферии дендритных ячеек). Увеличение содержания
примесей железа и кремния (и по отдельности, и вместе) приводит к более равно-
мерному распределению частиц. В сплавах с высоким содержанием кремния
(>0,3 %) наблюдается выделение частиц еще одной фазы, возможно, Mg2Si.
Обычно они ориентированы вдоль направлений < 100 > матрицы.

Сплавы системы AI — Zn — Mg прессуют при 400 °C. Нагрев слитка до этой
температуры приводит к быстрому растворению (за 10 мин) даже самых крупных
частиц цинкмагниевых фаз, выделившихся при медленном охлаждении слитка
после гомогенизации. Если нагревать под прессование до температур ниже
350 °C, то грубые цинкмагниевые частицы полностью не растворяются.

Глава IV.

ДЕФОРМИРУЕМОСТЬ ПРИ ОБРАБОТКЕ
ДАВЛЕНИЕМ

Из алюминиевых сплавов изготавливают различные виды де-
формированных полуфабрикатов: плиты, листы, ленты, фольгу,
панели, профили, трубы, прутки, штамповки, поковки, проволоку.
Эти полуфабрикаты получают путем обработки слитков непрерыв-
ного литья давлением — прокаткой, раскаткой, прессованием,
ковкой, штамповкой или волочением. Из сплавов на основе си-
стемы А1—Zn—Alg изготавливают листы, плиты, штамповки,
поковки, проволоку, а главным образом — прессованные полу-
фабрикаты.

Особенностью сплавов на основе системы А1—Zn—Alg является
повышенная деформируемость при обработке давлением по сравне-
нию с равнопрочными алюминиевыми сплавами других систем.
При прокатке А1—Zn—Alg-сплавы допускают большие степени
обжатия (до 50—60 % за один проход). В целом по технологич-
ности при прокатке сплавы типа 1911 и 1915 соответствуют сплаву
АА1гЗ, а сплав 1935 — сплаву АА1г2. Данные сплавы легко подвер-
гаются штамповке и ковке, причем обработка может проводиться
в широком интервале температур (350—550 С).

Наиболее благоприятен температурный интервал обработки
давлением 380—420 °C, который и используют на практике.
Причинами повышенной деформируемости А1—Zn—Alg-сплавов
при обработке давлением служат низкое сопротивление деформа-
ции и высокая пластичность в широком интервале температур.

Так как из А1—Zn—Alg-сплавов изготавливают главным обра-
зом прессованные полуфабрикаты, то целесообразно рассматри-
вать деформируемость этих сплавов при обработке давлением на
примере прессования.

Процесс прессования алюминиевых сплавов подробно описан
в литературе специалистами по обработке металлов давлением.
В металловедческом аспекте этому вопросу было уделено значи-
тельно меньше внимания. Поэтому прежде чем приступить к опи-
санию особенностей поведения сплавов системы А1—Zn—Alg при
прессовании кратко рассмотрим основные металловедческие поло-
жения, касающиеся деформируемости сплавов при прессовании.
1.	МЕТАЛЛОВЕДЧЕСКИЕ АСПЕКТЫ
ДЕФОРМИРУЕМОСТИ ПРИ ПРЕССОВАНИИ
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

Деформируемость при прессовании характеризует способность
материала в условиях данного вида обработки давлением необра-
тимо изменять свою форму без разрушения. Количественными
характеристиками деформируемости при прессовании алюминие-
вых сплавов могут служить предельно допустимая скорость исте-
чения ц;р и усилие прессования Р. Под икр понимается такая
скорость, незначительное превышение которой приводит к появ-
лению на поверхности прессованных полуфабрикатов различного
рода дефектов типа шероховатости, надиров и (главным образом)
поперечных трещин.

Усилие прессования зависит от сопротивления материала
деформации и сил трения, которые необходимо преодолеть для
осуществления процесса прессования. Чем больше икр и меньше Р
при прочих равных условиях, тем выше деформируемость сплава.
Обе характеристики (цКР и Р) являются чрезвычайно важными
с практической точки зрения, так как они в основном определяют
производительность процесса, выход годного, возможность полу-
чения сложных и тонкостенных профилей и другие показатели.
Однако ц;р является структурно более чувствительной характе-
ристикой, чем усилие прессования, и при изменении химического
состава и структуры алюминиевых сплавов величина ц.,, может
измениться почти на три порядка, в то время как усилие прессова-
ния — в несколько раз. Поэтому в дальнейшем в качестве оценки
деформируемости алюминиевых сплавов при прессовании мы будем
использовать в основном величину цКР.

Предельно допустимая скорость истечения
при прессовании алюминиевых сплавов

Предельно допустимая скорость истечения цкр не является
физической константой, определяемой только природой прессуе-
мого материала. Она зависит от способа и температуры прессова-
ния, формы и габаритов прессуемого полуфабриката, конструкции
матрицы, вытяжки, наличия смазки и многих других технологиче-
ских факторов. Однако для одних и тех же условий прессования
алюминиевых сплавов ц;р может служить количественной характе-
ристикой деформируемости.

В зависимости от марки алюминиевого сплава икр составляет
от нескольких метров в секунду (для низколегированных сплавов)
до 0,02 м с (для высоколегированных труднодеформируемых
сплавов). Величина предельно допустимой скорости истечения
определяется появлением на поверхности прессуемых полуфабри-
катов главным образом трещин, образование которых можно пред-
ставить следующим образом.
Перед прессованием заготовки нагревают до температуры /н.
Во время прессования температура прессуемого сплава повы-
шается. При достижении определенной температуры, называемой
критической tKP, на поверхности прессуемых полуфабрикатов на-
чинают возникать трещины.

Исходя из этой схемы образования трещин, можно выделить
три основные фактора, которые определяют величину оНР. Это —
температура нагрева слитков перед прессованием /н, критическая
температура, соответствующая началу образования трещин /кр,
и средняя скорость повышения температуры прессуемого металла
icp в интервале температур ta-i-tPp. Чем больше fIip—tK и меньше
fcp, тем выше пнр.

Температура нагрева слитков перед прессованием ta. С ростом
tH в пределах температур, используемых на практике при горячем
прессовании алюминиевых сплавов, опР уменьшается по линей-
ному закону; сопротивление деформации при этом снижается.
Минимальных значений онр достигает при нагреве заготовок перед
прессованием до температур, близких к температуре солидуса tc.

Нагрев до tc приводит к появлению первых следов жидкой
фазы, резко снижающей пластические свойства сплавов; в области
температур tc сплавы обладают минимальной пластичностью.
Прессование при этой температуре практически невозможно.
При дальнейшем повышении температуры слитков увеличивается
объемная доля жидкой фазы, отчего несколько повышается пла-
стичность сплавов [69]. Повышение пластичности сплавов в твер-
дожидком состоянии из-за роста объемной доли жидкой фазы и
самое главное — низкий уровень напряжений в поверхностных
слоях прессуемых полуфабрикатов благодаря уменьшению трения
прессуемого металла о матрицу из-за увеличения количества
жидкой фазы обусловливает возможность прессования алюминие-
вых сплавов в твердожидком состоянии [70, 71 ] с достаточно
высокими скоростями истечения. Однако прессование в твердо-
жидком состоянии, по-видимому, мало перспективно из-за слабой
деформации твердой фазы.

Температура начала образования трещин tPp. При достижении
сплавом критической температуры /кр начинается образование
трещин. Существует мнение, что величина tt.p для каждого алюми-
ниевого сплава лежит в очень узких пределах и не зависит от
сложности прессуемых полуфабрикатов, наличия смазки, тем-
пературы нагрева слитков под прессование, наличия гомогениза-
ции [72]. В то же время результаты работы [73] свидетельствуют
о значительном снижении /ЬР при повышении скорости истечения
цист (рис. 17). Существование зависимости tPP от иист становится
понятной при рассмотрении причин образования трещин на по-
верхности прессуемых полуфабрикатов.

Анализ результатов работ [74—85], посвященных изучению
причин появления трещин, приводит к выводу, что образование
поверхностных трещин происходит сразу после выхода металла
70
из очка матрицы и определяется дву мя
совместно действующими факторами:
остаточными напряжениями в поверх-
ностных зонах прессуемых полуфабри-
катов и пониженной пластичностью
сплава из-за чрезмерного повышения
температуры во время прессования. Су-
ществует также мнение, что причиной
образования трещин является оплавле-
ние на границах зерен [78, 84].

После выхода из очка матрицы в
прессованных полуфабрикатах имеются
остаточные напряжения — продольные,
радиальные и хордовые [78]. Кроме
того, между' поверхностными и цент-

0	0,1 0,2 0,5 1,0 1,5

Уист, М/С

Рис. 17. Зависимость крити-
ческой температуры / , соот-
ветствующей началу образо-
вания трещин на поверхности
профилей, от скорости истече-
ния при прессовании некото-
рых алюминиевых сплавов типа:

1 — АД31;	.2 — АМг5; 3 —

АД35; 4 - Д1 [73]

ральными слоями существуют продольные сдвиговые напряжения,
стремящиеся сместить поверхностные слои металла относительно
центральных зон в направлении прессования. Уровень напряже-
ний в поверхностных зонах полуфабрикатов зависит от скорости
истечения, сложности и габаритов прессуемых полуфабрикатов,
сопротивления деформации и трения.

Пластические свойства прессуемых сплавов снижаются и до-
стигают минимальных значений в области tc [69]. В зависимости
от уровня напряжений и напряженного состояния в поверхностных
зонах полуфабрикатов при выходе их из матрицы разрушение
(образование трещин) может происходить при разных темпера-
турах, т. е. при разных значениях /нр. С ростом уровня напряже-
ний и с увеличением жесткости схемы напряженного состояния
температура разрушения снижается. Следовательно, температура
начала образования трещин tKP не может быть постоянной величи-
ной для одного сплава. Значения /1;р изменяются в зависимости от
указанных факторов в широких пределах; от tc до tc (50-ь 150) С
(см. рис. 17).

При отсутствии или малом уровне напряжений в поверхностных
зонах полуфабрикатов после выхода их из матрицы, а также
при уменьшении жесткости схемы напряженного состояния /1;р
приближается к tc и цкр лимитируется не образованием трещин,
а пережогом. Такой случай реализуется на практике, например,
при прессовании полуфабрикатов простой формы с пояском про-
тиводавления [83].

С ростом уровня напряжений и увеличением жесткости схемы
напряженного состояния 7КР сильно снижается. Например, при
скоростном прессовании со смазкой сплава Д16 и нарушении не-
прерывности смазки в поверхностных слоях полуфабрикатов возни-
кают большие напряжения и трещины образуются при весьма низ-
ких температурах —около 400 С (т. е. при температурах, соответ-
ствующих максимальной пластичности сплава Д16), в то время как
в обычных условиях tKP для сплава Д16 составляет ~490 С [72].
AL Легирующий элемент

Рис. 18 Схема, иллюстриру-
ющая связь температуры об-
разования трещин при прес-
совании (заштрихованная об-
ласть) с температурой солидуса

Таким образом, все факторы, при-
водящие к повышению уровня напря-
жений и увеличению жесткости схемы
напряженного состояния (рост и11СТ,
увеличение сложности и размеров прес-
суемых полуфабрикатов, изменение
конструкции инструмента, повышение
трения и др.), будут приводить к сни-
жению /(;Р.

Величина tKl. зависит от темпера-
туры солидуса tc сплавов (рис. 18): чем
выше tc, тем выше область критических
температур. В целом повышение tc и,

следовательно, t,.,, увеличивает разность (Z,.p — ZH) и способствует
росту vKP.

О важности роли tc может свидетельствовать тот факт, что все
промышленные алюминиевые сплавы, обладающие повышенной
деформируемостью при прессовании, имеют высокие температуры
солидуса. Так, tr алюминиевых сплавов АД31, 1915, 1925, 1935,
способных прессоваться со скоростями истечения 0,25 = 1,0 м с,
составляет около 600 С, в то время как для сплавов системы
А1—Mg, Al—Си—Mg, Al—Си—Mg—Si, Al—Zn—Mg—Си, име-
ющих uKP =0,02-ь0,1 м c, tc ниже на 50=100 CC.

Средняя скорость повышения температуры металла во время
прессования 1СР. В процессе прессования температура алюминиевых
сплавов повышается, так как энергия, затрачиваемая на дефор-
мацию и преодоление сил трения прессуемых сплавов об инстру-
мент, выделяется в виде тепла и не успевает отводиться от спла-
вов. Скорость повышения температуры при прочих равных усло-
виях прямо пропорциональна сопротивлению сплава деформации
и скорости истечения при прессовании. Повышение температуры
алюминиевых сплавов во время прессования рассчитывается ана-
литически [86—90].

Основным фактором, зависящим от свойств прессуемого сплава
и определяющим величину 1№ является сопротивление сплава
деформации: небольшое изменение этой величины приводит
к сильным изменениям iCP и соответствующим изменениям икр
[73, 78]. Поэтому алюминиевые сплавы, способные к прессованию
с высокими скоростями истечения, характеризуются низким со-
противлением деформации в интервале температур прессования.

Сопротивление сплавов деформации зависит от скорости дефор-
мации ё *: с ростом ё сопротивление сплавов деформации возра-
стает, причем темп роста сопротивления деформации с увеличе-
нием ё зависит от структуры и химического состава сплава. Сопро-

* Роль степени деформации во внимание можно не принимать, так как де-
формация при прессовании алюминиевых сплавов происходит на установившейся
стадии.
тивление деформации высокотех-
нологичных при прессовании алю-
миниевых сплавов, и, в частности,
сплавов системы А1—Zn—Mg,
слабо возрастает с повышением ё,
а сопротивление деформации труд-
нодеформируемых сплавов с по-
вышением ё увеличивается зна-
чительно [91 ], об\ словливая рост /ср
и соответствующее снижение vKP.

Влияние сопротивления дефор-
мации на икр при прессовании
алюминиевых сплавов иллюстри-
руется графиком, представленным
на рис. 19: с ростом сопротивле-
ния деформации цкр уменьшается.
Судя по данному' графику, сопро-
тивление дефор1 [ации является
основной характеристикой, опре-
деляющей способность сплавов
к скоростному' прессованию. Эта
характеристика и, следовательно,
величина vKP, определяется их хи-
мическим составом и структурой.

Рис. 19 Зависимость t»Kp при прессова-
нии алюминиевых сплавов (пресс
150 кН, температура нагрева слитков
перед прессованием 380 °C, темпера-
тура контейнера 350 °C, профиль —
VI олок с толщиной стенок 11 и 3 мм)
от сопротивления деформации: вели-
чины сопротивления деформации
взяты из работы [92]

Влияние химического состава и структуры
алюминиевых сп ювов на

Структура алюминиевых сплавов перед прессованием и во
время прессования представляет собой зерна твердого раствора
с включениями частиц избыточных фаз. Рассмотрим влияние
величины зерна, свойств твердого раствора и морфологии частиц
избыточных фаз на цкр.

Изменение величины зерна в слитке перед прессованием не
влияет на цнр при прессовании сплавов Д16 и типа АЧг5. На вели-
чину цкр должна оказывать влияние структура поверхностных
слоев прессуемых полуфабрикатов в момент выхода их из матрицы.
Полигонизованная структура, обладающая большим сопротивле-
нием образованию горячих трещин, должна способствовать росту
цкр. Рост зерен в результате динамической рекристаллизации,
происходящей во время прессования, может усиливать склонность
сплавов к образованию межкристаллитных трещин и тем са лым
снижать цкр.

Заметное влияние на цкр оказывает размер дендритной ячейки
в слитке прессуемого сплава, например, АД31 (рис. 20), с увели-
чением размера ячейки в гомогенизированных слитках сплава
типа АД31 снижается цкр [93].
Размер ячейки, мкм

Рис. 20. Зависимость г>к
при прессовании сплава ти-
па АД31 от размера дендрит-
ной ячейки [93]

О 2 0 6 6 10 20 25

Содержание легирующего элемента °/о

Рис. 21. Зависимость uRp при прессовании би-
нарных сплавов /XI—Mg, Al—Си. Al—Zn,
ЛI—Si, имеющих при температуре прессования
структуру твердого раствора, от содержания
магния, меди, цинка и кремния

Свойства и концентрация твердого раствора оказывают очень
сильное влияние на и,;р (рис. 21). Увеличение концентрации
твердого раствора в бинарных сплавах приводит к уменьшению
цКР; усилие прессования при этом увеличивается. По степени
влияния на темп уменьшения и,.,, и рост усилия прессования леги-
рующие элементы можно расположить в следующей последова-
тельности: магний, медь, цинк.

Легирующие элементы, растворяясь в алюминии, упруго иска-
жают кристаллическую решетку за счет несоответствия размеров
растворенных атомов и атомов растворителя. Количественной
оценкой искажений кристаллической решетки твердого раствора
в бинарных сплавах может служить разность между параметрами
решетки твердого раствора и алюминия, которая учитывает размер-
ное несоответствие атомов и концентрацию растворенных атомов.

Для бинарных сплавов А1—Си, А1—Zn, Al—Mg имеющих
структуру твердого раствора при температуре прессования, су-
ществует зависимость ц;р от абсолютной величины разности пара-
метров решетки твердого раствора и алюминия. Логарифм икр
уменьшается по линейному закону с ростом абсолютной величины
разности параметров решетки твердого раствора и алюминия
(рис. 22).

Независимо от легирующего элемента, от того, увеличивает он
параметр решетки (магний) или уменьшает его (медь, цинк),
точки на графике ложатся на одну прямую. Эта закономерность
не является строгой и универсальной, так как учитывает только
геометрический фактор и не принимает во внимание разницу в мо-
дулях упругости алюминия и растворенных элементов, а также
различие в электронном строении атомов. Но для основных леги-
рующих элементов алюминиевых сплавов — магния, меди, цинка
эта закономерность установлена достаточно надежно.
Рис. 22. Зависимость при прессова-
нии сплавов А1—Си (/), Л1—Zn (2),
Al—Mg (3) от абсолютной величины
изменения периода кристаллической
решетки Д«

Mg (/) и Al — Zn — Mg — Си (2) от
суммы абсолютных величин изме-
нения периода кристаллической
решетки Ля

Для тройных и более сложных алюминиевых сплавов разность
между периодами решетки твердого раствора и алюминия не может
характеризовать величину искажения кристаллической решетки
твердого раствора, так как одни легирующие элементы расши-
ряют решетку, а другие сжимают ее. Можно так подобрать леги-
рующие элементы и их содержание, что период решетки твердого
раствора в многокомпонентных сплавах будет равен периоду ре-
шетки алюминия. Однако пкр при этом может быть ниже соответ-
ствующей скорости для алюминия на два—три порядка.

Поэтому период решетки твердого раствора в многокомпонент-
ных сплавах не может характеризовать величину и,.р. Уменьше-
ние иКР при прессовании тройных и более сложных алюминиевых
сплавов по сравнению с алюминием можно оценить суммой абсо-
лютных величин изменений периода решетки, вносимых каждым
легирующим элементом в отдельности.

График на рис 23 характеризует зависимость иКР при прес-
совании тройных сплавов системы А1—Zn—Mg, отличающихся
суммарным содержанием цинка и магния и их соотношением,
и сплавов системы А1—Zn—Alg—Си с добавками марганца и цир-
кония, отличающихся отношением цинка к магнию, от Да. Вели-
чину Ас для первой группы сплавов подсчитывали по уравнению
Да — |аА1 ме—ад] |-г | «Ai-zn — адь | где Ла — величина, ха-
рактеризующая искажение кристаллической решетки в сплаве
системы А1—Zn—Mg; aA1.Mg — период решетки твердого раствора
сплава системы А1—Mg; aA1°— период решетки алюминия; aA1_Zn —
период решетки твердого раствора сплава системы А1—Zn.

Величины | aAI_Mg — aAI | и | aA1_Zn — aAi | характеризуют
искажения кристаллической решетки твердого раствора в сплаве
системы А1—Zn—Mg, вносимые соответственно магнием и цинком.

Для второй группы сплавов величину Ла подсчитывали ана-
логичным образом. Влияние марганца и циркония на период ре-
Рис. 24. Зависимость uRp при прессо-
вании промышленных алюминиевых
сплавов от величины Да. Условия
прессования см. на рис. 19:

I — сплавы, имеющие во время
прессования гомогенную структуру:
2 — то же, гетерогенную

шетки не учитывали, поскольку
эти компоненты в основном на-
ходились вне твердого раствора.
Из рис. 23 следует, что логарифм
пКР при прессовании многокомпо-
нентных сплавов, имеющих струк-
туру твердого раствора, с увели-
чением Да уменьшается по линей-
ному закону.

Для промышленных алюминие-
вых сплавов иК1. связана с Да
аналогичным образом (рис. 24).
При подсчете величины Да для
высоколегированных алюминие-
вых сплавов Д16, Д19, Д20, АК8
учитывали, что основные легирую-

щие элементы при температуре
прессования неполностью перехо-
дят в твердый раствор. Причем

имеется два поля корреляции: для
сплавов с гомогенной и гетероген-
ной при температуре прессования

структурой.

Указанная методика подсчета величины Да для бинарных спла-

вов не вызывает сомнений, и Да в этом случае имеет вполне опре-
деленный геометрический смысл, а для многокомпонентных спла-

вов, одновременно легированных элементами с размером атомов
больше и меньше атомного размера алюминия, величина Да
лишена геометрического смысла. Значение этой величины стано-
вится понятным при рассмотрении ее физической сущности.

Атомы растворенных элементов тормозят движущиеся дисло-
кации, и величина тормозящей силы зависит от двух факторов.
Во-первых, от величины взаимодействия отдельного растворенного
атома с движущимися дислокациями, определяемого разностью
между размерами растворенного атома и атома растворителя, не-
зависимо от того, превышают ли размеры растворенного атома
размеры атома растворителя или меньше его. Во-вторых, от
среднего расстояния между растворенными атомами, определяе-
мого атомной концентрацией растворенного элемента в твердом
растворе.

Таким образом, сопротивление деформации сплава, имеющего
структуру твердого раствора, определяется разностью между
размерами атомов и атомной концентрацией растворенного эле-
мента, т. е. теми же параметрами, что и Да. Физический смысл
величины Да заключается в том, что она характеризует сопротив-
ление сплава деформации.

Подтверждением этого заключения является одинаковый ха-
рактер зависимости пкр от сопротивления сплавов деформации
(см. рис. 19) и от величины До (см.
рис. 24): логарифм цкг с увеличением
сопротивления деформации и вели-
чины До уменьшается по линейному
закону. Рис. 25 также свидетель-
ствует о су шествовании корретяцион-
ной связи между временным сопро-
тивлением стандартных алюминиевых
сплавов, определенном при высокой
скорости деформации ё, и логарифмом
величины \а. По-видимом\, величи-
на До является основным параметром,
определяющим сопротивление алю-
миниевых сплавов деформации при
высоких значениях ё.

Основываясь на этом предполо-
жении, следует ожидать, что усилие
прессования алюминиевых сплавов
также должно зависеть от величины
До. Обработка результатов работ
[95, 96] показывает, что усилие
прессования бинарных алюминиевых

100
90

80
7/7
60

50

W

30

0,3 0,9 0,5 0,8 1 Z 3 Ч
Да, Ни

Рис. 25. Корреляционная зависи-
мость временного сопротивления
промышленных	алюминиевых

сплавов, определенного при 500 °C
и скорости деформации 20 с *, от
величины Да (временное сопроти-
вление взято по данным работы
[94 1)

сплавов, имеющих при прессовании структуру твердого раствора,
действительно зависит от данной величины (рис. 26).

Таким образом, изменение степени легированности твердого
раствора, характеризуемое величиной Да, обусловливается изме-
нением сопротивления сплава деформации и, следовательно, изме-

нением усилия прессования и акр.

Присутствие в структу ре алюминиевых сплавов частиц избы-
точных фаз в общем уменьшает v,;p . При одинаковых значениях Да
(с л. рис. 24) промышленные сплавы, имеющие сравнительно гомо-
генную структуру во время прессования (АД31, АДЗЗ, АД35,
АВ, 1935, 1915,' 1925, 1911, АМН, АМг2, АМгЗ), характеризуются
более высокой икр, чем сплавы с гетерогенной структурой (Д1,
Д16, Д19, Д20, АК.8, В95) (см. рис. 24). Известно также, что гомо-

Рис 26 Зависимость усилия
прессования (Р) бинарных алю-
миниевых сплавов систем
Al — Mg, Al — Си, Al — Si,
Al — Mn, Al — Сг, Al — Zr,
Al — Zn, и тройных сплавов
систем Al — Си — Mg, Al —
— xMg — Si, Al — Zn — Mg, Al —
— Mn — Сг, имеющих при
прессовании структуру твер-
дого раствора, от величины Да

Р,кН

100

 90

80

7/7

60

50

50

50

о Сг
о MgzSi
 MgZn?
+ CuMg
х MnCr

a Mg
▼ Zn
0 Cu
v Si

Mn
О 2 4 6 8 10 12 74

Содержание меди, %

Рис. 27. Зависимость временного
сопротивления oR, относительного
удлинения 6 сплавов системы AI — Си
от содержания меди (температура на-
грева слнтков перед прессованием и
образцов перед испытаниями 400 °C):
1 — деформированное состояние; 2 —
литое состояние

генизация слитков из алюминие-
вых сплавов, приводящая к рас-
творению частиц избыточных фаз
и уменьшению степени гетеро-
генности структу ры, повыша-
ет щ.р.

Влияние степени и характера
гетерогенности структуры алюми-
ниевых сплавов на ui:p выражается
в изменении пластичности и сопро-
тивления деформации, а, следо-
вательно, и величин tKP и 1С1,.

Характер и степень влияния
частиц избыточных фаз на икр

сильно изменяется в зависимости

от их дисперсности, формы, места
расположения и объемной доли.
В зависимости от этих факторов
частицы могут уменьшать цКР, не
влиять на ее величину, а в отдель-
ных слу чаях — даже увеличивать
(рис. 27); последнее представляет
наибольший интерес.

Увеличение икр или сохранение ее на одном уровне наблюдается
при равномерном распределении изолированных частиц избыточ-
ных фаз компактной формы размером 1—10 мкм, если их объемная
доля составляет 1—10 %. Увеличение су.р под действием частиц

значительно меньше, чем при изменении свойств твердого раствора,
и может составлять до 200 % (см. рис. 27). Причины увеличения

цКР в этом случае заключаются в увеличении пластичности при
неизменных значениях временного сопротивления.

Механизм повышения пластичности сплавов при появлении
избыточных фаз заключается в релаксации напряжений около
частиц диффузионным путем [97 ]. Это явление проявляется только
в определенной области температур и скоростей деформации,
определяемой возможностью прохождения диффузии.

Форма частиц оказывает очень сильное влияние на vhP, но на
основании имеющихся данных пока трудно сделать вывод о том,
какая форма частиц наиболее предпочтительна для повышения
деформируемости алюминиевых сплавов при прессовании.

Увеличение иКР достигается при наличии изолированных
частиц сферической, кубической или пластинчатой формы. Наи-
более неблагоприятны частицы в виде прослоек, разделяющих
дендриты и зерна. При появлении таких частиц в структуре слит-
ков икр может снизиться более чем на порядок. Частицы избыточ-
ных фаз скелетообразной формы более благоприятны, чем
частицы, залегающие в виде прослоек между дендритами и
зернами, но по сравнению с частицами фаз компактной
формы приводят к заметному уменьшению скоростей истече-
ния [84].

Описанные выше закономерности, характеризующие влияние
структуры алюминиевых сплавов на иЬР, позволяют предложить
следующую структурную модель, приближение к которой струк-
туры реальных алюминиевых сплавов обеспечивает повышение
скоростей истечения. Твердый раствор сплава должен быть макси-
мально обеднен легирующими компонентами и характеризоваться
минимальной величиной Ла, а частицы избыточных фаз (если их
присутствие неизбежно) должны быть равномерно распределены по
объему матрицы, иметь компактную форму и размер в пределах
1—10 мкм. В идеале такая модель может быть представлена в виде
структуры чистого алюминия где Ла = 0, а частицы вторых фаз
практически отсутствуют. Предельно допустимая скорость исте-
чения цЕР при прессовании алюминия очень высока (более 10 м/с).
Указанная модель обеспечивает минимальное сопротивление де-
формации, повышенную пластичность и, как следствие этого,
максимальную икр.

Одним из направлений практической реализации данной струк-
турной модели является целенаправленное изменение химического
состава сплавов таким образом, чтобы твердый раствор характе-
ризовался минимальной величиной Да. Это достигается умень-
шением содержания легирующих элементов, размер атомов кото-
рых сильно отличается от размера атома алюминия (например,
магний), и увеличением содержания легирующих элементов с атом-
ным диаметром, близким к диаметру атома алюминия (например,
цинк).

На основании этого принципа были разработаны сплавы си-
стемы А1—Zn—Mg с высоким содержание.м цинка и пониженным
содержанием магния. Это высокотехнологичные сплавы 1925У
и 1935, резко выделяющиеся среди алюминиевых сплавов равной
прочности высокой деформируемостью при прессовании. Твердый
раствор в данных сплавах характеризуется малыми значениями Да
(см. рис. 24), обусловливая тем самым получение высоких скоро-
стей! истечения.

2.	ДЕФОРМИРУЕМОСТЬ
ПРИ ПРЕССОВАНИИ СПЛАВОВ

Сплавы на основе системы А1—Zn—Mg обладают повышенной
деформируемостью при прессовании по сравнению с другими алю-
миниевыми сплавами. В табл. 22 представлены значения иКР,
полученные при прессовании некоторых промышленных сплавов
на основе системы А1—Zn—Mg, в сравнении с алюминиевыми
сплавами других систем. Замеры с'ЕР выполнены при прессовании
профиля в виде уголка со стенками толщиной 3 и 11 мм из слитков
диаметром 125 мм на прессе усилием 150 кН. Температура слитков
перед прессованием составляла 380 °C. Для сравнения в табл. 22
ТАБЛИЦА 22. ПРЕДЕЛЬНО ДОПУСТИМЫЕ СКОРОСТИ
ИСТЕЧЕНИЯ ПРИ ПРЕССОВАНИИ ПРОМЫШЛЕННЫХ
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ РАЗЛИЧНЫХ МАРОК
И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРОФИЛЕЙ ИЗ ЭТИХ СПЛАВОВ

Марка сплава	Система	lKp-  M c	Состояние испытанных образцов	°В'  МПа	°0,2’ МПа	6.
1911	Al—Zn—Mg	0,30	n	460	340	12
1915		0 40	т	380	260	16
1925		0,35	т	400	270	14
1925 У		0,64	т	440	290	13
1935		1,0	т	320	200	17
Д1	Al—Си—Mg	0,06	т	410	250	18
Д16		0,05	т	460	300	18
Д20	Al—Си	0,08	т\	410	280	11
АДЗЗ	Al-Mg-Si	0,83	т\	260	200	13
АД35		0,62	т\	240	180	13
А Кб	Al—Mg—Si-Си	0,20	7'1	400	300	13
АК8		0,06	Т1	510	440	И
АМгЗ	Al—Mg	0,12	.11	220	120	22
АМгб		0,03	м	310	160	19
АМгб		0,02	м	340	180	19

Примечал и е. Приняты следующие обозначения состоянии: А1 — отожженное;
Т — закаленное и естественно состаренное; II — закаленное и искусственно состэреинос.

также представлены механические свойства профилей при комнат-
ной температуре.

Анализ данных, приведенных в табл. 22, показывает, что vKP
при прессовании промышленных сплавов на основе А1—Zn—Mg
в несколько раз превосходит соответствующие скорости для спла-
вов других систем. Исключение составляют сплавы АДЗЗ и АД35
системы А1—Mg—Si, однако их прочностные свойства при комнат-
ной температуре уступают соответствующим свойствам сплавов
системы А1—Zn—Mg.

Причины повышенной деформируемости при прессовании спла-
вов на основе системы А1—Zn—Mg заключаются в следующем.

Температура начала образования трещин tKP при прессовании
промышленных сплавов системы А1—Zn—Mg марок 1911, 1915,
1925, 1935 составляет около 570—590 °C, в то время как для спла-
вов других систем /,-Р ниже на 50—100 С. Высокие значения
для сплавов системы А1—Zn—.Mg обусловливаются высокой тем-
пературой солидуса этих сплавов (около 600 С). Повышенные
значения fKl, являются одной из причин высокой деформируемости
при прессовании сплавов этой системы.

Средняя скорость повышения температуры металла во время
прессования /ср определяется при прочих равных условиях прес-
сования сопротивлением сплавов деформации. График, пред-
ставленный на рис. 19, свидетельствует о том, что сплавы системы
А1—Zn—Mg обладают меньшим сопротивлением деформации, чем
сплавы других систем. Малое сопротивление деформации сплавов
80
системы Al -Zn—Mg при температуре обработки давлением яв-
ляется основной причиной их повышенной деформируемости при
прессовании.

Малое сопротивление деформации сплавов системы Al Zn Mg
объясняется особенностями их структуры: низкими значениями \а
твердого раствора и малой степенью гетерогенности. Первая
особенность обусловлена тем, что размеры атома основного леги-
рующего элемента цинка мало отличаются от размеров атома алю-
миния, и при образовании твердого раствора цинка в алюминии
цинк вносит малые искажения в решетку твердого раствора.
Содержание магния, сильно искажающего решетку твердого рас-
твора, в этих сплавах невелико. Вторая особенность структуры
этих сплавов объясняется высокой растворимостью цинка и магния
в твердом алюминии, которые при температуре нагрева под прес-
сование 380—430 ’С полностью переходят в твердый раствор.

Влияние химического со. тава

Предельно допустимая скорость истечения цКР при прессовании
А1—Zn—Mg-сплавов в значительной мере зависит от суммарного
содержания цинка и магния и от их соотношения 198—100].
Увеличение суммарного содержания цинка и магния приводит
к уменьшению ц;р (рис. 28), причем определяющее влияние на ско-
рость истечения оказывает содержание магния [99]. Так, увели-
чение содержания магния с 0,4 до 2,0 % при постоянном содержа-
нии других элементов (сплав А1 — 4,6 °о Zn — .у % Mg —
0,3 % Мп—0,2 % Сг— 0,1 % Zr—0,16 % Fe—0,11 % Si) вызы-
вает значительное повышение максимального давления прессова-
ния (Ртах) и резкое уменьшение nhp (рис. 29). Изменение содержа-
ния цинка имеет второстепенное значение.

Увеличение соотношения между содержаниями цинка и магния
при постоянной их сумме приводит к резкому увеличению икр
[100] и снижению усилия прессования (рис. 30). Причиной повы-
шения ц;р при увеличении соотношения между содержаниями
цинка и магния является изменение свойств твердого раствора,
характеризуемое уменьшением величины Ло, и связанное с этим
снижение сопротивления деформации при температурах прес-
сования (рис. 31).

Практически все отечественные и зарубежные А1—Zn—Mg-
сплавы содержат различного рода добавки (марганец, хром, цир-
коний, медь), а также неизбежные примеси железа и кремния.
Влияние добавок циркония и хрома в предетах от нуля до 0,2 °о
на ц.,, при прессовании сплавов типа 1915 несущественно и нахо
дится в пределах ошибки эксперимента С увеличением содержа-
ния марганца в сплаве 1925 от нуля до 0,8 % цНР уменьшается
незначительно (с 0,42 до 0,40 м с) (рис. 32). Столь слабое влияние
добавок переходных металлов на икр объясняется тем, что во время
прессования эти добавки находятся в виде компактных интерме-
таллидов, образовавшихся при кристаллизации расплава или вы-
Рис. 28 Влияние содержания цин-
ка и магния на скорость истечения
при прессовании силанов системы
Al — Zn — Mg [981: цифры у кри-
вых — скорости истечения, м/с

Рис- 29. Зависимость икр и Р для
сплава системы А1 — Zn — Mg от
содержания магния при постоянном
содержании других элементов L991
(цифры у кривых — температура
прессования)

делившихся из твердого раствора во время гомогенизирующего
отжига слитков.

При увеличении содержания церия в сплаве 1925У от нуля до
0,5 % уменьшается от 2,0 до 1,5 м/с (см. рис. 32). Добавка
церия в исследованных количествах образует частицы интерме-
таллида А14Се, входящего в состав эвтектики (А1 + А14Се), окру-
жающей дендритные ячейки и зерна. С повышением содержания
церия количество эвтектики увеличивается, повышая сопротивле-
ние сплава деформации и снижая его пластичность [101 1. Эти
структурные изменения вызывают уменьшение цНР.

С увеличением содержания меди в сплавах системы А1—Zn—Mg
пкр уменьшается по линейному закону. Так, с увеличением содер-

Рис. 30. Зависимость сКр и Ретах
от соотношения содержаний
цинка и магния при постоянной
сумме цинка и магния, равной
6,5 %

6,5 6,0 5,5 5,04,5 4,0 3,53,0Inf/o
О 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5^/а

Рис. 31. Зависимость сопроти-
вления деформации от соотно-
шения между содержаниями
цинка и магния при темпера-
туре испытания 400 °C
О 0,2 0,4- 0,6 0,8 1,0
Содержание добавок^ %

Рис. 32. Зависимость иКр при прес-
совании сплавов 1915 (/), 1925 (2
и 2') и 1925У (3) от содержания до-
бавок

Содержание Fe ,S i, %

Рис. 33. Зависимость давления начала
и конпа Рк прессования, uRp при прессо-
вании сплава 1925У от содержания железа
(/) и кремния (2)

жания меди в сплаве 1925 от 0,1 до 1,0 °о уменьшается ц;р с 0,43
до 0,20 м7с (см. рис. 32). При температурах прессования медь
в указанных количествах полностью входит в твердый раствор,
увеличивая Да, которая находится в прямой зависимости от со-
держания меди. Это объясняет причины и характер уменьшения пкр
при увеличении содержания меди в сплаве.

С увеличением содержания примесей железа и кремния в спла-
вах системы А1—Zn—Alg увеличивается ц.р. Для сплава 1915 акр
возрастает с 0,33 до 0,50 м с при повышении суммарного содер-
жания же теза и кремния с 0,28 до 1,0 % (см. рис. 32). В сплаве
1925У повышение содержания железа и кремния в отдельности
приводит к росту иКР и к снижению давления начала и конца прес-
сования (рис. 33).

Исследования структуры, физических и механических свойств
позволили выявить причины повышения деформируемости спла-
вов системы А1—Zn—Mg при повышении содержания указанных
примесей. Увеличение их содержания вызывает ряд структурных
изменений, которые можно разбить на две группы: изменения,
уменьшающие а.р, и изменения, увеличивающие vKP. К первой
группе относятся: снижение tKP и увеличение объемной доли избы-
точных фаз (рис. 34) С Снижение (КР при повышении содержания

1 Объемная доля избыточных фаз и электропроводность определены после
гомогенизации слитков (500 °C, 6 ч) и закалки с температуры гомогенизации
в воде.
О 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,0 0,7 0,8
Содержание Fe, S i, %

Рис. 34. Зависимость температуры соли-
дуса (а), объемной доли избыточных фаз
(б), электропроводности (в), слнтков из
сплава 1925У от содержания железа (/)
и кремния (2)

железа и кремния вызывается
снижением tr. С увеличением
содержания железа растет так-
же количество частиц фазы
А1—Мп—Fe—Си, а при увели-
чении содержания кремния —
фазы Mg.,Si. Повышение объем-
ной доли частиц избыточных
фаз кристаллизационного про-
исхождения способствует умень-
шению vKP. Особенно небла-
гоприятно сказывается на де-
формируемости при прессова-
нии появление и увеличение
количества фазы Mg.,Si, распо-
лагающейся в виде прослоек,
разделяющих зерна и дендриты
(рис. 35).

Вместе с тем при увеличении
содержания примесей концент-
рация твердого раствора сни-
жается. С увеличением содер-
жания железа снижается кон-
центрация меди и марганца в
твердом растворе за счет свя-
зывания их в соединение А1—
Мп -Fe—Си, а при увеличении
содержания кремния умень-
шается концентрация магния

благодаря образованию фазы Mg2Si. Подтверждением снижения
концентрации твердого раствора служат результаты замера элек-
тропроводности слитков, закаленных в воде с температуры го-
могенизации (см. рис. 34, в).

Уменьшение легированности твердого раствора, особенно сни-
жение концентрации магния в твердом растворе, уменьшает со-
противление сплавов деформации (рис. 36) и, соответственно,
величину /СР. Обеднение твердого раствора легирующими компо-
нентами при увеличении содержания железа и кремния оказывает
решающее влияние на икр, которая с ростом содержания приме-
сей увеличивается.

Интересно отметить, что при введении в сплав 1925У, содер-
жащий 0,63 % Si, около 0,8 % Fe uhP увеличивается с 0,60 до
0,87 м'с, хотя при этом несколько увеличивается легированность
твердого раствора за счет повышения в нем концентрации магния,
о чем свидетельствуют замеры периода решетки и электропровод-
ности, и увеличивается доля избыточных фаз с 7,5 до 14,6 %.
Увеличение ц;р объясняется тем, что в сплаве с 0,63 % Si имеются
частицы фазы Mg2Si (см. рис. 35, а), расположенные по границам
Рис. 35. Микроструктура слитков сплава 1925У, зачаленных в воде с температуры гомо-
генизации. Х300:

а — 0,04 % Fe; 0,63 % Si; б — 0,81 % Fe, 0,60 % Si

зерен и дендритов и сильно уменьшающие икр. При добавлении
железа в данный сплав количество частиц фазы Mg.,Si уменьшается
за счет связывания кремния в фазу скелетообразной формы А1—
Мп—Fe—Si—Си (см. рис. 35, б), а освободившийся магний входит
в твердый раствор.

Таким образом, несмотря на повышение концентрации магния
в твердом растворе и увеличение степени гетерогенности структуры
за счет появления частиц скелетообразной формы, уменьшающих
иКР 184], последняя тем не менее возрастает Это объясняется
уменьшением объемной доли фазы Mg2Si, наиболее резко умень-
шающей иКР.

Добавки лития к сплавам системы А1—Zn—Mg в количестве
0,5—1,0 % приводят к сильному (на порядок) уменьшению о,.г,
и эти сплавы полностью теряют способность к прессованию с боль-
шими скоростями. Добавление лития в рассматриваемые сплавы
изменяет свойства твердого раствора, фазовый состав и повышает
объемную долю избыточных фаз. Эти структурные изменения
сильно повышают сопротивление деформации и снижают пластич-
ность при температуре прессования. В результате средняя скорость
роста температуры во время прессования /ср резко повышается,

Рис. 36. Зависимость сопроти-
вления деформации сплава
1925У при 400 °C от содержа-
ния железа и кремния

Содержание Fe,Si,%
а температура начала образования трещин tt;p снижается, обус-
ловливая тем самым резкое уменьшение сгр.

Интересное и на первый взгляд неожиданное влияние на с'|;р
при прессовании А1—Zn—Mg-сплавов оказывают легкоплавкие
добавки, например, свинца и висмута. Эти добавки вводят в алю-
миниевые сплавы, в том числе в сплавы системы А1—Zn—Mg,
для повышения их способности к обработке резанием [102]. Мно-
гократно проведенные эксперименты показали, что совместные
добавки свинца и висмута в количестве по 0,2—0,5 °о каждого
к сплаву типа 1925 увеличивают икр примерно в 3 раза (в среднем
с 0,33 до 1,0 м с).

Свинец и висмут практически не растворяются в твердом алю-
минии и не образуют с ним, а также с магнием и цинком, интер-
металлидных фаз. Эти добавки находятся в виде сферических
частиц диаметром несколько микрометров. Благодаря компактной
форме и малой объемной доле частицы свинца и висмута практи-
чески не влияют на прочностные и пластические свойства сплавов
системы А1—Zn—Mg в диапазоне температур 20—500 С

При нагреве слитков под прессование до 380—400 С и во время
прессования частицы свинца и висмута находятся в жидком
состоянии. В процессе прессования частицы, залегающие около
поверхности слитка, выдавливаются и располагаются в виде тон-
кой жидкой пленки между прессуемым сплавом и инструментом,
снижая коэффициент трения. Это уменьшает количество выделяе-
мой теплоты трения и, следовательно, величину tcl,, а пкр при этом
увеличивается. Кроме того, уменьшение трения снижает уровень
напряжений в поверхностных слоях прессуемых полуфабрикатов
и повышает tKP. Это также способствует увеличению vKP.

Прямым доказательством снижения трения прессования при
добавлении свинца и висмута в рассматриваемые сплавы является
уменьшение усилия прессования примерно на 15 %.

Влияние режимов отжига слитков

Во время гомогенизации слитков из А1—Zn—Mg-сплавов про-
исходят два основных процесса: растворение частиц избыточных
фаз, содержащих цинк и магний, с выравниванием химического
состава по объему дендритов и зерен; распад пересыщенного твер-
дого раствора переходных металлов (марганца, хрома, циркония
и др.) в алюминии, образовавшегося при кристаллизации рас-
плава. Первый процесс влияет главным образом на деформируе-
мость сплавов при обработке давлением, а второй — в значитель-
ной степени определяет структуру и свойства деформированных
полуфабрикатов и в меньшей степени сказывается на деформируе-
мости при обработке давлением.

Гомогенизирующий отжиг слитков из промышленных сплавов
на основе системы А1—Zn—Mg резко увеличивает vKp и снижает
усилие прессования. На рис. 37 представлены кривые, характе-
Рис. 37 Зависимость и при прессо-
вании сплава 1925У от длительности
гомогенизации при 420 (/), 460 (2) и

500 -С (3)

Время гомогенизации, v

Рис. 3*. Относительное изме-
нение объемно'* доли избыточ-
ных AV V'o фаз в слитках из
сплава 1925У во время гомоге-
низации при 4’20 (/), 460 (2) и

500 °C (3)

ризующие зависимость ц.р при прессовании сплава 1925У от дли-
тельности гомогенизирующего отжига при 420, 460 и 500 СС.

Увеличение длитетьности и повышение температуры отжига
приводят к росту ц;р. Такой характер изменения и1;г объясняется
процессами растворения избыточных фаз кристалтизационного
происхождения и в частности — полнотой их растворения
(рис. 38). Кривые на рис. 37, характеризующие изменение ц.р
с увеличением длительности отжига, в основном согласуются с кри-
выми на рис. 38, иллюстрирующими кинетику растворения частиц
избыточных фаз во время отжига. Однако кинетические кривые
растворения при 420 и 460 ЭС не мог} т полностью объяснить харак-
тера повышения пкр после гомогенизации при этих температурах.

Процесс растворения частиц избыточных фаз в основном закан-
чивается в течение 3 ч отжига. В это время происходит наиболее
интенсивный рост пКР. Посте трехчасовой выдержки при 420
и 460 °C ц;р также продолжает увеличиваться, несмотря на то,
что процесс растворения избыточных фаз уже закончился. Это «до-
полнительное» (не связанное с растворением избыточных фаз) уве-
личение ц;Р может быть объяснено распадом твердого раствора мар-
ганца и циркония в алюминии и укрупнением продуктов распада.

Эффект «дополнительного» увеличения пкр был обнаружен при
гомогенизации слитков из сплава 1915 при 460 °C (рис. 39). Основ-
ной прирост пнр наблюдается в первые три часа гомогенизиру-
ющего отжига, когда происходит растворение частиц избыточных
фаз (рис. 40), и затем — до определенного времени выдержки vKP
не изменяется.

«Дополнительное» увеличение пкр происходит после 10-часовой
выдержки и, по-видимому, связано с распадом твердого раствора
Рис. 39. Зависимость vKp при прессовании
сплава 1915 от длительности гомогениза-
ции при 160 °C

Рис. 40. Кинетика растворе-
ния избыточных фаз во время
гомогенизации слитка из сплава

1915

марганца, хрома и циркония в алюминии и укрупнением вторич-
ных частиц, содержащих переходные металлы.

Уменьшение скорости охлаждения слитков из сплавов системы
А1—Zn—Mg с температуры гомогенизации, проведение гетеро-
генизирующего отжига слитков практически не увеличивает vKp.
Это объясняется тем, что при нагреве под прессование до 380—
400 °C и в начале прессования происходит полное растворение
вторичных частиц цинкмагниевых фаз, выделившихся при охла-
ждении с температуры гомогенизации или во время гомогенизи-
рующего отжига.

Таким образом, А1—Zn—Mg-сплавы обладают высокой де-
формируемостью при прессовании, характеризуемой высокими
значениями пкр и малым усилием прессования, что объясняется
малым сопротивлением деформации при температуре прессования
и высокой средней температурой начала образования трещин /кр.

На практике промышленные сплавы системы А1—Zn—Mg
нагревают перед прессованием до 380—420 °C, скорость истечения
при прессовании лежит в пределах 0,1—0,5 м/с в зависимости от
марки сплава, сложности профиля и условий прессования.

Глава V

ОСОБЕННОСТИ
РЕКРИС ТАЛЛИЗАЦИИ
И ПОЛИГОНИЗАЦИИ

Деформированные полуфабрикаты из промышленных сплавов системы
А1 — Zn — Mg обладают самой различной структурой — от перекристаллизо-
ванной (полигонизованной) до полностью рекристаллизованной. Степень ре-
кристаллизации структуры имеет большое практическое значение, так как ока-
зывает существенное влияние на устойчивость переохлажденного твердого рас-
твора цинка и магния в алюминии, кинетику старения, механические и корро-
зионные свойства сплавов и их свариваемость.

Наиболее предпочтительной для современных мало- и среднелегированных
сплавов, обладающих большим запасом пластичности, является полигонизован-
ная структура, обеспечивающая повышенные прочностные и коррозионные свой-
ства, улучшенную свариваемость. Поэтому одним из требований, которые следует
предъявлять к сплавам системы А1 — Zn — Mg. является высокая устойчивость
против рекристаллизации.

В целом А1 — Zn — Mg-сплавы обладают высокой устойчивостью против
рекристаллизации по сравнению с термически упрочняемыми алюминиевыми
сплавами систем А1 — Си — Mg, Al — Mg — Si, Al — Mg — Si — Си. Напри-
мер, у прессованных полуфабрикатов из сплавов 1911, 1915, 1925 сравнительно
редко образуется крупнокристаллический ободок, а если и образуется, то зна-
чительно меньшего размера, чем у сплавов Д1, Д16, АВ, АДЗЗ, АД35 и др.

Закаленные штамповки и поковки, изготовленные из сплавов 1911, 1915,
как правило, обладают равномерной полигонизованной структурой в отличие от
неоднородной разнозернистой структуры, характерной для кованых и штампован-
ных полуфабрикатов из сплавов АК6 и АК.8. Причины повышенной устойчи-
вости против рекристаллизации сплавов системы А1 — Zn — Mg заключаются
не только в наличии элементов-антпрекристаллизаторов — марганца, цирко-
ния, хрома, но и в природе основных легирующих элементов — цинка и магния,
имеющих большую растворимость в алюминии и не образующих при температу-
рах обработки давлением грубых частиц интерметаллидных фаз, облегчающих
рекристаллизацию.

Свойство полигонизованной структуры деформируемых алюминиевых спла-
вов сохраняться при повышении температуры при увеличении длительности вы-
держки при повышенной температуре характеризует ее термическую стабиль-
ность [68].

Оценку термической стабильности полигонизованной структуры удобно
проводить путем построения кривых, характеризующих зависимость объемной
доли рекристаллизованной структуры от длительности отжига при постоянной
температуре или от температуры отжига при неизменном времени выдержки.
Для большинства алюминиевых сплавов имеет смысл строить кривые, характе-
ризующие термическую стабильность полигонизованной структуры, в зависи-
мости от времени выдержки при постоянной температуре, соответствующей тем-
пературе нагрева под закалку. Для сплавов на основе системы А1 — Zn — Mg
типа 1915, которые подвергают закалке непосредственно с температуры прессо-
вания, целесообразно строить кривые зависимости объемной доли рекристалли-
зованной структуры от температуры, а не от времени отжига, так как температура
полуфабрикатов при прессовании может изменяться в широких пределах —
от 380 до 550 °C. Поэтому приведенные в данной главе кривые, характеризующие
изменение объемной доли рекристаллизованной структуры в полуфабрикатах
из сплавов системы А1 — Zn — Mg, построены в зависимости от температуры
отжига при постоянном времени выдержки, равном 1 ч.

Для определения объемной доли рекристаллизованной структуры исполь-
зовали точечный метод Глаголева. При замерах учитывали, что рекристаллиза-
ция проходит в объеме полуфабрикатов неравномерно: как правило, она начи-
нается в периферийных зонах и распространяется в центральные. Поэтому пло-
щадью шлифа занимали все сечение полуфабриката, а поля наблюдений изучали
последовательно от одной периферийной зоны полуфабриката до противополож-
ной. Плоскость шлифа располагали в продольном и в поперечном направлениях.
Замеры объемной доли рекристаллизованной структуры, сделанные одновременно
на продольных и поперечных шлифах, показали совпадение результатов в пре-
делах ошибки опыта. Поэтому объемную долю рекристаллизованной структуры
определяли на продольных шлифах и контролировали на поперечных. На каждом
шлифе делали от 500 до 1500 замеров.

Для выявления и четкого разделения рекристаллизованной и полигонизо-
ванной структур в световом микроскопе заготовки под шлифы закаливали в воде
Рис. 41. Структура прес-
сованного профиля нз
сплава 1925 после закалкн
в воде с температуры ре-
кристаллизационного от-
жига н старения при 180 °C
в течение 3 ч. Х300

с температуры отжига и сразу же подвергали старению при 180 °C в течение 3 ч.
Сплавы системы А1 — Zn — Mg имеют широкую температурную область суще-
ствования твердого раствора — от 340 до 600 °C, поэтому во время рекристал-
лизационного отжига, который проводили в температурном интервале 350—
600 °C, происходило растворение цинкмагниевых фаз и переход атомов циика
и магния в твердый раствор.

При последующей закалке цинк и магний фиксируются в пересыщенном твер-
дом растворе. который в результате дальнейшего старения при 180 °C распа-
дается с выделением частиц цинкмагниевых фаз по границам зерен и субзерен.
Декорированные границы отчетливо выявляются при травлении шлифов и это
позволяет четко разделять полигонизованную и рекристаллизованную струк-
туры (рис. 41).

Среднее расстояние между вторичными частицами S, содержащими пере-
ходные металлы, определяли на основании обработки электронно-микроскопи-
ческих снимков и рассчитывали по следующей формуле S = V^tA/nNrM2,
где t — толщина фольги, принятая нами 270 нм; А — площадь фотографии;
N — число частиц на данной площади; г — радиус частицы; М — увеличение.

1. ВЛИЯНИЕ СООТНОШЕНИЯ МЕЖДУ
СОДЕРЖАНИЯМИ ЦИНКА И МАГНИЯ

НА ТЕРМИЧЕСКУЮ
СТАБИЛЬНОСТЬ ПОЛИГОН ИЗОВАННОЙ СТРУКТУРЫ

Число работ, посвященных влиянию основных легирующих элементов в алю-
миниевых сплавах — меди, магния, цинка, крем-ия на рекристаллизацию де-
формированных полуфабрикатов, невелико [10, 17, 103—105], хотя данный во-
прос имеет не только научное, но и большое практическое значение.

Суммарное содержание цинка и магния в промышленных А1 — Zn — Mg-
сплавах в большинстве случаев лежит в небольших пределах (5,0—6,5 %), в то
время как отношение содержания цинка к магнию — в весьма широких преде-
лах (от 10 до 0,3). Поэтому представляет интерес рассмотреть влияние соотно-
шения между содержанием цинка и магния (Zn/Mg) при их постоянной сумме
на склонность сплавов к рекристаллизации. Для тройных сплавов системы
А1 — Zn — Mg с 6,3 % (Zn + Mg) изменение Zn/Mg оказывает заметное вли-
яние на температурный уровень рекристаллизации холоднокатаных листов [10].
В области Zn/Mg = (5ч- 2) % имеется размытый максимум.

Ниже представлены результаты исследований, характеризующие влияние
Zn/Mg на термическую стабильность полигонизованной структуры прессованных
полос и холоднокатаных листов из сплавов системы А1 — Zn — Mg с добавками
марганца и циркония.
Методом непрерывного ли-
тья были получены слитки диа-
метром 97 мм из сплавов, отли-
чающихся Zn/Mg при их по-
стоянной сумме, равной 6,5%,
и неизменном содержании дру-
гих легирующих элементов и
примесей (табл. 23).

Слитки гомогенизировали
при 460 °C в течение 24 ч и прес-
совали на полосы сечением 5 X
X 100 мм. Скорость истечения
при этом составляла около
0,05 м/с, температура нагрева
слитков перед прессованием
400 °C.

Результаты замера объем-
ной доли рекристаллизованной
структуры полос представлены
на рис. 42. Прессованные поло-
сы из сплава № 1 (без магния)
имеют большую склонность к

ТАБЛИЦА 23. ХИМИЧЕСКИЙ
СОСТАВ ИССЛЕДОВАННЫХ СПЛАВОВ,
% <ПО МАССЕ)

Номер сплава	Zn	Mg	Mn	Zr	Fe	Si	Cu
1	6,4				0,36	0 '.4	0,06	0,01	0,02
2	5,9	0,45	0,34	0,14	0,01	0,01	0,02
3	5,5	1,0	0,35	0,13	0,01	0,04	0,02
4	5,2	1,25	0,35	0,15	0,03	0,04	0,02
5	4,9	1,5	0,37	0,12	0,06	0,01	0,01
6	4,4	2,0	0,34	0,12	0,01	0,01	0,01
7	4,0	2,4	0,33	0,12	0,01	0,04	0,04
8	3,5	3,1	0,35	0,12	0,04	0,04	0,04
9	3,1	3,5	0,34	0,14	0,02	0,04	0.02
10	2,6	3,95	0,34	0,12	0,02	0,04	0,01

рекристаллизации. Замена 0,5 % Zn примерно на 0,5 % Mg (сплав № 2) при-
водит к сильному увеличению устойчивости полигонизованной структуры,
кривая резко смещается в область высоких температур. Дальнейшее уменьшение
Zn/Mg (№ 3, 4) приводит к последующему повышению сопротивляемости рекри-
сталлизации. Затем термическая стабильность снижается (№ 5), достигает ми-
нимума при содержании цинка 4,4 % и магния 2,0 % (№ 6), вновь резко воз-
растает для сплавов № 7, 8, 9 и снижается для сплава № 10.

На основании графиков, представленных на рис. 42, были построены кри-

вые, характеризующие зависимость температур рекристаллизации, отжиг при
которых приводит к рекристаллизации на 10, 30, 50, 80, 95 %, отZn/Mg (рис. 43).
Эти кривые наглядно демонстрируют существование двух максимумов, соответ-
ствующих определенным Zn/Mg у сплава № 4 (5,2 % Zn и 1,25 % Mg) и у сплава
№ 9 (3,1 % Zn и 3,5 % Mg), и минимума у сплава № 6 (4,4 % Zn, 2,0 % Mg).
Наиболее высокой термической стабильностью полигонизованной структуры

Рис. 42 Зависимость объ-
емной доли рекристалли-
зованной структуры по-
лос сплавов от температуры
отжига (номера кривых со-
ответствуют номерам спла-
вов в табл. 23)
Рис. 43. Зависимость температуры ре-
кристаллизации, отжиг при которой
приводит к рекристаллизации на 10, 30,
50, 80 и 95 % (цифры у кривых), от соот-
ношения между содержаниями цинка и
магния при их постоянной сумме 6,5 %

Рис. 44. Зависимость среднего разме-
ра субзерен в полигонизованных объе-
мах прессованных полос от соотноше-
ния между содержаниями цинка и маг-
ния для разных температур отжига
(цифры у кривых)

из всех исследованных сплавов обладает сплав №4 (5,2 % Zn и 1,25% Mg).
В целом, как видно из рис. 43, изменение Zn Mg оказывает очень сильное вли-
яние на температуру рекристаллизации прессованных полуфабрикатов.

Для ориентировочной оценки движущей силы рекристаллизации и ее изме-
нения при изменении Zn'Mg и при повышении температуры отжига был замерен
средний размер субзерен в полигонизованных объемах полуфабрикатов из спла-
вов № 1 —10 после отжигов при разных температурах (рис. 44). Размером суб-
зерен в первом приближении может характеризоваться плотность дислокаций
и, следовательно, движущая сила рекристаллизации.

Анализ кривых на рис. 44 показывает, что при уменьшении Zn/Mg средний
размер субзерен резко уменьшается, достигает минимума у полос из сплава № 4
(5,2 % Zn, 1,25% Mg), затем возрастает. При дальнейшем уменьшении Zn/Mg
на кривых появляется максимум. Левая часть рис. 44 является зеркальным
отражением кривых на рис. 43, правые части этих рисунков имеют одинаковый
характер.

Сопоставление кривых на рис. 43 и 44 показывает, что повышение терми-
ческой стабильности полигонизованной структуры при переходе' от сплава № 1
к сплаву № 4 происходит одновременно с увеличением движущей силы рекри-
сталлизации. Следовательно, повышение термической стабильности в этом слу-
чае может быть объяснено только еще большим увеличением силы, тормозящей
рекристаллизацию, что связано с повышением дисперсности вторичных частиц,
содержащих марганец и цирконий, и с изменением свойств твердого раствора
цинка и магния в алюминии, обусловленным заменой цинка на соответствующее
количество магния.

Электронно-микроскопические исследования тонкой фольги подтвердили,
что действительно, при переходе от сплава № 1 к сплаву № 4 происходит резкое
повышение дисперсности вторичных частиц, содержащих марганец, и увеличе-
ние равномерности их распределения по площади фольги. Основной причиной
роста дисперсности частиц является, на наш взгляд, увеличение содержания маг-
ния от 0 до 1,25 %.
Доказательством стабилизирую-
щего действия небольших добавок
магния на полигонизованную струк-
туру могут служить кривые на
рис. 45. Увеличение содержания маг-
ния с 0,35 до 0,80 % при постоянном
содержании других компонентов и
примесей заметно повышает термиче-
скую устойчивость полпгонпзован-
ной структуры в прессованных про-
филях из сплава А1—5,6 % Zn—х %
Mg—0,35% Мп—0,13 % Zr—0,15%
Fe—0,13 % Si.

Стабилизирующее действие малых
добавок магния на полпгонизнрован-
ную структуру деформированных по-
луфабрикатов проявляется только в
том случае, если магний входит в
твердый раствор и не способствует
образованию крупных частиц интер.ме-
таллидных фаз.

При дальнейшем повышении со-
держания магния (до 2 %) и соответ-

Рис. 45. Зависимость объемной доли ре-
кристаллизованной структуры прессо-
ванных профилей с разным содержанием
магния (цифры у кривых) от температуры
отжига

ствующем уменьшении содержания цинка термическая стабильность полнгонизо-
ванной структуры сильно снижается (см. рис. 43). При этом полигонизация и
соответствующее укрупнение субзерен при повышении температуры отжига
затруднено (см. рис. 44). По-видимому, это и является причиной повышенной
склонности полигонизованной структуры к рекристаллизации.

При дальнейшем изменении соотношения между содержанием цинка и маг-
ния (сплавы № 6—10) на кривых, характеризующих термическую стабильность
полигонизованной структуры (см. рис. 43), появляется максимум. Сопоставление
этих кривых с изменением среднего размера субзерен дает основание предпола-

гать, что изменение сопротивляемости рекристаллизации в этом случае опре-
деляется способностью сплавов к полигонизации, полнотой протекания этого -

процесса.

Кривые, характеризующие изменение термической стабильности полигони-
зованной структуры, и кривые, иллюстрирующие изменение среднего размера
субзерен, имеют одинаковый характер. Увеличение размера субзерен в поли-

ооо

I

§

§ '

С

§. W

I

& 350

I
300

6,5 6,0 5,5 5,0 5,5 5,О 3,5 3,0 2,5Zn,% 6,0 5,5 5,0 5,5 5,0 3,5 3,0 2,5Zn,%
‘ О 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3.5 5,0 tig,% 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 ЦО Мд,%

Рис. 46. Зависимость температуры рекристаллизации, отжиг при которой приводит
к рекристаллизации на 10, 25, 50, 75, 90 % (цифры у кривых), листов деформированных
на 25 (а) н 50 % (б), от Zn : Mg
Рис. 47. Зависимость объемной доли ре-
кристаллизованной структуры прессо-
ванных полос сечением 3 X 100 мм из
сплавов 1915, 1925, 1925У, 1935 от темпе-
ратуры отжига

гонизованных объемах (еще не охва-
ченных первичной рекристаллизацией)
при повышении температуры отжига
уменьшает движущую силу рекри-
сталлизации, повышая тем самым тер-
мическую стабильность полигонизо-
ванной структуры.

Прессованные полосы из сплавов
№	1 —10 прокатали вхолодную с

обжатием 25 и 50 % и для получен-
ного материала построили кривые,
характеризующие зависимость темпе-
ратуры рекристаллизации /р. соот-
ветствующие разной степени рекри-
сталлизации, от Zn/Mg (рис. 46). По-
вышение степени холодной деформа-
ции немного сглаживает влияние
Zn/Mg на склонность полигонизован-
ной структуры к рекристаллизации,
однако характер влияния остается
прежним. Сплавы №3—5 с Zn/Mg =
сохраняют

= 6,0-ь3,2, несмотря на предварительную холодную деформацию,

очень высокую сопротивляемость рекристаллизации.

Таким образом, изменение Zn/Mg оказывает ситьное влияние на темпера-
туру рекристаллизации А1 — Zn — Mg-сплавов. Можно выделить область со-
ставов, характеризуемую Zn Mg = 6,0л-3,5, сплавы которой обладают чрезвы-
чайно высокой термической стабильностью полигонизованной структуры.

Приведенные выше закономерности были учтены при разработке новых алю-
миниевых сплавов 1925У и 1935. Для получения стабильной полигонизованной
структуры в деформированных полуфабрикатах из этих сплавов среднее отно-
шение содержания цинка к магнию было выбрано в пределах 4,2—5,2 при сред-
нем содержании магния 1,2 и 0,9 °Ь соответственно в сплавах 1925У и 1935.

Практика работы со сплавами 1925У и 1935, а также сравнительные исследо-
вания (рис. 47) показали, что полигонизованная структура в данных сплавах
обладает чрезвычайно высокой устойчивостью, обусловленной повышенной

дисперсностью продуктов распада твердого раствора переходных металлов в алю-
минии, а также свойствами твердого раствора магния и цинка в алюминии.

2-	. ВЛИЯНИЕ СОДЕРЖАНИЯ ЖЕЛЕЗА И КРЕМНИЯ
НА ТЕРМИЧЕСКУЮ СТАБИЛЬНОСТЬ
ПОЛИГОНИЗОВАННОЙ СТРУКТУРЫ

Методом непрерывного литья были получены слитки диаметром 92 мм из
сплава 1925 с разным содержанием железа и кремния, химический состав кото-
рых приведен в табл. 24.

Слитки гомогенизировали при 500 С в течение 6 ч и прессовали при 380—
400 °C на профили в виде уголка с полками толщиной 9 и 2 мм.

На рис. 48, а представлены кривые, характеризующие зависимость объемной
доли рекристаллизованной структуры в толстой полке от температуры отжига
для сплавов с разным содержанием кремния при постоянном содержании железа
(0,05 %). Профили из сплава с минимальным содержанием кремния (0,03 %)
обладают низкой термической стабильностью полигонизованной структуры. При
увеличении содержания кремния от 0,03 до 0,28 % сопротивляемость полиго-
низованной структуры рекристаллизации сильно повышается, кривые смещаются
в область более высоких температур. Дальнейшее повышение содержания крем-
ния незначительно уменьшает долю рекристаллизованной структуры после
отжига при 450 °C и снижает сопротивляемость полигонизованной структуры
рекристаллизации при более высоких температурах отжига. Оптимальным со-
держанием кремния в сплаве
1925, которое обеспечивает мак-
симальную термическою ста-
бильность полигонизованной
структуры прессованных полу-
фабрикатов, является 0,1—
0,3 %.

Повышение содержания же-
леза с 0,05 до 0,60 % при по-
стоянном содержании кремния
0,03 % приводит к росту тер-
мической стабильности полиго-
низованной структуры профилей
(рис. 48, 6). Наиболее сильное
антирекристаллизационное дей-
ствие оказывают первые малые
добавки железа. Повышение со-
держания железа до более 0,3 %
практически не влияет на тер-
мическую стабильность поли-
гонизованной структуры. Сле-
довательно, для получения
прессованных полуфабрикатов
из сплава 1925 с максимально

Т \ Б .4 И Ц А 24. ХИМИЧЕСКИЙ
СОСТАВ ИССЛЕДОВАННЫХ СПЛАВОВ,
% (ПО МАССЕ)

11омер сплава	Zn	Mg	Мп	Zr	Си	Fe	Si
1	3,95	1,68	0,41	0,09	0,75	0,05	0,03
2	4,05	1,62	0,38	0,09	0,69	0,05	0,11
3	4,18	1,70	0.37	0,08	0,60	0,05	0.28
4	4,01	1,62	0,37	0,08	0,60	0,05	',0,43
5	3,95	1,57	0,35	0,08	0,66	0,05	0,67
6	4,11	1,82	0,38	0,09	0,60	0,15	0,03
7	4,04	1,62	0,39	0,10	0,57	0,30	0,03
8	4,04	1,80	0,36	0,08	0,72	0,60	0,03
9	3,82	1,50	0,35	0,08	0,60	0,36	0,63
10	3,96	1,70	0,36	0,08	0,69	0,60	0,30
11	3,80	1,62	0,36	0,08	0,72	0,61	0,71

устойчивой полигонизованной структурой достаточно иметь железа около 0,2—
0,4 %. При сравнении влияния кремния и железа видно, что антирекрпстал-
лизацпонное действие железа сильнее.

Кривые на рис. 48, в характеризуют совместное влияние железа и кремния
на термическую стабильность полигонизованной структуры в прессованных
профилях из сплава 1925.

Электронно-микроскопическое просвечивание тонкой фольги, полученной
из профилей, показало, что с увеличением содержания в сплаве 1925 железа
и кремния значительно изменяется характер распада пересыщенного твердого
раствора марганца и циркония в алюминии (рис. 49). Количество и равномер-
ность продуктов распада твердого раствора возрастают, размеры вторичных
частиц марганцевого ин тер металл и да и среднее расстояние между частицами
уменьшается. Эти структурные изменения повышают термическую стабильность
полигонизованной структуры.

Металлографические исследования, проведенные с использованием методов
световой микроскопии и микрорентгеноспектрального анализа, показали, что
при повышении содержания в сплаве кремния и железа увеличивается количе-
ство частиц избыточных фаз кристаллизационного происхождения размером в не-

Рис. 48. Зависимость объемной доли^рекристаллизованной структуры профилей сплава
1925 от температуры отжиг а. (Цифры у кривых соответствуют номерам сплавов в табл. 24):
а — сплавы с разным содержанием кремния; б — с разным содержанием железа; в —
с разным содержанием кремния н железа
сколько микрометров При повышении содержания кремния образуются частицы
фазы Mg2Si, концентрация магния в твердом растворе при этом, как показывают
результаты замера электропроводности и периода решетки, снижается.

" Добавление в сплав железа приводит к образованию частиц, главным образом
фазы А1 — Мп — Fe, в которой растворено небольшое количество меди. При со-
вместном присутствии железа и кремния образуются фазы А1 — Мп — Fe — Si
и Mg2Si Эти структурные изменения (снижение концентрации магния в твердом
растворе и появление крупных частиц избыточных фаз кристаллизационного
происхождения) способствуют снижению термической стабильности полигони-
зованной структуры.

С уменьшением концентрации магния в твердом растворе снижается дис-
персность вторичных частиц, облегчается передвижение дислокаций, миграция
субграниц, границ и, следовательно, облегчается зарождение и развитие ре-
кристаллизации. Частицы избыточных 'фаз Mg2Si и А1 — Мп — Fe — Si могут
являться местами преимущественного зарождения новых зерен и вследствие
этого облегчать рекристаллизацию [106—108]. Однако роль этого фактора, на
наш взгляд, является второстепенной, а устойчивость полигонизованной струк-
туры против рекристаллизации определяется концентрацией магния в твердом

растворе.

При увеличении содержания кремния термическая стабильность полигони-
зованной структуры сначала повышается, а затем снижается. Малые добавки
кремния связывают небольшое количество магния в фазу Mg2Si и его концентра-
ция в твердом растворе остается достаточной для эффективного торможения
рекристаллизации. В то же время малые добавки кремния модифицируют про-
дукты распада твердого раствора марганца и циркония в алюминии, повышая
тем самым сопротивление -полигонизованной структуры рекристаллизации.
Большие добавки кремния (0,4 % и больше) уже значительно уменьшают кон-
центрацию магния в твердом растворе, и термическая стабильность полигони-
зованной структуры снижается.

При увеличении содержания железа в сплаве 1925 термическая стабильность
полигонизованной структуры профилей непрерывно возрастает, причем наи-
более сильное влияние оказывают начальные малые добавки железа. Основной
причиной, обусловливающей увеличение сопротивления полигонизованной струк-

туры рекристаллизации, в этом случае является повышение дисперсности про-
дуктов распада твердого раствора марганца и циркония в алюминии. Так как
концентрация магния в твердом растворе при этом не снижается, то по сравне-
нию с кремнием железо в большей степени стабилизирует полнгонизован-

ную структуру.

При совместном присутствии железа и кремния последний связывает магний
в фазу Mg2Si, уменьшая его концентрацию в твердом растворе, а поэтому такие
сплавы имеют меньшую термическую стабильность полигонизованной струк-

туры, чем сплавы с таким же содержанием железа, но с малым содержанием

кремния.

В целом прессованные профили из сплава 1925, независимо от содержания
железа и кремния, обладают достаточно высокой термической стабильностью
полигонизованной структуры. Исключение составляет сплав с минимальным со-
держанием железа и кремния. Оптимальным содержанием кремния и железа,
которое обеспечивает максимальную термическую стабильность полигонизован-
ной структуры прессованных полуфабрикатов, является 0,1—0,3 % Si, 0,2—
0,4 % Fe.

Для исследования влияния содержания железа и кремния на термическую
стабильность полигонизованной структуры прессованных полуфабрикатов из
сплава 1925У были отлиты слит-

ки диаметром 134 мм с разным
содержанием железа и кремния
(табл. 25).

Слитки гомогенизировали
при 500 °C в течение 6 ч и прес-
совали на профиль в виде угол-
ка со стенками толщиной 11 и
3 мм со скоростью истечения
около 0,3—0,5 м'с. Температура
нагрева слитков перед прессова-
нием составляла 400 °C.

В отличие от сплава 1925,
где увеличение содержания же-
леза приводит к росту термиче-
ской стабильности полигонизо-
ванной структуры, в сплаве
1925У такого явления не на-
блюдалось (рис. 50). Железо не
оказывает влияния на рекри-
сталлизацию полигонизованной
структуры прессованных полу-
фабрикатов из сплава 1925У.

4 Елагин В. И. и др.

ТАБЛИЦА 25. ХИМИЧЕСКИЙ
СОСТАВ ИССЛЕДОВАННЫХ СПЛАВОВ,
% (ПО МАССЕ)

Помор сплава	7п	М"	Мп	Zr	Си	Fe	Si
1	5,1	1,3	0,46	0,15	0,53	0,03	0,01
2	5,0	1,3	0,46	0,13	0,43	0.17	0.01
3	5,1	1.3	0,45	0,16	0,53	0,32	0,01
4	5,2	1,3	0,45	0,15	0,49	0,47	0,01
5	5,0	1,2	0,48	0,17	0,50	0,65	0,04
6	5,2	1,2	0,51	0,17	0,51	0,80	0,06
7	4,9	1,2	0,47	0,16	0,53	0,03	0,17
8	5,0	1,3	0,49	0,18	0,53	0,03	0,31
9	5,2	1,3	0,46	0,15	0,49	0,03	0,40
10	5,0	1,3	0,44	0,16	0,52	0,03	0,56
11	5,2	1,3	0,44	0,16	0,50	0,04	0,63
12	5,2	1,3	0,45	0,17	0,52	0,81	0,60

97
WO 475 500 525 550 575 600 450 475 500 525 550 575 600
Температура отжига, °C

Рис. 50 Зависимость объемной доли рекристаллизованной структуры профилей из сплава
1925У от температуры отжига:

а — сплавы с резным содержанием железа, % 1 — 0,03; 2 — 0,32; 3 — 0,80; 4 — 0,65;
б — кремния: 1 — 0,31; 2	0.17; 3 — 0,03; 4	0,45; 5	0,5«' 6 — 0,63: 7	0.65

Si - 0.63 Fc

Независимо от содержания железа, полигонизованная структура сплава 1925У
обладает высокой устойчивостью против рекристаллизации.

При увеличении содержания кремния от 0,01 до 0,31 % термическая ста-
бильность полигонизованной структуры сплава 1925У возрастает, а при даль-
нейшем увеличении содержания кремния резко снижается (рис. 50, б). Так,
профиль из сплава 1925У с 0,6.% Si уже после прессования имеет на 90 % ре-
кристаллизованную структуру. Введение в такой сплав 0,8 % Fe заметно стаби-
лизирует полнгонизованную структуру: кривая смещается в область более высо-
ких температур.

Влияние кремния на термическую стабильность полигонизованной струк-
туры качественно аналогично его влиянию на полуфабрикаты из сплава 1925.
Однако степень влияния и особенно снижение термической стабильности поли-
гонизованной структуры при больших содержаниях кремния значительно силь-
нее, чем в сплаве 1925. Это объясняется тем, что в сплаве 1925У содержание маг-
ния меньше, чем в сплаве 1925, и при одинаковом содержании кремния, связыва-
ющего магний в фазу Mg2Si, концентрация магния в твердом растворе в сплаве
1925У будет ниже. Поэтому добавление в сплав 1925У около 0,6 % Si выводит
почти весь магний из твердого раствора и связывает его в фазу Mg2Si. Полиго-
низованная структура такого сплава обладает крайне низкой устойчивостью
против рекристаллизации.

Добавка в этот сплав 0,8 % Fe связывает часть кремния в фазу
А1 — Мп — Fe — Si. Количество фазы Mg2Si при этом уменьшается, концентра-
ция магния в твердом растворе возрастает, что приводит к росту устойчивости
сплава против рекристаллизации. Электронно-микроскопические исследования
структуры профилей сплава 1925У показали, что увеличение содержания железа
в отличие от сплава 1925 практически не влияет на дисперсность продуктов рас-
пада твердого раствора марганца в алюминии (рис. 51, а, б) и, следовательно,
не изменяется склонность сплава к рекристаллизации. Добавки же кремния
заметно измельчают вторичные частицы марганцевого интерметаллида и увели-
чивают число частиц, содержащих цирконий (рис. 51, а, в). Этим объясняется
стабилизирующее действие малых добавок кремния на полигонизованную струк-
туру. При больших содержаниях кремния склонность к рекристаллизации резко
усиливается из-за уменьшения содержания магния в твердом растворе.

Основываясь на полученных результатах, можно сказать что оптимальным
содержанием кремния в сплаве 1925У. которое обеспечивает получение макси-
мальной термической стабильности полигонизованной структуры в прессованных
Рис. 51. Структура закаленных
профилей нз сплава 1925У с раз-
личным содержанием железа и
кремния. ХЗО ООО:

а — 0,03 % Fe, 0,01 % Si; б —
0.80 % Fe, 0,06 % Si; в — 0,03 %
Fe, 0,31 % Si

полуфабрикатах, является 0,03—0,4%. Содержание кремния в сплаве 1925У
при малом (< 0,1 %) содержании железа не должно превышать 0,5 %, иначе тер-
мическая стабильность полигонизованной структуры катастрофически сни-
жается. При повышенном содержании железа предельно допустимое содержание
кремния может быть увеличено до 0,6 % . Изменение содержания железа от 0,03
до 0,8 % не влияет на термическую стабильность полигонизованной структуры
прессованных профилей сплава 1925У. В целом термическая стабильность поли-
гонизованной структуры прессованных полуфабрикатов из сплава 1925У замет-
но выше, чем у сплава 1925.

3.	ВЛИЯНИЕ ДОБАВОК ПЕРЕХОДНЫХ МЕТАЛЛОВ
И РЕЖИМОВ ГОМОГЕНИЗИРУЮЩЕГО
ОТЖИГА СЛИТКОВ

Во время гомогенизации слитков из промышленных сплавов системы
А1 — Zn — Mg происходит растворение частиц цинкмагниевых фаз кристалли-
зационного происхождения и распад пересыщенного твердого раствора пере-
ходных металлов (марганца, циркония, хрома) в алюминии. Первый процесс
не оказывает заметного влияния на термическую стабильность полигонпзовап-
ной структуры деформированных полуфабрикатов из А1 — Zn — Mg-сплавов
(по крайней мере, сплавов с суммой цинка и магния меньше 6,5 °Ь и с отноше-
нием цинка к магнию больше 1), так как частицы цинкмагнпевых фаз быстро рас-
творяются во время гомогенизации, а при прессовании негомогенизированных
слитков частицы успевают раствориться при нагреве под прессование и во время
прессования.

При большей сумме концентраций цинка и магния возможно некоторое
ускорение рекристаллизации путем зарождения новых зерен около частиц избы-
точных цинкмагнпевых фаз. Однако основное влияние на термическую стабиль-
ность полигонизованной структуры А]—Zn—Mg-сплавов оказывает процесс
распада пересыщенного твердого раствора переходных металлов в алюминии
[10, 109, НО]. Добавки переходных металлов к А1 — Zn—Mg-сплавам повы-
шают стабильность полигонизованной структуры.

Эффективность влияния этих добавок в значительной мере определяется
формой их присутствия в сплаве [10]. Переходные металлы, находящиеся в твер-
дом растворе, слабо повышают термическую стабильность полигонизованной
структуры деформированных полуфабрикатов, и в этом случае сохранение полп-
гонизованной структуры в прессованных полуфабрикатах представляет опре-
деленные трудности [110].

Распад твердого раствора переходных металлов в алюминии, происходящий
во время гомогенизации, при нагреве слитков перед обработкой давлением и
в процессе обработки дав гением оказывает сильное влияние на термическую
стабильность полигонизованной структуры. Наиболее подробно этот вопрос
исследован па сплаве системы А1 — Zn — Mg с добавкой циркония.

Методом непрерывного литья были получены слитки диаметром 92 мм сле-
дующего химического состава: 3,8 % Zn; 1,5 °о Mg; 0,34 °6 Zr; 0,07 % Fe; 0,02 %
Si. Для фиксации максимального количества циркония в алюминиевом твердом
растворе температуру литья слитков держали около 850 °C. Слиток резали па
заготовки, которые отжигали при 500 С в течение 0; 2,6; 6,6; 16; 42; 264 и 660 ч,
затем прессовали па полосы сечением 6'1 50 мм при 350 °C со скоростью истече-
ния около 0,03 мгс. Использование низких температур и малых скоростей прессо-
вания позволило сохранить иолпгонпзованную структуру во всех полосах, не-
зависимо от режима отжига слитка.

С увеличением времени отжига слитков термическая стабильность полиго-
низованной структуры полос сильно возрастает, достигает максимума при вы-
держке 16 ч и затем снижается (рис. 52).

Электронно-микроскопические исследования фольги, взятой из прессован-
ных полос, показали, что в полосах, полученных из неотожженных слитков, вы-
делений частиц циркониевого пнтерметаллпда не наблюдается. Следовательно,
пересыщенный твердый раствор циркония в алюминии, образовавшийся при кри-
сталлизации расплава в слитке, полностью сохраняется в полосах. Во время
отжига слитка при 500 СС происходит распад пересыщенного твердого раствора
циркония в алюминии с образованием сферических частиц циркониевого интер-
металлида (см. рис. 13). При увеличении длительности отжига диаметр частиц
непрерывно увеличивается. График, представленный на рис. 53, характеризует
зависимость наиболее часто встречающегося диаметра частиц в прессованных
полосах от длительности отжига слитка при 500 °C. Кривые имеют четко выра-
женные минимум и максимум.

При сравнении графиков зависимости /р и S от длительности отжига слитков
видно, что чем меньше S, тем выше /р; минимальному S соответствует максималь-
ная /р. При этом сравнительно небольшие изменения S приводят к значитель-
ному изменению /р и термической стабильности полигонизованной структуры
прессованных полос (см. рис. 52).

Эти результаты подтверждают полученные ранее данные [10, 106] о том,
что алюминиевые сплавы с цирконием, подвергнутые перед деформацией отжигу,
имеют более высокую температуру рекристалтизации. Происходящий во время
отжига распад пересыщенного твердого раствора циркония в алюминии и обра-
зование дисперсных частиц циркониевого интерметаллида препятствует рекри-
Рис. 52. Зависимость объемной доли
рекристаллизованной	структуры

прессованных полос из сплава систе-
мы А1 — Zn — Mg с добавкой цир-
кония, полученных из слитков раз-
ного отжига, от температуры отжига;
слитки отжигали при 500 °C в тече-
ние, ч:

1 — без отжига; 2 — 2.6: 3 — 6.6;
4 -16; 5 — 42; 6 — 105; 7 — 264;

8 — 660

Рис. 53 Зависимость диаметра d частиц
циркониевого интерметаллпда, среднего
расстояния между частицами S и тем-
пературы рекристаллизации /	(50 %

рекристаллизации) прессованных полос
сплава системы Al — Zn — Mg с добав-
кой циркония от длительности отжига
слитков при 500 °C

сталлпзацпп. Эффективность действия дисперсных частиц циркониевого интер-
металлида превосходит действие циркония, находящегося в твердом растворе.
Основным критерием, опредетяющим эффективность влияния частиц на темпера-
туру рекристаллизации, является среднее расстояние между ними.

Горячепрессованные полосы были прокатаны вхолодную без промежуточ-
ных отжигов на листы толщиной 3 и 1 мм со степенью деформации 50 и 83 °о
соответственно. После прокатки была определена температура начала и конца
/р рекристаллизации исследуемых полуфабрикатов методами рентгеноструктур-
ного и металлографического анализов (табл. 26).

Температуры начала и конца рекристаллизации горячепрессованных полос
сильно зависят от продолжительности отжига слитков при 500 °C и имеют макси-
мальные значения при выдержке 16 ч. Дтя листов толщиной 3 мм слабо зави-
сит от продолжительности отжига слитков, a t* имеет четко выраженный макси-
мум, также приходящийся на выдержку 16 ч.

На рис. 54 представлены кривые, характеризующие термическую стабиль-
ность полигонизованной структуры листов толщиной 3 мм в зависимости от дли-
тельности отжига слитков. Температура начала и копна рекристаллизации ли-
стов толщиной 1 мм почти не зависит от длительности отжига слитков.

Существовавшие в слитках и горячепрессованных полосах концентрация
твердого раствора циркония в алюминии и распределение циркониевых частиц
по размерам полностью сохраняются в холоднокатаных листах. Это было уста-
новлено путем сравнения распределения циркониевых частиц по размерам и по
количеству в единице объема в слитках и в деформированных полуфабрикатах,
полученных из этих слитков Изменение температурно-деформационных условий
прессования пли прокатки не влияет на распределение частиц циркониевого
интерметаллпда по размерам. Такая стабильность распределения обусловлена
малой скоростью диффузии атомов циркония в твердом растворе алюминия.

Таким образом, если в горячепрессованном полуфабрикате распад пересы-
щенного твердого раствора циркония в алюминии (выделение дисперсных частиц
ТАБЛИЦА 26. ТЕМПЕРАТУРА НАЧАЛА (

И КОНЦА ( Zp) РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ ПОЛУФАБРИКАТОВ
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ДЛИТЕЛЬНОСТИ ОТЖИГА

СЛИТКА ПРИ 50(1 'С

Время от- жига слит- ка при 500 °C, ч	/«. «с			'р- °C		
	горяче- прессован- ная полоса	холоднока- таный лист толщиной 3 мм	холодно- катаный лист тол- щиной  1 мм	горяче- прессо- ваниая полоса	холодно- катаный лист тол- щиной  3 мм	холодно- катаный лист тол- щиной  1 мм
Без отжига	370	295	295	430	350	340
2,6	430	300	295	570	450	340
6,6	465	305	295	>600	530	340
16	490	305	295	>600	550	340
42	470	305	295	>600	540	340
105	—	—	295	—	—	340
265	420	295	290	550	480	335
660	380	290	280	460	340	325

циркониевого интерметаллида) приводит к резкому повышению и то после
холодной деформации это явление выражено слабее, а при больших степенях
холодной деформации продукты распада твердого раствора циркония в алюми-
нии ие влияют ни на ии на

Уменьшение влияния дисперсных частиц на температуру рекристаллизации
при увеличении деформации объясняется ростом энергии деформированной

Рис. 54. Зависимость объемной доли рекристаллизованной структуры листов
толщиной 3 мм из сплава системы Al — Zn — Mg с добавкой циркония, полу-
ченных из слитков после разной длительности отжига, от температуры отжига.

Слнткн отжигали при 500 °C в течение, ч:

1 — без отжига; 2 — 2,6; 3 — 6,6; 4 —16; 5 — 42; 6 — 264; 7 — 660
Рис. 55. Полнгонизованная структура, сформи-
ровавшаяся в сильно деформированном холодно-
катаном листе из сплава системы Al - Zn — Mg
с добавкой циркония во время дорекрнсталлнзя-
ционного отжига (315 °C, 1 ч). х 18 000

Рис. 56 Зависимость среднего раз-
мера субзерен в полигонизоваиных
объемах сплава системы
Al — Zn — Mg с д>бавкоч цирко-
ния от температ., ры отжига:

1 — лист толщиной 1 мм; 2 то
же, 3 мм; 3 — прессованная полоса

матрицы, которая является движущей силой первичной рекристаллизации [111].
В горячедеформированном материале энергия деформированной матрицы мала
и соизмерима с энергией тормозящего действия дисперсных частиц; в этом случае
частицы заметно препятствуют рекристаллизации. В холоднодеформированном
материале запасенная энергия значительно превосходит энергию тормозящего
действия частиц; и антирекристаллизационное действие частиц не проявляется.
Оценкой величины приобретенной при деформации энергии могут служить раз-
меры субзерен, образующихся при последующем отжиге в процессе полигони-
зации.

Исследование структуры полуфабрикатов с помощью световой и электрон-
ной микроскопии показало, что независимо от вида полуфабриката и темпера-
туры отжига (температуры выше t* не изучали), процессу рекристаллизации
всегда предшествует полигонизация. Даже прн нагреве сильно деформирован-
ных холоднокатаных листов толщиной 1 мм (83 % обжатия при холодной про-
катке) из ячеистой структуры всегда сначала формируемся субзеренная струк-
тура, которая затем поглощается рекристаллизованными зернами (рнс. 55).

В горячепрессованных полосах полнгонизованная структура формируется
непосредственно при прессовании и охлаждении полос с температуры прессо-
вания.

Различие в полигонизованной структуре, формирующейся в горячепрессо-
ванных и холоднокатаных полуфабрикатах, заключается в размере субзерен
(рис. 56). После отжига в интервале температур, соответствующих и кон-
кретного полуфабриката, средний размер субзерен в полигонизоваиных объемах
полуфабрикатов, полученных из слитков, отожженных по режиму 500 °C, 16 ч,
изменяется следующим образом: в горячепрессованных полосах — от 5 до 16 мкм,
в холоднокатаных листах толщиной 3 мм — от 1,5 до 4,2 мкм, толщиной 1 мм —
от Д8 до 1,2 мкм. Среднее расстояние между частицами циркониевого интерме-
таллида во всех полуфабрикатах при данном режиме отжига слитка составляет
около 1,7 мкм.

Учитывая эти результаты и данные табл. 26, можно констатировать, что
антирекристаллизационное действие дисперсных частиц проявляется лишь в том
случае, когда среднее расстояние между частицами меньше среднего размера
субзерен в полигонизоваиных объемах. Особенно хорошо это видно на листах
толщиной 3 мм, где средний размер субзерен увеличивается от 1,5 до 4,2 мкм
Температура отжига, °C

Рис. 57. Зависимость объемной доли ре-
кристаллизованной структуры в листах
толщиной 3 мм полученных из неотож-
женного слитка (/) и из слитка, гомогени-
зированного при 500 °C в течение 16 ч (2),
от температуры отжига

при повышении температуры отжига,
проходя через «критический» размер
—1,7 мкм.

На рис. 57 приведены кривые,
иллюстрирующие зависимость объем-
ной доли рекристаллизованной струк-
туры в листах толщиной 3 мм от тем-
пературы отжига. На этом же графике
приведена кривая, характеризующая
изменение среднего размера субзерен
в полигонизованных объемах листов
(2) при повышении температуры от-
жига. Пока субзерна не достигнут
«критической» величины 1,7 мкм (тем-
пература отжига 330—340 °C), ход
кривых изменения объемной доли ре-
кристаллизованной структуры в лис-
тах (/), где цирконий находится в пе-
ресыщенном твердом растворе, и в ли-
стах (2), имеющих дисперсные частицы

циркониевого интерметаллида, одинаков, т. е. циркониевые частицы не тормозят
рекристаллизацию. После того, как средний размер субзерен достигнет и пре-
высит величину —1,7 мкм, начинает проявляться тормозящее действие циркони-
евых частиц, и кривая 2 заметно отклоняется в область высоких температур.

При повышений" температуры отжига из-за роста субзерен энергия полиго-
низованной матрицы уменьшается, и когда средний размер субзерен будет больше
среднего расстояния между частицами, энергия матрицы, по-видимому, станет
соизмеримой с энергией торможения рекристаллизации частицами. В этот момент
начинает сказываться антирекристаллизационное действие частиц. При даль-
нейшем увеличении размеров субзерен антирекристаллизационное действие ча-
стиц усиливается.

Механизм торможения рекристаллизации дисперсными циркониевыми ча-
стицами, по-видимому, заключается в торможении и блокировке малоугловых
границ (рис. 58). При этом подвижность малоугловых границ уменьшается и
формируется стабильная сетка границ,

Рис. 59 Фотография структуры, де-
монстрирующая малоугловую гра-
ницу . закрепленную на частицах
циркониевого интерметаллида.

X 12 000

Рис. 58 Фотография структуры прес-
^сованной полосы из сплава системы
А1 — Zn Mg с добавкой цирко-
ния, иллюстрирующая взаимодей-
ствие малоугловой границы с части-
цей циркониевого интерметаллида.

X10 000
В результате взаимодействия с частицами сетки из малоугловых границ
полигонизованная структура становится весьма устойчивой против зарождения
и развития рекристаллизации.

Пои повышении температуры отжига субзерна в полигонизованных объемах
растут. Наиболее вероятным механизмом роста субзерен является коалесцен-
ция: «распад» малоугловых границ на единичные дислокации с одновременным
поворотом субзерен. Укрупнение субзерен путем миграции малоугловых границ
в данном случае маловероятно, так как границы закреплены на дисперсных ча-
стицах.

Процесс укрупнения субзерен имеет большое значение, так как при этом
уменьшается энергия полигонизованной матрицы — движущей силы первичной
рекристаллизации и, следовательно, повышается сопротивление рекристалли-
зации. При наличии в структуре сплава дисперсных частиц рост субзерен еще
в большей степени стабилизирует полигонизованную структуру, так как укруп-
нение субзерен сопровождается усилением антирекристаллизационного действия
частиц, поскольку накопленная энергия матрицы постоянно уменьшается при
неизменной тормозящей энергии, обусловленной присутствием частиц.

При дорекрпсталлизационном отжиге в сильно деформированных листах
толщиной 1 мм формируется субзеренная структура с мелким субзерном. Сетка
из малоугловых границ располагается независимо от частиц циркониевого интер-
металлида; взаимодействия малоугловых границ с частицами циркониевого ин-
терметаллида не происходит. С повышением температуры отжига средний размер
субзерен увеличивается слабо (см. рис. 56). Такая структура термически не-
устойчива и легко поглощается рекристаллизованными зернами при небольших
повышениях температуры отжига.

В холоднокатаных листах толщиной 3 мм при температурах отжига ниже
формируется правильная субзеренная структура с размерами субзерен 1,5—
1,7 мкм. При повышении температуры отжига в полигонизованных объемах
образуются крупные субзерна, начинает проявляться взаимодействие малоугло-
вых границ с циркониевыми частицами и формируется неправильная сетка из
малоугловых границ, закрепленных на частицах. Термическая стабильность
полигонизованной структуры при этом возрастает из-за указанных выше двух
причин.

Таким образом, антирекристаллизационное действие дисперсных частиц
циркониевого интерметаллида проявляется лишь в тех случаях, когда среднее
расстояние между частицами меньше определенной «критической» величины,
которая в данных экспериментах оказалась примерно равной среднему размеру
субзерен в полигонизованных объемах.

Сплавы системы А1 — Zn — Mg с добавкой хрома ведут себя аналогично
сплавам с добавкой циркония (рис. 60). Увеличение длительности отжига слит-
ков из сплава А1—4,2 °( Zn—1,9 % Mg—0,35 % Сг при 460 °C приводит к силь-
нейшему повышению термической стабильности полигонизованной структуры
прессованных полуфабрикатов. Максимальным сопротивлением рекристаллиза-
ции обладает полигонизованная структура полос, полученных из слитка, отож-
женного при 460 °C в течение 16 ч. Дальнейшее повышение длительности отжига
слитков приводит к некоторому снижению термической стабильности полиго-
низованной структуры. Причиной указанного изменения сопротивления рекри-
сталлизации полигонизованной структуры является распад пересыщенного
твердого раствора хрома в алюминии с образованием дисперсных частиц хром-
содержащей фазы.

На рис. 61 представлены кривые, характеризующие термическую стабиль-
ность полигонизованной структуры прессованных полос из сплава А1 — Zn — Mg
с добавкой марганца (А1—4,2 % Zn—1,9% Mg—0,75 % Мп) в зависимости от
длительности отжига слитков при 460 °C. Для сплавов с добавкой марганца уве-
личение длительности отжига слитков не оказывает столь сильного и четко вы-
раженного влияния, как для сплавов с добавками циркония и хрома. При тем-
пературах рекристаллизационного отжига прессованных полос ниже 500 °C
увеличение длительности отжига слитков приводит сначала к некоторой стаби-
лизации полигонизованной структуры, затем к снижению ее устойчивости, т. е.
Температура отжига, °C

Рис. 60 Зависимость объемной доли ре-
кристаллизованной структуры прессован-
ных полос из сплава системы Al — Zn — Mg
с добавкой хрома, полученных из слитков,
гомогенизированных разное время при
460 °C, от температур отжига:

/ — без гомогенизации: 2	6,6 ч; 3 —

16 ч; 4 — 105 ч

Рис. 61 Зависимость объемной доли ре-
кристаллизованной структуры прессован-
ных полос из сплава системы А1 — Zn — .Mg
с добавкой марганца, полученных из слит-
ков. гомогенизированных разное время
при 460 °C, от температуры отжига:

/ ~ без гомтеинзацни; 2 — 6.6 ч; 3 —
42 ч: 4 - 105 ч

при этих температурах отжига влияние длительности отжига слитков каче-
ственно аналогично описанному выше соответствующему влиянию на
сплавы AI— Zn — Mg с добавкой хрома или циркония. При высоких темпера-
турах отжига полос (выше 500 С) с увеличением длительности отжига слитков
термическая стабильность полигонизованной структуры полос снижается.

Отличие в поведении сплавов Л1 — Zn — Mg с добавкой марганца от сплавов
с добавками циркония и хрома обусловлено большей скоростью диффузии мар-
ганца в алюминии и как следствие этого — меньшей устойчивостью твердого
раствора марганца в алюминии, чем твердого раствора хрома или циркония
в алюминии.

В сплавах А1 — Zn — Mg с добавками хрома или циркония степень распада
твердого раствора хрома и циркония в алюминии определяется главным образом
режимом гомогенизации слитков, и последующие нагревы перед прессованием,
собственно прессование, нагревы прессованных полос до разных температур для
определения степени рекристаллизации сравнительно мало сказываются на сте-
пени и характере распада твердого раствора хрома и циркония в алюминии
а, следовательно, термическая стабильность полигонизованной структуры в этих
сплавах определяется режимами гомогенизации слитков.

Рис. 62. Зависимость объемной доли рекристаллизованной структуры прессованных
профилей сплава 1925У, полученных из слитков, отожженных при 160 (а), 500 (б) и 540 °C,
от температуры отжига (цифры около кривых соответствуют длительности отжига слит-
ков, ч)

Гепг.ерсипури хпжига.°C
В сплавах с добавками марганца, твердый раствор которого обладает мень-
шей устойчивостью, дополнительные нагревы после гомогенизации приводят
к дополнительному распаду твердого раствора п коагуляции продуктов распада.
Поэтому влияние режимов гомогенизации на термическую стабильность полп-
гоннзованной структуры сплавов системы А1 —Zn — Mg с добавкой марганца
оказывается сглаженным и не столь четко выраженным, как на то же свойсво
сплавов с добавками хрома или циркония.

Если в сплаве одновременно присутствуют цирконий и марганец, характер
влияния длительности отжига слитков на термическую стабильность полигони-
зованной структуры прессованных полуфабрикатов определяется цирконием
(рис. 62). Увеличение длительности отжига слитков сплава 1925У при 460, 500
и 540 °C приводит к росту, а затем к снижению термической стабильности поли-
гонизованной структуры прессованных полуфабрикатов.

4.	ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРНО-СКОРОСТНЫХ
ПАРАМЕТРОВ ПРЕССОВАНИЯ

Практика работы с промышленными сплавами на основе системы
А1 — Zn — Mg показывает, что в зависимости от температуры нагрева слитков
перед прессованием, скорости истечения и степени вытяжки структура прессо-
ванных полуфабрикатов может изменяться от перекристаллизованной (полиго-
низованной) до полностью рекристаллизованной. Указанные изменения струк-
туры полуфабрикатов определяются двумя параметрами: скоростью деформа-
ции ё и температурой деформации Т [112]. Степень деформации е (е > 0,5) при
горячем прессовании в первом приближении не влияет на сопротивление поли-
гонизованной структуры рекристаллизации, так как при е> 0,5 наступает уста-
новившаяся стадия деформации, характеризуемая постоянством уровня нако-
пленной энергии. Хорошо известное влияние степени вытяжки при прессовании
на структуру полуфабрикатов объясняется изменением ё и Т, а не изменением е.

Совместное влияние ё и Т учитывается параметром Зинера — Холомона Z,
который характеризует уровень накопленной энергии и, следовательно, стабиль-
ность деформированной структуры. Анализ уравнения Зинера—Холомона
Z = ё exp Q' (RT) показывает, что при росте ё и снижении Т повышается уровень
накопленной энергии. При этом размеры субзерен полигонизованной структуры
уменьшаются и увеличивается их разориентировка [ИЗ, 114]. Использование
параметра Z для оценки термической стабильности полигонизованной структуры
возможно только до определенного значения Zp, прн достижении которого начи-
нается динамическая рекристаллизация. Величина Zp зависит от конкретного
сплава, его природы. С повышением сопротивления сплава рекристаллизации Zp
снижается.

Температуру динамической рекристаллизации Тр можно выразить [114]
как Тр = Q. [7? In (Zpb' i)]. Использование этого уравнения на практике приме-
нительно к процессу прессования вызывает определенные трудности из-за отсут-
ствия точной информации о распределении ё по объему прессуемых полуфабри-
катов.

Ниже представлены результаты, характеризующие влияние температуры
нагрева слитков и скорости истечения при прессовании на термическую стабиль-
ность полигонизованной структуры прессованных полуфабрикатов из сплавов
1925У и 1915.

Методом непрерывного литья были получены слитки диа Петром 134 мм
из сплава 1925У следующего химического состава: 5,1 % Zn; 1,2 % Mg;
0,46 % Мп; 0,15% Zr; 0,41 % Си; 0,22 % Fe; 0,11 % Si. Слитки гомогенизиро-
вали при 500 °C в течение 2 ч и прессовали на профиль в виде уголка с полками
толщиной 11 и 3 мм со скоростью истечения около 0,2 м/с. Температура нагрева
слитков перед прессованием составляла 200, 250, 300, 350, 400, 450 и 500 °C.

Повышение температуры нагрева слитков перед прессованием, как это п сле-
довало ожидать из формулы Z = ё exp Q.'(RT), приводит к заметному увеличе-
нию термической стабильности полигонизованной структуры профилей из сплава
1925У (рис. 63).
Темпиршт/ри

Рис. 63. Зависимость объемной доли ре-
кристаллизованной структуры прессован-
ных профилей из сплава 1925У от темпера-
туры отжига для разных температур на-
грева слитков перед прессованием, СС:

1 — 200; 2 — 260; 3 — 300; 4 — 350; 5 —
400; 6	450- 7 — 500

Одной из причин увеличения со-
противления полигонизованной струк-
туры рекристаллизации при повыше-
нии температу ры нагрева слитков
перед прессованием является укрупне-
ние субзерен и соответствующее сни-
жение накопленной энергии — движу-
щей силы рекристаллизации. Кроме
того, необходимо учитывать, что по-
вышению сопротивления рекристалли-
зации деформированных полуфабрика-
тов при повышении температуры прес-
сования способствует дополнительный
распад пересыщенного твердого рас-
твора марганца и циркония в алю-
минии.

Гомогепизационный отжиг слит-
ков при 500 °C в течение 2 ч не обес-
печивает полного распада пересыщен-
ного твердого раствора переходных
металлов, главным образом циркония

в алюминии, и при последующем нагреве слитков под прессование и особенно
во время прессования при одновременном воздействии высокой температуры и
деформации происходит дальнейший распад пересыщенного твердого раствора
с образованием дисперсных частиц интерметаллидов, содержащих переходные
металлы. Среднее расстояние между частицами уменьшается и сопротивление
полигонизованной структуры рекристаллизации возрастает. Это дополнительно
стабилизирует полигонизованную матрицу.

Повышение скорости истечения при прессовании (•увеличение ё) стабилизи-
рует полигонизованную структуру. Кажущееся противоречие с формулой Z =
= ё exp Q'(RT), согласно которой рост ё обусловливает повышение Z и соответ-
ствующее снижение сопротивления рекристаллизации, объясняется тем, что при
повышении скорости истечения происходит непрерывный рост Т, перекрывающий
в данном случае влияние измененья ё. Поэтому механизм стабилизации полиго-
низованной структуры при повышении скорости истечения аналогичен меха-
низму, наблюдаемому при повышении температу ры нагрева слитков под прессо-

вание.

С повышением скорости истечения
деформационного тепла и температура
вышается. Если при этом в прессован-
ных полуфабрикатах сохраняется по-
лигонизованная структура, то ее тер-
мическая стабильность возрастает.
Наиболее четко эта закономерность
проявляется при низких температурах
нагрева слитков перед прессованием
(рис. 64).

Повышение скорости истечения
при прессовании слитков из сплава
1925У, нагретых до 250'С, обусловли-
вает значительное увеличение сопро-
тивления рекристаллизации полиго-
нпзованной матрицы. Изменение ско-
ростей истечения при прессовании
слитков, нагретых до 350—500 °C,
слабо влияет на термическую стабиль-
ность полигонизованной структуры.
Замеры температуры профилей на вы-
ходе их из очка матрицы в завпеи-
пости от скоростей прессования пока-

увеличнвается интенсивность выделения
профилен на выходе их из матрицы по-

Рис. 64. Зависимость объемной доли ре-
кристаллизованной структуры профилей
сплава 1925У от температуры отжига при
различных температурах прессования
(t, °C) и скоростях истечения (^ИС1» м/с):
1 — t = 250; иПСт= 0,33; 2 — 250 и 0,75;

3 — 500 и 0Л2; 4 — 500 и 1,42
Рис. 65. Зависимость объемной доли рекристаллизованной структуры профилей из сплава
1915 с толщиной полки 1 1 мм (а) и 3 мм (б) от скорости истечения (цифры около кривых
означают длительность отжига слитков при 460 СС. ч)

залп, что при нагреве слитков перед прессованием до низких температур
(200—300 “С) увеличение скорости истечения приводит к значительному повы-
шению температуры прессованных профилей, в то время как при нагреве слит-
ков до высоких температур (400—500 С) температура материала во время прес-

сования при повышении скорости истечения повышалась меньше.

На примере сплава 1915 было изучено совместное влияние ряда технологи-
ческих факторов на термическую стабильность полигонизованной структуры
прессованных профилей: режимов термической обработки слитков, скорости

истечения при прессовании, степени деформации при прессовании.

Методом непрерывного литья были получены слитки диаметром 134 мм сле-
дующего химического состава: 3,8 % Zn; 1,7 % Mg; 0,42 % Мп; 0,12 % Сг;
0,15 °о Zr; 0,17 % Fe и 0,12 % Si. Из слитков получали мерные заготовки, ко-
торые гомогенизировали при 460 С в течение 0, 6, 10, 15, 24 ч. Затем гомогени-
зированные по разным режимам заготовки нагревали до 400 С и прессовали
с разными скоростями (в том числе со скоростями, превосходящими предельно
допустимые) профили в виде уголка с полками толщиной 11 и 3 мм. Обе полки
профиля исследовали, определяя степень рекристаллизации.

На рис. 65 представлены графики, характеризующие зависимость доли ре-
кристаллизованной структуры профиля от скорости истечения при прессовании
профилей для разных режимов гомогенизации слитков. Анализ графиков поз-
воляет сделать следующие выводы: 1) увеличение длительности гомогенизации
слитков при 460 'С от 0 до 24 ч стабилизирует полигонизованную структуру
профилей; 2) повышение скорости исте-

чения приводит к увеличению объемной
доли рекристаллизованной структуры; 3)
в полке профиля толщиной 3 мм рекри-
сталлизация проходит в большей мере,
чем в полке толщиной 11 мм.

Повышение термической стабильности
полигонизованной структуры профилей с
увеличением длительности гомогенизации
слитков связано с протеканием процесса
распада пересыщенного твердого раствора
с выделением дисперсных частиц, содер-
жащих марганец и цирконий. Среднее
расстояние между частицами, определяю-
щее эффективность торможения рекрис-
таллизации, с увеличением длительности
гомогенизирующего отжига уменьшается
(рис. 66), обусловливая повышение тер-
мической стабильности полпгонизовап-

Рис. 66. Зависимость объемной доли
избыточных фаз V $ кристаллизаци-
онною происхождения п среднего рас-
стояния между вторичными 'исти-
цами S и слитке от длительности го-
могенизации при 160 °C
ной структуры. Процесс растворения крупных частиц цинкмагниевой фазы,
способных ускорить рекристаллизацию, по-видимому, играет здесь второстепен-
ную роль, так как он полностью заканчивается после трехчасовой выдержки
при 460 °C (рис. 66).

Увеличение доли рекристаллизованной структуры с повышением скорости
истечения при прессовании сплава 1915 может быть объяснено повышением тем-
пературы деформации и соответствующей интенсификацией динамической ре-
кристаллизации, а также рекристаллизации, проходящей при охлаждении про-
филей с температуры прессования, особенно в случае малой степени распада
твердого раствора марганца и циркония в алюминии.

Более полное прохождение рекристаллизации в тонкой полке профиля по
сравнению с толстой обусловлено, по-видимому, большим локальным разогревом
и большей скоростью деформации.

5.	ВЛИЯНИЕ ЧАСТИЦ ЦИНКМАГНИЕВОЙ ФАЗЫ

Термическая стабильность полигонизованной структуры прессованных полу-
фабрикатов из сплавов системы А1 — Zn — Alg в значительной степени опреде-
ляется присутствием термически устойчивых дисперсных частиц, содержащих
переходные металлы, и не зависит от дисперсных частиц цинкмагниевой фазы,
растворяющихся при температурах ниже температуры начала рекристаллиза-
ции (/^прессованных полуфабрикатов. Температурный уровень рекристаллиза-
ции листов, полученных холодной прокаткой с большими обжатиями, не зависит
или почти не зависит от характера распада твердого раствора переходных метал-
лов в алюминии и изменяется при изменении характера распада твердого рас-
твора цинка и магния в алюминии.

В качестве примера, иллюстрирующего влияние вторичных частиц цинк-
магниевой фазы на рекристаллизацию листов из сплава системы Al — Zn — Mg
с добавкой циркония, могут быть приведены результаты следующего экспери-
мента. Слитки из сплава А1—3,8 % Zn—1,5 % Mg—0,34 % Zr—0,07 % Fe-
О. 02 % Si диаметром 92 мм, полученного методом непрерывного литья, гомогени-
зировали при 500 °C в течение разного времени и прессовали вгорячую на полосы
сечением 6 X 50 мм, которые без отжига вхолодную прокатывали на листы
толщиной 1 мм (степень обжатия 83 %). После прокатки методом рентгенографи-
ческого анализа определяли температуру начала (/") и конца (/“) рекристаллиза-
ции листов. Температура рекристаллизации сильно деформированных холодно-
катаных листов слабо зависит от длительности отжига слитков (рис. 67), что
объясняется превышением накопленной энергии деформированной матрицы над
энергией торможения рекристаллизации циркониевыми частицами

Длительность отькигп слитков

Рис. 67. Зависимость температуры
начала н конца рекристаллиза цни хо-
лодиокатаных листов толщиной 1 мм
сплава системы А1 — Zn — Mg с до-
бавкой циркония от длительности от-
жига слитков при 500 °C:

1 — tH и определены после прокат-
Р Р

ки: 2 — перед определением /н н /к

Р Р

листы отжигали по режиму 275 °C» 5 ч
Рис 68. Структура листа из сплава системы А1 — Zn — Mg с добавкой цирко-
ния после отжига по режиму 275 °C, 5 ч "ХЮ ООО
а из негомогенизироваииого слитка; б — из слитка, отожженного при
500 °C. 16 ч

Затем холоднокатаные листы отожгли при 275 'С (на 5—20 °C ниже /“) и
вновь определили и (см рис. 67). Температура рекристаллизации листов,
полученных из негомогенизированных слитков и слнтков, отгомогенизированных
в течение 2,6 ч, повысилась по сравнению с температурой рекристаллизации
холоднокатаных листов, а прокатанных из слитков листов, отгомогенизирован-
ных больше 6 ч, изменилась незначительно.

Элекгронно-микроскопические исследования показали, что во время пред-
рекристаллизационного отжьга листов при 275 °C происходит интенсивный рас-
пад твердого раствора цинка и магния в алюминии с выделением частиц трфазы
(MgZn2), дисперсность и плотность распределения которых зависит от длитель-
ности отжига слитков. В листах, полученных из негомогенизированных слитков,
частицы цинкмагниевой фазы выделяются в дисперсном виде с высокой плот-
ностью распределения и средним расстоянием 5 между частицами около 15 им
(рис. 68, а). В листах, полученных из слитков, гомогенизированных в течение
16 ч, частицы выделяются в грубом виде с 5 между частицами порядка 300 нм
(рис. 68, б). В первом случае частицы тормозят рекристаллизацию листов, а во
втором — нет.

Разными средними расстояниями между частицами вторых фаз объясняется
и тот факт, что распад пересыщенного твердого раствора циркония в алюминии
не влияет на /р холоднокатаных листов, в то время как распад пересыщенного
твердого раствора цинка и магния в алюминии может повысить температурный
уровень рекристаллизации этих листов. Среднее расстояние между частицами
циркониевого интерметаллида составляет 2—3 мкм, а между частицами цинк-
магниевой фазы в листах, полученных из неотожженных слитков, 15 нм.

В целом, по-видимому, существует критическая величина среднего рассто-
яния между частицами SKp, определяющая возможность торможения частицами
рекристаллизации полигонизованной структуры. Частицы с 5 < 5кр тормозят
процесс рекристаллизации, а частицы с S> Хкр на рекристаллизацию влияния
не оказывают. Величина SKp зависит от уровня накопленной энергии деформи-
рованного сплава, мерой которой является плотность дислокаций к моменту
начала рекристаллизации.

Схематически связь 5кр с накопленной при деформации энергией показана
на рис. 69. С увеличением накопленной энергии SKp уменьшается. Ниже кривой
располагается область торможения частицами процесса рекристаллизации. При
удалении от кривой в область меньших значений 5кр антирекристаллизационное
действие частиц усиливается. Выше кривой частицы не препятствуют рекристал-
лизации .

При повышении температуры или увеличении длительности выдержки прн
повышенной температуре уровень запасенной энергии уменьшается в результате
Рис. 69. Схема, иллюстриру-
ющая зависимость критиче-
ского расстояния между части-
цами S от уровня запасенной
энергии Е

полигонизации п укрупнения субзсрен и, в со-
ответствии со схемой на рис. 69. величина
возрастает. Это объясняет, почему дисперсные
частицы в большей степени повышают по
сравнению с (см. табл. 26).

Таким образом, температура рекристалли-
зации сильно деформированных листов из
сплава системы А1 — Zn — Mg с добавкой цир-
кония нс зависит от степени распада твердого
раствора циркония в алюминии, а зависит от
степени и характера распада твердого раствора
цинка и магния в алюминии, так как S между
частицами цпнкмагнпевой фазы может быть
значительно меньше, чем между частицами цпр-
копийсодержащей фазы.

Температура рекристаллизации горячепрес-
сованпых полос из этого сплава, наоборот, за-
висит от степени распада твердого циркония в

алюминии и не зависит от степени и характера распада твердого раствора
цинка и магния в алюминии. Отсутствие влияния частиц цпнкмагнпевой фазы

на /р прессованных полуфабрикатов объясняется высокой значительно
превышающей температуру растворимости этих частиц.

Однако если частицы легкорастворимой цинкмагниевой фазы образовались
до деформации, то их влияние па температур}' рекристаллизации может сохра-
няться до более высоких температур, чем температура растворимости частиц
данной фазы [1151. Это объясняется тем, что во время деформации частицы ока-
зывают влияние на формирование структуры; в частности, при наличии дисперс-
ных частиц цпнкмагнпевой фазы во время деформации формируется более одно-
родная дислокационная структура, обладающая повышенной термической устой-
чивостью.

Было исследовано влияние частиц легкорастворимой фазы г) (MgZn2) на ре-
кристаллизацию холоднокатаных листов из сплава 1915 (3,6 % Zn; 1,5% Mg;
0,38 °6 Мп; 0,16 % Сг; 0,18 % Zr; 0.28 °Ь Бе и 0,13 % Si). Температура раство-
римости фазы 1] в сплаве 1915 составляет около 340 С Горячекатаные листы
толщиной 6 мм подвергали обработке по следующим режимам:

1)	закалка (закалку во всех случаях осуществляли с 450 СС с охлаждением
в воде); холодная прокатка (прокатку во всех случаях проводили в течение одного
часа после закалки) на листы толщиной 3, 2 и 1 мм со степенью обжатия 50.
67 п 83 °о соответственно;

2)	закалка; старение 100 'С, 10 ч -'- 180 'С, 10 ч; холодная прокатка;

3)	закалка; отжиг 250 °C, 2 ч; холодная прокатка.

Прокатка сплава 1915 в свежезакаленном состоянии (режим 1) с 6 на 1 мм
приводит к образованию ячеистой структуры. При обработке листов по режимам
2 и 3 прокатке предшествуют соответственно искусственное старение и отжиг.
Во время старения по режиму 100 'С, 10 ч - 180 С, 10 ч выделяется много дис-
персных частиц цпнкмагнпевой фазы, после отжига 250 С, 2 ч частицы значи-
тельно крупнее, их меньше в единице объема.

Дисперсные частицы, присутствующие в матрице во время деформации,
оказывают влияние на формирование дислокационной структуры — спо-
собствуют более однородному распределению дислокационных скоплений в
объеме сплава. Влияние крупных частиц на распределение дислокаций
слабее.

После обработки листов из сплава 1915 по указанным трем режимам были
Определены методом рентгенографического анализа и (рис. 70).

Анализ кривых па рис. 70 показывает: 1) влияние режимов обработки на
и ty проявляется только при больших степенях деформации; 2) частицы цинк-
магниевой фазы могут повышать /“ до температур,
значительно превышающих температуру раствори-
мости этой фазы.

Усиление действия частиц с увеличением сте-
пени деформации обусловлено снижением /“ отно-
сительно температуры растворимости фазы 1]. При
деформации со степенью обжатия 50 % /“ для всех
режимов обработки составляет 330 "С, что только
на ~10 °C ниже температуры растворимости фазы т)
в сплаве 1915. Поэтому при нагреве до 330 С
большая часть частиц растворяется, среднее рас-
стояние S между ними увеличивается, становится
больше критического SKp, и оставшиеся частицы
уже не могут тормозить рекристаллизацию. Кроме
того, влияние частиц па деформированную струк-
туру при степени обжатия 50 %, по-видимому,
еще мало. Этим объясняется отсутствие влияния
частиц фазы на t" и /“ тпстов из сплава 1915, про-
деформпрованпых на 50 % .

С увеличением степени деформации /“снижает-
ся и доля растворяющихся частиц фазы 1] умень-
шается при нагреве до /". Если при этом S остает-

Степень деформации°/о

Рис. 70. Зависимость тем-
пературы начала и конца
рекристаллизации листов
из сплава 1915 от степени
обжатия и ри прокатке:
1 — прокатка в свежезака-
ленном состоянии; 2 —
закалка -г 100сС,	10 ч -L

Ч- 180 °C, 10 ч 4- прокат-
ка; 3 - закалка -р 250 °C,
2 ч + прокатка

ся меньше S1;p, то частицы тормозят рекристаллизацию. Повышение /“ может
быть связано, как уже говорилось ранее, с более равномерным распределением
дислокаций во время деформации под действием дисперсных частиц. Именно
последним обстоятельством можно объяснить повышение I*, которая значи-
тельно превышает температуру растворимости фазы т] в сплаве 1915.

Частицы разной дисперсности по разному повышают /” и /“. Дисперсные
частицы высокой плотности (режим 2) сравнительно слабо повышают /“ и сильно
/р- грубые же частицы (режим 3 ) наоборот, сильнее повышают /“ и слабее t*,
Грубые частицы растворяются при более высокой температуре, чем дисперсные.
Этим объясняется причина более сильного повышения /“ под действием грубых
частиц. Значительный рост /“. обусловленный дисперсными частицами, может
быть объяснен образованием во время деформации более однородной дислока-
ционной структуры, обладающей меньшей склонностью к рекристаллизации.

Таким образом, дисперсные частицы растворимой фазы, если они внесены
в матрицу до деформации, могут повышать до температур, значительно пре-
вышающих температуру растворимости этой фазы.

Г лав а VI.

УСТОЙЧИВОСТЬ ТВЕРДОГО РАСТВОРА

1.	ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ И ОЦЕНКА УСТОЙЧИВОСТИ
ТВЕРДОГО РАСТВОРА

Под устойчивостью твердого раствора следует понимать его
способность сохранять пересыщение при уменьшении скорости
охлаждения с температуры закалки или во время изотермической
выдержки при температурах ниже температуры сольвуса.
Устойчивость твердого раствора основных легирующих эле-
ментов в алюминии является одной из важнейших характеристик
термически упрочняемых алюминиевых сплавов. От устойчивости
твердого раствора может в значительной мере зависеть технология
получения деформированных полуфабрикатов из алюминиевых
сплавов, их структура и свойства. Например, устойчивость твер-
дого раствора в термически упрочняемых алюминиевых сплавах
определяет максимально допустимую толщину полуфабрикатов,
способных прокалиться насквозь при охлаждении с температуры
нагрева под закалку в воде. С изменением устойчивости раствора
максимально допустимая толщина полуфабрикатов изменяется
в несколько раз. Повышенная устойчивость твердого раствора
в алюминиевых сплавах обусловливает возможность закаливать
полуфабрикаты и изделия с пониженными скоростями охлаждения
в горячей воде, в водовоздушной смеси, в потоке воздуха или даже
на спокойном воздухе, снижая тем самым уровень внутренних
закалочных напряжений, а также давая возможность фиксировать
пересыщенный твердый раствор в изделиях и узлах сложной формы
без их поводки и коробления.

Благодаря повышенной устойчивости пересыщенного твердого
раствора прессованные полуфабрикаты из сплавов на основе сис-
тем А1—Mg—Si, Al—Zn—Mg подвергают закалке непосредственно
на прессе, охлаждая с температуры прессования на спокойном
или циркулирующем воздухе. При этом упрощается технологиче-
ский цикл производства прессованных полуфабрикатов, так как
ликвидируется операция закалки из печи в воде.

Большое значение имеет устойчивость твердого раствора для
свариваемых термически упрочняемых алюминиевых сплавов: чем
выше устойчивость пересыщенного твердого раствора, тем выше
уровень прочностных свойств сварных соединений. Это объяс-
няется фиксацией пересыщенного твердого раствора основных
легирующих элементов в алюминии во время охлаждения сварного
соединения на воздухе с температуры сварки. При этом полнота
фиксации раствора и, следовательно, уровень свойств состаренного
сварного соединения определяется устойчивостью твердого рас-
твора.

Приведенные выше примеры свидетельствуют о большой прак-
тической значимости рассматриваемой в данной главе характери-
стики сплавов — устойчивости твердого раствора. Для сплавов на
основе системы А1—Zn—Mg. обладающих, как будет показано
ниже, повышенной устойчивостью твердого раствора, значение
этой характеристики особенно велико.

Оценку устойчивости твердого раствора можно производить
следующими способами. Строят кривые зависимости временного
сопротивления или предела текучести (рис. 71) от скорости охла-,
ждения с температуры закалки [116—118]. Прочностные свойства
сплавов, обладающих малой устойчивостью твердого раствора,
сильно снижаются с уменьшением скорости охлаждения, а сплавы
2 4 610 2 Ob 100 2 4 6 :ооо 46 100000,0926 0,926 9,26 92,6 926

Скорость охлаждения,°С/с	Средняя скоростьОхлождения°С1с

Рис. 71. Зависимость предела текучести некоторых промышленных алюминиевых спла-
вов от скорости охлаждения (цифры у кривых — марки сплавов):

а — в интервале 400 990 °C с температуры нагрева под закалку [1 18]; б — с темпера-
туры закалки П16] (предел текучести выражен в процентах от °0 2 гаах)

с повышенной устойчивостью твердого раствора мало изменяют
прочностные свойства с изменением скорости охлаждения. Устой-
чивость твердого раствора можно также оценивать методом торце-
вой закалки [119].

Наиболее удобно оценку устойчивости пересыщенного твердого
раствора производить путем построения диаграмм распада твер-
дого раствора — С-кривых. С-кривые дают количественную ин-
формацию об устойчивости твердого раствора во всем интересу-
ющем интервале температур в наглядной и удобной для анализа
форме. Диаграммы могу г быть построены в изотермических усло-
виях или в условиях непрерывного охлаждения. Методы построе-
ния С-кривых распада твердого раствора в алюминиевых сплавах
подробно разобраны в работе [119].

Для алюминиевых сплавов С-кривые можно строить по изме-
нению временного сопротивления, предела текучести, определяе-
мых в состаренном состоянии, а также по изменению коррозион-
ных свойств, электропроводности и периода решетки твердого
раствора. Наиболее целесообразно это делать по изменению проч-
ностных характеристик, так как они являются весьма чувстви-
тельными к снижению концентрации твердого раствора, проис-
ходящему во время изотермической выдержки или непрерывного
охлаждения с температуры закалки, и позволяют регистрировать
ранние стадии распада твердого раствора. Кроме того, использо-
вание прочностных характеристик позволяет, помимо С-кривых
начала распада твердого раствора, получать С-кривые, соответ-
ствующие снижению прочности до разных уровней.

Методика построения С-кривых изотермического распада пере-
охлажденного твердого раствора по изменению прочностных ха-
рактеристик заключается в следующем. Образцы для механических
Рис. 72. Зависимость временного сопротивления искусственно состаренных листов из
сплава АЦМ с рекристаллизованной структурой от времени изотермической выдержки т
при разных температурах (цифры у кривых — температуры изотермической вы-
держки, °C)

испытаний нагревают до температуры закалки, выдерживают при
этой температуре в течение некоторого времени (5—20 мин),
необходимого для перехода легирующих элементов в твердый
раствор, быстро переносят образцы в термостат (селитровая или
масляная ванна) с определенной температурой ниже сольвуса,
где их выдерживают разное время и закаливают в воде. Затем
образцы подвергают естественному или искусственному старению
и испытывают.

Уровень прочностных характеристик состаренных образцов
будет определяться концентрацией раствора основных легирующих
элементов в алюминии, сохранившегося во время изотермической
выдержки. По результатам испытаний строят кривые зависимости
временного сопротивления или предела текучести от времени изо-
термической выдержки в термостате при различных температурах
(рис. 72). По оси ординат откладывают временное сопротивление
закаленного в воде и состаренного сплава, которое принимают
за 100 %. За условное начало распада переохлажденного раствора
обычно принимается время, соответствующее снижению времен-
ного сопротивления на 2—5 %. Кроме того, с целью получения
информации о кинетике распада раствора строят С-кривые, соот-
ветствующие снижению прочности до уровня 90, 80, 70 и 60 %
от исходного (рис. 73). Аналогичным образом можно получать
С-кривые по изменению электропроводности и периода решетки
твердого раствора.
Рис. 73. С-кривые распада переохлажденного раствора в листах из сплава АЦМ с ре-
кристаллизованной структурой (штриховые линии — начало изменения временного
сопротивления, 100 % ов; электропроводности; 100 % х и периода решетки, 100 % а:
а — построенные по изменению ов, электропроводности х, периода решетки а, б — по-
строенные по изменению о0,2

Для сплавов на основе системы А1—Zn—Mg наиболее чувстви-
тельными свойствами, реагирующими на ранние стадии распада
твердого раствора, являются временное сопротивление и предел
текучести, затем следуют электропроводность и период решетки.
Чувствительностью выбранного метода определяется расположе-
ние С-кривых начала распада раствора относительно оси времени:
сначала идут С-кривые, соответствующие началу изменения вре-
менного сопротивления, затем электропроводности и периода
решетки (рис. 73, а). Предел текучести является еще более чув-
ствительным свойством, чем временное сопротивление (рис. 73, а
и 73, б). С помощью предела текучести можно фиксировать наи-
более ранние стадии распада раствора и получать более подробную
информацию о кинетике распада. Однако определение предела
текучести более трудоемко, чем временного сопротивления.
Для количественной оценки устойчивости переохлажденного
твердого раствора при какой-либо конкретной температуре могут
с тужить время до условного начала распада раствора (критиче-
ское время) и средняя скорость распада раствора, характеризу-
ющая среднюю скорость снижения концентрации твердого рас-
твора в единицу времени при изотермической выдержке. Так как
непосредственное измерение концентрации твердого раствора
в сплаве во время изотермической выдержки представляет большие
трудности, то ее можно заменить каким-либо другим свойством,
находящимся в прямой зависимости от концентрации раствора,
например, периодом решетки твердого раствора, электропровод-
ностью, механическими свойствами.

Количественной оценкой устойчивости твердого раствора в кри-
тическом интервале температур (в интервале температур мини-
мальной устойчивости) служит критическая скорость охлаждения
при закалке, т. е. минимально возможная скорость, с которой
охлаждение от температуры закалки предотвращает (или, точнее,
ограничивает до определенной степени) распад переохлажденного
твердого раствора.

Критическую скорость охлаждения определяют по углу на-
клона касательной, проведенной от точки на оси ординат, соответ-
ствующей температуре нагрева под закалку, к С-кривой начала
распада раствора. Величина критической скорости охлаждения
при закалке может существенно изменяться в зависимости от чув-
ствительности метода, используемого для регистрации начала
распада раствора. Например, критическая скорость охлаждения
при закалке листа из сплава АЦМ (см. рис. 73), определенная по
С-кривым начала распада раствора, построенным разными ме-
тодами, составляет: 1,4 "Ос — при использовании метода начала
изменения периода решетки; 3,4 С — метода начала изменения
электропроводности; 2,6 С/с — метода 95 % о,.; 3,9 С/с — метода
97 ?6 оБ; 4,9 С с — метода 98 % ов; 17,0 °C/с —метода начала
изменения прочности. Поэтому сравнение значений критических
скоростей охлаждения корректно только при условии вычисления
их одинаковыми методами.

С точки зрения термодинамики, склонность к распаду твердого
раствора в самом общем виде можно выразить следующим образом
[1191. Скорость зарождения новой фазы 7

/ = Ae~*F- е-ч <RT>,

где AF — работа образования зародыша критического размера;
Q — энергия активации диффузии растворенных атомов легиру-
ющих элементов; 7? — универсальная газовая постоянная; Т —
температура; А — предэкспоненциальный множитель, учитыва-
ющий плотность мест зарождения новой фазы.

С понижением температуры работа образования зародыша
критического размера AF быстро уменьшается из-за увеличения
переохлаждения твердого раствора и возрастает число энергети-
ческих флюктуаций, способных стать зародышами новой фазы,
выделяющейся из переохла/кденного раствора. В то же время
с понижением температуры сомножитель	характеризу-

ющий диффузионную подвижность атомов, уменьшается (вели-
чина Q не зависит от температуры), отражая уменьшение вероят-
ности образования зародышей новой фазы.

В результате совместного действия этих двух факторов, влия-
ющих при понижении температуры противоположно, скорость
образования зародышей новой фазы проходит через максимум.
Этим объясняется форма С-кривой начала распада переохлажден-
ного раствора или, др?, гимн слова ни, наличие минимума на кривой
зависимости времени до начала распада раствора от температуры.

В работе 1120] было предложено следующее уравнение С-
кривой условного начала распада переохлажденного твердого
раствора:

Ct = exp RT exP >	(2)

где Ct — критическое время (время до условного начала распада
раствора), необходимое для выделения из переохлажденного
раствора определенного количества растворенных атомов; зави-
симость критического времени от температуры выражается С-
кривой у словного начала распада раствора; kv — константа,
равная натуральному логарифму доли растворенных атомов,
сохранившихся в твердом растворе; k2 — константа, обратно про-
порциональная величине А в уравнении (/), характеризующей
плотность мест зарождения новой фазы; k3 — константа, характе-
ризующая энергию образования зародыша критического размера;
kt—константа, определяемая температурой сольвуса сплава;
на нее также влияет концентрация вакансий; — константа,
характеризующая энергию активации диффузии растворенных
элементов в алюминии и равная величине Q в уравнении (/).

Увеличение плотности мест зарождения уменьшает величину
k2 и уменьшает критическое время Ct, т. е. снижает устойчивость
твердого раствора. Это наблюдается при формировании субзерен-
ной структуры, измельчении зерна (увеличении удельной площади
поверхности границ зерен), появлении дисперсных интерметалли-
дов, дисперсных частиц окиси алюминия, т. е. при увеличении
удельной площади поверхности, способной стать местом предпоч-
тительного зарождения новой фазы, выделяющейся из переохла-
жденного раствора.

Величина AF в уравнении (1) связана с константами k3 и /г4:
AF = F3^4-T)2.	(3)

В целом величина AF определяется степенью пересыщения
раствора, но на нее оказывают влияние другие факторы. Так,
появление в структуре сплава мест предпочтительного зарождения
новой фазы, понижающих энергию образования зародышей крити-
Температура нагрева под закалку °C

Рис. 74 Зависимость между устойчи-
востью твердого раствора, концентрацией
растворенных атомов в алюминии и темпе-
ратурой нагрева под закалку [116] (циф-
ры у точек — марки сплавов):

/ — △°0,2 = 30 %; 2 — то же, 20; 3 — то
же, 5; 4 — то же, 0

ческого размера, уменьшает
константу /у, и соответствен-
но А/7. Это сдвигает С-кривые
к меньшим выдержкам и к бо-
лее высоким температурам.
Аналогичным образом могут
влиять некоторые добавки,
уменьшающие работу образова-
ния зародышей критического
размера за счет снижения по-
верхностной энергии зародыша.

Повышение температуры
сольвуса при увеличении содер-

жания легирующих элементов,
а также рост концентраций
вакансий, например, за счет
повышения температуры нагре-
ва под закалку, увеличивает
константу Л4. В результате

С-кривые смещаются к меньшим выдержкам и к более высоким
температурам. Ширина критического температурного интервала

возрастает.

Подтверждением мысли о том, что повышение температуры
сольвуса (повышение концентрации растворенных легирующих
элементов) и увеличение концентрации вакансий (повышение тем-
пературы нагрева под закалку) влияют одинаково, а именно —
снижают устойчивость твердого раствора, может служить рис. 74.
Устойчивость твердого раствора оценивается величиной относи-
тельного уменьшения а02 состаренных образцов, закаленных
со скоростью охлаждения 5 СС с, по сравнению с аналогич-
ными образцами, закаленными со скоростью охлаждения
500 С с.

Так как величины энергии активации диффузии основных
легирующих элементов в промышленных алюминиевых сплавах —
цинка, меди, магния, кремния близки, то изменение их содержа-
ния слабо изменяют величину k-a [1201. Она может уменьшаться
при увеличении удельной площади границ зерен и субзерен или
возрастать при добавлении в твердый раствор переходных метал-
лов, тормозящих диффузию основных легирующих элементов.

2.	УСТОЙЧИВОСТЬ ТВЕРДОГО РАСТВОРА
В СПЛАВАХ СИСТЕМЫ Al—Zn—Mg

Сплавы системы А1—Zn—Alg обладают более высокой устой-
чивостью переохлажденного твердого раствора по сравнению
с другими алюминиевыми сплавами (см. рис. 71). Для подтвержде-
ния этого ниже приведены критические скорости охлаждения
при закалке алюминиевых
95 °'о ав:

АЦМ

икр, °C/с......................2,6

АДЗЗ

-Окр, °C с .	17

сплавов, определенные методом

1911 1915	1925	Д1	Д16	АД31

5,3	2,3	1,5	10	20	2,0

АВ	АК6	АК8	В93	В95

17	30	52	3.0	30

Эти данные свидетельствуют о более высокой устойчивости твер-
дого раствора в изотермических условиях в сплавах системы
А1—Zn—Mg по сравнению с алюминиевыми сплавами других
систем. В реальных условиях, т. е. в условиях непрерывного
охлаждения, разница в устойчивости твердого раствора в сплавах
системы А1—Zn—Mg и в алюминиевых сплавах других систем
становится еще большей. Это объясняется тем, что расчет крити-
ческой скорости охлаждения производят, исходя из температур
нагрева под закалку, температуры минимальной устойчивости рас-
твора и времени до начала изотермического распада твердого
раствора при температуре его минимальной устойчивости. Однако
при этом не учитывается ширина температурного интервала с по-
ниженной устойчивостью переохлажденного раствора.

Сплавы системы А1—Zn—Mg, помимо длительного времени,
предшествующего распаду твердого раствора, имеют узкий тем-
пературный интервал пониженной устойчивости раствора (рис. 75),
и поэтому в условиях непрерывного охлаждения устойчивость
раствора сплавов системы А1—Zn—Mg в сравнении со сплавами
других систем оказывается еще более высокой. Например, в изо-
термических условиях критическая скорость охлаждения при за-
калке сплава АД31 меньше, чем для сплава 1915 (см. выше), т. е.
в изотермических условиях сплав АД31 обладает большей устойчи-
востью твердого раствора, чем сплав 1915. В то же время прак-
тика работы с данными сплавами показывает, что в условиях
непрерывного охлаждения, например, при закалке на прессе,
устойчивость твердого раствора в сплаве 1915 выше, чем в сплаве
АД31.

Основной причиной повышенной устойчивости твердого рас-
твора в сплавах системы А1—Zn—Mg является более высокая
совместная растворимость цинка и магния в алюминии по сравне-
нию с растворимостью других основных легирующих элементов,
обычно используемых в промышленных алюминиевых сплавах:
меди и магния, магния и кремния. Поэтому твердый раствор
в сплавах системы А1—Zn—Mg значительно меньше пересыщен
по сравнению со сплавами других систем.

В табл. 27 представлены значения пересыщенности твердого
раствора в некоторых сплавах, определенные как отношение
суммарной концентрации легирующих компонентов в переохла-
жденном твердом растворе к суммарной концентрации легирующих
компонентов, соответствующей равновесной растворимости при
этой температуре.
Благодаря высокой растворимости цинка и магния в алюминии
температура равновесного сольвуса в промышленных сплавах
системы А1—Zn—Mg значительно ниже, чем в других алюминие-
вых сплавах. Ниже представлены температуры равновесного
сольвуса некоторых алюминиевых сплавов, определенные по диа-
граммам состояния:

1915	1935 Д1 АД31 АДЗЗ В95

Температура сольвуса, “С

340	330	500	530	560	460

Как следствие этого, С-кривые распада раствора в сплавах
системы А1—Zn—Mg, а также температура минимальной устой-

чивости твердого раствора оказываются сильно смещенными вниз
по вертикальной оси. Поэтому распад переохлажденного раствора
в сплавах системы А1—Zn—Mg происходит при более низких тем-
пературах и соответственно в условиях пониженной диффузион-
ной подвижности атомов основных легирующих элементов.

Снижение температуры минимальной устойчивости переохла-
жденного раствора на 50—80 СС (см. табл. 27) является весьма
существенным для уменьшения коэффициента диффузии основных
легирующих элементов в алюминии и соответствующей стабили-
зации твердого раствора. Кроме того, стабилизации переохла-
жденного раствора в сплавах системы А1—Zn—Alg способствует
пониженная температура закалки по сравнению с таковой для
алюминиевых сплавов других систем, обеспечивающая уменьше-
ние концентрации избыточных вакансий.

Таким образом, сплавы на основе системы А1—Zn—Mg обла-
дают более высокой устойчивостью пересыщенного твердого рас-

твора по сравнению с
алюминиевыми сплава-
ми других систем.

Рис. 75 С-крнвыс начала рас-
пада переохлажденного твер-
дого раствора в сплавах 1915,
1925, АД.31, Д16

ТАБЛИЦА 27. П ЕРЕСЫЩЕ Н НОСТЬ
ТВЕРДОГО РАСТВОРА ОСНОВНЫМИ
ЛЕГИРУЮЩИМИ ЭЛЕМЕНТАМИ
В АЛЮМИНИИ ПРИ РАЗНЫХ

ТЕМПЕРАТУРАХ ДЛЯ НЕКОТОРЫХ
ПРОМЫШЛЕННЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ
СПЛАВОВ (БЕЗ УЧЕТА ДОБАВОК
ПЕРЕХОДНЫХ МЕТАЛЛОВ)

Тем- пера-	Марка			сплава		
тура, °C	1915	Д1	Д16	АД 31	АДЗЗ	B95
450	0,4	1,5	1, 8	1,7  2,4	2,7	1,1
400	0,5	2,0	2,5		3,8	1,3
350	0,7	3,5 *	4,1 *	4,1 *	6,5*	1,7
325	0,9	—-	—	.—	.—	1,9 *
300	1,2	6,1	7,3	6,7	10,6	2,2
275	1,5 *	—-	—	—	—	2,5
250	1,8	—	—	12.0	19,0	2,9

* Пересыщенность твердого раствора при тем-
пературе минимальной устойчивости твердого рас-
твора конкретного сплава.
3.	ВЛИЯНИЕ РАЗЛИЧНЫХ ФАКТОРОВ
НА УСТОЙЧИВОСТЬ ТВЕРДОГО РАСТВОРА

ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ СПЛАВА

Изменение химического состава сплавов системы А1—Zn—Mg
оказывает сильнейшее влияние на устойчивость твердого раствора
цинка и магния в алюминии. Критическая скорость охлаждения
при этом изменяется более чем на два порядка. Рассмотрим влия-
ние на устойчивость твердого раствора в сплавах А1—Zn—Mg
содержания основных легирующих элементов — цинка и магния,
добавок переходных металлов, меди, серебра, лития, церия,
а также неизбежных примесей железа и кремния.

Содержание цинка и магния

Изменение содержания цинка и магния оказывает заметное
влияние на устойчивость пересыщенного твердого раствора
в сплавах А1—Zn—Mg [121 ]. Увеличение суммарного содержания
цинка и магния в сплавах системы А1—Zn—Mg при постоянном
отношении концентраций цинка и магния или уменьшение отно-
шения содержаний пинка и магния (Zn Mg) при постоянной сумме
концентраций цинка и магния снижает устойчивость твердого
раствора цинка и магния в алюминии.

Увеличение суммарного содержания цинка и магния с 5,5 до
7,7 °о в тройных сплавах системы А1—Zn—Mg с постоянным от-
ношением Zn Mg = 3 заметно сдвигает С-кривые начала распада
раствора по оси времени в сторону меньших выдержек (рис. 76).
Температура минимальной устойчивости твердого раствора при
этом повышается с 270 до 290 СС, а критическая скорость охлажде-
ния, рассчитанная по С-кривым, увеличивается с 0,10 до 0,25 С с.

Рис. 76. С-кривые начала рас-
пада твердого раствора (метод
95 % ов) в тройных сплавах
системы А1 — Zn—Mg с разным
суммарным содержанием цинка
н магния (цифры около кри-
вых — суммарное содержание
цинка и магния, % (по массе)

Рис. 77. С-кривые распада твердого рас-
твора (метод 95 % ов) в тройных сплавах
системы Al — Zn — Mg с разным отно-
шением между содержаниями цинка и
магния; цифры около кривых — отноше-
ние между содержаниями цинка и маг-
ния
Уменьшение отношения между концентрациями цинка и ма-
гния с 10 до 1 в тройном сплаве системы А1—Zn—Mg при по-
стоянном суммарном содержании цинка и магния, равном около
6,2 %, резко снижает устойчивость твердого раствора (рис. 77).
Критическая скорость охлаждения увеличивается на порядок —
с 0,10 до 1,0 С/с.

Снижение устойчивости твердого раствора цинка и магния
в алюминии при уменьшении Zn/Mg обусловливается происходя-
щим при этом снижением их совместной растворимости и соответ-
ствующим увеличением пересыщенности твердого раствора.

Увеличение Zn; '1g от 1 до 7,5 в сплавах с суммарным содер-
жанием цинка и магния 6,5 % с добавками 0,5 % Мп, 0,12 % Zr,
0,3 % Си резко повышает устойчивость твердого раствора. С-кри-
вые распада раствора цинка и магния в алюминии, построенные по
изменению временного сопротивления и предела текучести, сильно
смещаются вправо по оси времени при увеличении Zn Mg (рис. 78).

Wc 1мин Змии 1Pi”ju '	' ’г:	кян Змии Юмин 1ч 7

Рис. 78. С-кривые распада твердого раствора в сплавах системы А1 — Zn — Mg с добав-
ками Mn, Zr и Си при разном Zn : Mg, построенные по изменению временного сопро-
тивления (п) и предела текучести (б):

I — А1 — 3.4 % Zn — 3,35 % Mg — 0,47 % Mn — 0.10 % Zr — 0.32 % Си; 100 % ов =
= 455 МПа (а); 100 % а0 2 = 400 МПа (б); II — А1 — 4,1 % Zn — 2,5 % Mg — 0,50 %
Mn — 0,11 % Zr — 0,32 % Си; 100 % ав= 465 МПа (а); 100 % а0 2 = 410 МПа; III —
А1 — 4,9 % Zn — 1,8 % Mg — 0,49 % Mn — 0,10 % Zr — 0,32 % Си; 100 % on =
= 450 МПа (о); 100 % о0 2 = 405 МПа (б): IV - А1 - 5,9 % Zn - 0,8 % Mg - 0,52 %

Mn — 0,15 % Zr — 0,32 % Си; 100 % пв= 385 МПа (а); 100 % а0 2 = 330 МПа (б)
Время до начала распада
раствора при температу ре его
минимальной устойчивости уве
личивается при повышении от-
ношения концентрации цинка
к концентрации магния от 1 до
7,5 на полтора порядка, крити-
ческая скорость охлаждения
уменьшается при этом с 40,0
до 1,3 С с, а температура ми-
нимальной устойчивости рас-
твора снижается с 300 до 260 СС.
Все эти изменения объясняются

5миц 10.чин ЗОмин т

Рис. 79. С-кривые начала распада твер-
дого раствора (метод 95 % ов) в промыш-
ленных сплавах системы А] — Zn —
Mg 1911, 1915, 1925, 1925У, 1935 — цифры
у кривых

уменьшением пересыщенности раствора легирующими элемен-
тами и снижением температуры сольвуса.

Электронно-микроскопические исследования тонкой фольги,
взятой из образцов после изотермической закатки, показали, что
во всем исследованном интервале температур изотермической
закалки и в интервале концентраций цинка и магния во время
изотермической выдержки из переохлажденного раствора выде-
ляется фаза п (MgZn,).

Таким образом, для повышения устойчивости твердого раствора
в промышленных сплавах системы А1—Zn—Mg следует поддержи-
вать отношение между концентрациями цинка и магния как можно
более высоким.

Эти результаты были учтены при разработке сплавов 1925У
и 1935; Zn Mg в этих сплавах было взято 4,2 и 4,5 соответственно
(для сплавов 1915 и 1925 это отношение составляет 2,4). Благо-
даря этому устойчивость твердого раствора зачетно повысилась
(рис. 79). В настоящее время сплавы 1925У и 1935 обладают са-
мой высокой устойчивостью твердого раствора среди промыш-
ленных отечественных алюминиевых сплавов.

Добавки переходных металлов

Добавки марганца, хрома, циркония и других переходных
металлов снижают устойчивость пересыщенного твердого раствора
в сплавах системы А1—Zn—Mg [119, 121 —1231; с увеличением
содержания переходных металлов устойчивость твердого раство-
ра цинка и магния в алюминии снижается (рис. 80) *, при-
чем наиболее сильное влияние оказывают начальные добавки
переходных металлов. Наиболее сильное действие оказывает хром,
затем молибден, ванадий, цирконий и марганец.

Увеличение содержания марганца в сплаве А1—4,2 % Zn —
1,9 % Mg до 0,93 % приводит к резкому снижению устойчивости

* Устойчивость твердого раствора оценивается процентным отношением твер-
дости состаренных образцов, охлажденных в печи, к твердости состаренных
образцов, закаленных в воде.
Рис. 80. Влияние содержания некоторых
элементов на устойчивость твердого рас-
твора в сплаве А1—6 %Zn —2 %Mg [123]

переохлажденного раствора
(рис. 81, а). С-кривые распада
твердого раствора сильно сме-
щаются влево по оси времени.
Время до начала распада рас-
твора при температуре мини-
мальной устойчивости твердого
раствора уменьшается с 26 мин
до 10 с, средняя скорость рас-
пада раствора возрастает почти
на три порядка, критическая

скорость охлаждения увеличи-
вается с 0,10 до 18,0 °С/с. С
увеличением содержания мар-

ганца наблюдается некоторое снижение температуры минималь-
ной устойчивости твердого раствора.

Аналогично влияют на устойчивость твердого раствора в А1 —
Zn—Mg-сплавах добавки хрома (рис. 81, б) и циркония (рис. 81, в).
Увеличение содержания хрома и циркония в А1—Zn—Mg-сплаве
обусловливает резкое снижение устойчивости твердого раствора.
Наиболее сильное влияние оказывают добавки хрома, затем цир-
кония и марганца. Так, добавка 0,24 % хрома к тройному сплаву
А1 — 4,2 % Zn — 1,9 % Mg уменьшает время до начала распада

раствора при температуре минимальной его устойчивости
с 26 мин до 20 с, обусловливая тем самым рост критиче-
ской скорости охлаждения с 0,10 до 9,7 °С/с. Средняя ско-

рость распада твердого, раствора возрастает при этом на три по-

рядка.

Добавки переходных металлов снижают устойчивость твердого
раствора не только в тройных, но и в более сложных сплавах
на основе системы А1—Zn—Mg. Так, увеличение содержания
марганца с 0,02 до 0,8 % в сплаве типа 1925 заметно снижает
устойчивость твердого раствора цинка и магния в алюминии
(рис. 82). С-кривые начала распада раствора смещаются к мень-
шим выдержкам, а критическая скорость охлаждения возрастает
с 3,2 до 13,0 °С/с.

Добавка циркония, хрома, а также циркония и хрома вместе
взятых в сплав А1 — 4,5 % Zn — 2,0 % Mg — 0,35 % Мп сни-
жает устойчивость переохлажденного твердого раствора (рис. 83).
Причем, наиболее сильное влияние оказывает совместная добавка
хрома и циркония, затем хрома, циркония. Аналогичная картина
наблюдается при добавке циркония, хрома, а также циркония +
+ хрома в сплав А1 — 4,5 % Zn — 2,0 % Mg — 0,35 % Мп —
0,17 % Си (рис. 84).

Таким образом, добавки переходных металлов к сплавам
системы А1—Zn—Mg, введенные по .отдельности или вместе,
сильно снижают устойчивость твердого раствора цинка и магний
в алюминии, уменьшая время до начала распада раствора и уско-
1мин_3мин 10мин. 1ч ,5ч 20 ч Т

'1нин Змии 10мин	1ч

5ч 20ч Г

Рис. 81. С-кривые распада твердого
раствора в сплаве А1 — 4,2 % Zn —
1,9 % Mg в зависимости от содер-
жания добавок переходных метал-
лов (цифры у кривых, ов%):

а — марганца:

/ — без Мп, 100 % ов — 340 МПа:
II — 0,20 % Мп, 380; III — 0,43,
410; IV — 0,60, 415; V — 0,80, 420;

VI — 0,93, 410
б — хрома:

I — без Сг, 100 % ив = 340 МПа;
// — 0,03% Сг, 390: /// — 0,11,
390; IV — 0,16, 400; V — 0,24, 390;
в — циркония: / — без Zr, 100 %
Ов= 340 МПа; // — 0,12 % Zr.

385; III — 0,23, 400
Рис. 82 С-кривые распада твердого рас-
твора в сплаве типа 1925, построенные по
началу изменения электропроводности;
цифры около кривых — содср/кание
в сплаве марганца, % (по массе)

Рис. 83. С-кривые распада твердого рас-
твора, характеризующие влияние на
устойчивость твердого раствора в сплаве
Al — Zn — Mg — Мп циркония, хрома,
циркония -- хрома (цифры у кривых ов

О/ 1-
о)-

/ — А1 — 4.5 % Zn — 2,0% Mg — 0,38 %
Мп, 100 % ов — 445 МПа; II — А1 —
4,5 % Zn — 2.0 % Mg — 0.36 % Мп —
0,18 % Zr, 440; III — Al — 4.5 % Zn —
1,9 Mg — 0,34 % Mn — 0,13 % Cr, 435;
IV — Al — %5 % Zn — 2.0 % Mg — 0,37 %

Mn — 0, lo % Cr — 0,16 % Zr, 435

ряя распад. Причины и механизм снижения устойчивости твердого
раствора под действием добавок переходных металлов будет
рассмотрен в пятом параграфе данной главы.

Добавки меди

Малые добавки меди к сплавам на основе системы А1—Zn—Mg
снижают устойчивость твердого раствора ПО, 116, 121, 122].
Приведенные на рис. 85 С-кривые начала распада переохлажден-
ного раствора в сплаве типа 1925 показывают, что увеличение
содержания .меди от 0,15 до 0,95 % в целом снижает устойчивость
твердого раствора. Время до начала распада раствора при 280 °C—
температуре минимальной устойчивости раствора уменьшается
с 30 до 13 с, предопределяя увеличение критической скорости
охлаждения.

Наиболее сильное ускоряющее действие на распад раствора
добавка меди оказывает при высоких температурах. При 320 °C
время до начала распада раствора уменьшается с 100 до 18 с при
увеличении содержания меди с 0,15 до 0,95 %. При понижении
температуры изотермической выдержки ускоряющее действие
128
Рис. С-кривые распада твердого
раствора, характер и ующие^* влияние
на устойчивость те ердого раствора
в сплав Л1 Zn Mg Mn Си
циркония, хрома, циркония — хрома;

цифры у кривых — Од. % :

/ — А1 - 4.5 % Zn — 2.0 % Mg —
0.36 % Mn — 0.17 % Си. .100 % ов =
= 460 МПа; II — А1 — 4,5 % Zn —
2.0 % Mg — o,3G % мп о,1в;%'
Си — 0,1 s % Zr. 410; III — Al -
4.5 % Zn - 2.0 % Mg 0.34 %
Mn — 0. IS % Си -	0,14 “о Cr, 435;

IV - Al 4.5 % Zn - 2.0 % Mg —
0.35 % Mp — 0.17 Си - 0.11 % Cr —
0.17 % Zr, 460 £

Pur. 85 С-кривые начала распада
твердого раствора в сплаве типа 1925,
построенные ио и:менению электро-
проводности; цифры около кривых —
содержание в сплаве меди, % (по
массе)

меди на распад раствора уменьшается, а при 240 С большие до-
бавки меди (0,7—0,95 %) задерживают начало распада пере-
охлажденного раствора (см. рис. 85), хотя в дальнейшем, как
показывают кривые зависимости электропроводности от времени
изотермической выдержки при 240 'С, распад раствора проходит
с обычной или даже с большей скоростью.

Ускоряющее действие добавки меди на распад твердого рас-
твора в сплавах системы А1—Zn—Alg объясняется главным обра-
зом тем, что медь при нагреве под закалку полностью входит
в твердый раствор и увеличивает его пересыщенность при темпе-
ратурах ниже сольвуса. Изменение фазового состава сплавовсисте-
мы А1—Zn— Mg при добавке меди до 1 % не наблюдается [124].

Интересное влияние на кинетику распада переохлажденного
твердого раствора в сплавах системы А1—Zn—Alg оказывают ма-
лые добавки меди — около 0,15 %. Добавка 0,17 % Си к А1—
Zn—Alg—Aln-сплаву задерживает начало распада переохлажден-
ного твердого раствора, но повышает скорость распада раствора
во всем исследованном интервале температур (рис. 86, 7, //).

Аналогичное влияние на кинетику распада переохлажденного
раствора оказывают малые добавки меди к сплавам А1—Zn—

5 Елагин В. И. и др.	129
130
Mg—Mn—Zr, Al—Zn—Mg—Mn—Сг и Al—Zn—Mg—Mn—Zr—Cr
(сравните С-кривые на рис. 79 и 80). Это согласуется с резуль-
татами работ Полмира и Бэба [125, 1261, обнаруживших тормо-
жение начала распада раствора при изучении кинетики старения
А1—Zn—Mg-сплавов под действием добавок меди.

Добавки серебра

На рис. 86, ///, IV, представлены С-кривые распада переохлаж-
денного твердого раствора в сплаве А1—Zn—Mg—Mn—Zr без
серебра и с добавкой 0,42 % Ag.

Добавка серебра оказывает сильное влияние на устойчивость
твердого раствора. При температурах выше 240 °C устойчивость
раствора под действием добавки серебра снижается. Например, при
300 °C время до начала распада раствора уменьшается с 2 мин
до 9 с, скорость распада увеличивается на полтора порядка.
При температурах ниже 240 °C добавка серебра стабилизирует
переохлажденный твердый раствор. Так, при 200 °C время до
начала изотермического распада твердого раствора при добавке
серебра увеличивается с 70 до 250 с, скорость распада умень-
шается в два раза.

В целом С-кривые под действием добавки серебра смещаются
вверх и влево, наклон нижних ветвей при этом уменьшается.
Температура минимальной устойчивости раствора повышается
с 240 до 300 °C. Критическая скорость охлаждения, определенная
методом 98 % оп, увеличивается с 5,8 до 18,8 °С/с.

Добавка серебра к сплавам системы А1—Zn—Mg уменьшает
растворимость цинка и магния в алюминии, увеличивая тем самым
пересыщенность твердого раствора и повышая температуру соль-
вуса. Этим объясняется снижение устойчивости переохлажден-
ного твердого раствора при высоких температурах (смещение С-
кривых по горизонтальной оси к меньшим выдержкам) и повыше-
ние температуры минимальной устойчивости раствора (смещение
С-кривых по вертикальной оси в область более высоких темпе-
ратур). Кроме того, добавка серебра к сплавам системы А1—Zn—
Mg облегчает зарождение новой фазы [1251, что также сокращает
время до начала распада раствора.

Повышение устойчивости переохлажденного твердого раствора
при добавлении в сплав серебра при температурах ниже 240 °C
предположительно можно объяснить снижением диффузионной
подвижности атомов. По-видимому, это обусловливается тем, что
вакансии связываются в комплексы: атом магния — атом серебра—
вакансия [361. С одной стороны, эти комплексы облегчают зарож-
дение частиц цинкмагниевой фазы, а с другой — уменьшают
скорость роста частиц за счет уменьшения диффузионной подвиж-
ности атомов, связанных в сложные комплексы. Скорость распада
раствора при этом снижается, что и обусловливает сдвиг нижних
ветвей С-кривых вправо по оси времени,

5*	Ц1
Приведенные С-кривые объясняют полученные ранее и кажу-
щиеся на первый взгляд противоречивыми результаты работ дру-
гих авторов, обнаруживших с одной стороны сильное уменьшение
прокаливаемости А1—Zn—Mg-сплавов под действием добавок
серебра, а с другой — повышение стабильности пересыщенного
твердого раствора при высокотемпературном старении.

Добавки лития

Характер влияния добавок лития па устойчивость твердого
раствора в сплавах системы А1—Zn—Mg аналогичен влиянию
серебра (рис. 86, К—I //). Добавка 0,52 % Li к сплаву AI—4,8 °о
Zn — 1,8 % Mg оказывает разное влияние на устойчивость пере-
охлажденного твердого раствора при разных температурах. При
температурах выше ~ 180 °C устойчивость твердого раствора за-
метно снижается, а ниже 180 С — незначительно повышается.
Критическая скорость охлаждения увеличивается на порядок —
с 0,8 до 8,0 °C с. Температура минимальной устойчивости твердого
раствора повышается с 280 до 310 °C. Температурный интервал
минимальной устойчивости переохлажденного раствора значи-
тельно расширяется. Увеличение содержания лития с 0,52 до
0,72 % слабо влияет на устойчивость твердого раствора.

Такой характер влияния лития на устойчивость переохлаж-
денного твердого раствора, вероятно, связан с увеличением пере-
сыщенности такого раствора и с уменьшением скорости диффузии
атомов основных легирующих элементов в алюминии под дей-
ствием лития [127]. Первый фактор уменьшает устойчивость пе-
ресыщенного твердого раствора, а второй стабилизирует его.
Фактические данные показывают, что действие первого фактора
больше проявляется при высоких температурах, а второго-----

при низких. Кроме того, возможно, что легирование А1—Zn—
Mg-сплавов литием приводит к образованию новой фазы, кинетика
выделения которой из переохлажденного твердого раствора может
отличаться от кинетики выделения фазы т] (MgZn2)

Снижение устойчивости твердого раствора в сплавах системы
А1—Zn—Mg под действием добавок лития весьма значительно,
и эти сплавы теряют одно из своих основных достоинств — спо-
собность закаливаться при низких скоростях охлаждения, что
связано не только со сдвигом С-кривой по оси времени в сторону
меньших выдержек, но и с расширением температурного интер-
вала минимальной устойчивости переохлажденного твердого рас-
твора.

Стабилизация пересыщенного твердого раствора сплавов си-
стемы А]—Zn—Mg добавками лития при низких температурах
предопределяет их поведение при искусственном старении, и,
в частности, объясняет уменьшение потери прочностных свойств
при повышении температуры старения по сравнению со сплавами
без добавок лития.
Добавки церия

Добавки церия к сплавам системы А1—Zn—Mg не влияют на
устойчивость переохлажденного твердого раствора. При увели-
чении содержания церия до 0,3 % в сплаве типа 1925 кинетика
распада переохлажденного раствора цинка и магния в алюминии
не изменяется: С-кривые начала распада практически не изменяют
ни положения, ни формы.

Это объясняется тем, что церий обладает очень малой раство-
римостью в алюминии и не образует соединений с легирующими
элементами рассматриваемых сплавов 1128]. Церий находится
в виде интерметаллпда А1,Се эвтектического происхождения, ча-
стицы которого имеют сравнительно большой размер, и их удель-
ная поверхность, способная стать местом облегченного зарожде-
ния новой фазы, невелика.

Примеси железа и кремния

Наиболее подробно влияние содержания железа и кремния
на устойчивость твердого раствора изучено на сплаве 1925. Прес-
сованные полуфабрикаты из сплава 1925, допускающего содержа-
ние железа и кремния до 0,7 %, выпускаются в основном с за-
калкой на прессе, а поэтому информация об устойчивости твердого

О 0,1 0, г 0,3 ОН 0,5 0,6 0,7
Содержание Fe,Si,%

Рис. 87. С-кривые распада твердою рас-
твора в сплаве с разным содержанием же-
леза и 0,03 % Si (цифры у кривых — <тв>
О'
/о /•

/ — 0,05 % рр, 100 % ов= 410 МПа;
II — 0,15, 450; III — 0,30, 450; IV —
0,48, 450; V — 0,60, 480

Рис. 88. Зависимость критической ско-
рости охлаждения при закалке сплава
1925 от содержания железа (/) и кремния
(•?)
Рис. 89. С-кривые распада твердого рас-
твора в сплаве 1925 с разным содержанием
кремния и 0,05 % Fe (цифры у кривых —
ов, %):

I — 0,03 % Si, 100 % GB = 440 МПа; II —
0,11. 445; III — 0,28, 420; IV — 0,43, 390;

V — 0,67, 295

Рис. 90. С-кривые распада твердого рас-
твора в сплаве 1925 с разным содержанием
железа и кремния (цифры у кривых 0В, %):
I — 0,36 % Fe, 0,63 % Si, 100 % 0В =
= 305 МПа; II — 0,60, 0,30, 440; III —
0,61, 0,71, 320

раствора в данном сплаве в зависимости от содержания железа
и кремния имеет важное практическое значение.

Увеличение содержания железа в сплаве 1925 с 0,05 до 0,60 %
приводит к непрерывному снижению устойчивости переохлажден-
ного раствора (рис. 87). Время до начала распада раствора умень-
шается, скорость распада увеличивается, критическая скорость
при закалке непрерывно возрастает (рис. 88).

Увеличение содержания кремния до 0,11 % снижает устой-
чивость раствора цинка и магния в алюминии (рис. 89). При
дальнейшем повышении содержания кремния до 0,43 % устой-
чивость раствора возрастает, а затем вновь снижается

Совместное легирование сплава 1925 железом и кремнием ока-
зывает существенное влияние на устойчивость раствора (рис. 90).
Однако несмотря на заметное влияние железа и кремния на устой-
чивость переохлажденного раствора, в целом уровень устойчиво-
сти остается достаточно высоким, и сплав 1925 при любом содер-
жании железа и кремния сохраняет способность к самозакалива-
нию при охлаждении на спокойном воздухе.

При добавлении железа в сплаве 1925 образуются кристалли-
зационного происхождения сравнительно крупные частицы фазы
134
Al—Mn—Fe, присутствие которых не влияет на устойчивость
твердого раствора цинка и магния в алюминии из-за малой удель-
ной поверхности. В то же время образование таких частиц сни-
жает пересыщенность образующегося при кристаллизации твердого
раствора марганца в алюминии. Это должно способствовать ста-
билизации твердого раствора цинка и магния в алюминии.

Вместе с тем увеличение содержания железа диспергирует
вторичные частицы марганцевой фазы, выделяющиеся из твердого
раствора при гомогенизации, обработке давлением, нагреве под
закалку (рис. 91). Этот фактор ускоряет распад пересыщенного
твердого раствора цинка и магния в алюминии за счет увеличе-
ния удельной площади поверхности частиц марганцевого интер-
металлида, являющейся местом облегченного зарождения частиц

Рис. 91 Структура закаленного с 450 °C в воде сплава 1925 в зависимости от содержа-
ния железа и кремния X 15 000:

а — 0,05 % Fe, 0,03 % Si; б ~ 0,30 % Fe, 0.03 % Si; в — 0,60 % Fe, 0,03 % Si; г —
0,05 % Fe, 0,11 % Si
цинкмагниевых фаз 1119]. Последний фактор является преоблада-
ющим, и по мере повышения содержания железа устойчивость
твердого раствора цинка и магния в алюминии в сплаве 1925
непрерывно снижается.

С увеличением содержания кремния с 0,03 до 0,11 % вторичные
частицы марганцевого интерметаллида диспергируются (см.
рис. 91) и обусловливают снижение устойчивости твердого рас-
твора цинка и магния в алюминии. При дальнейшем повышении
содержания кремния до 0,43 % переохлажденный твердый рас-
твор цинка и магния в алюминии обедняется магнием, так как
он связывается в фазу Mg2Si, и вследствие этого стабилизируется.
При содержании кремния 0,67 % устойчивость твердого раствора
вновь снижается (см. рис. 89). В этом случае, как показали ре-
зультаты электронно-микроскопического исследования, из пере-
сыщенного твердого раствора во время изотермической выдержки
выделяются в основном частицы фазы Mg2Si, а не MgZn2 (рис. 92).
С-кривые, приведенные на рис. 89 (V), а также на рис. 90, в основ-
ном характеризуют кинетику распада твердого раствора магния
и кремния в алюминии, а не твердого раствора цинка и магния
в алюминии. Этим объясняется снижение устойчивости раствора
и сдвиг температуры минимальной устойчивости твердого раствора
в область более высоких температур.

При одновременном изменении содержания железа и кремния
изменяются состав переохлажденного раствора, дисперсность
вторичных частиц марганцевых фаз, фазовый состав выделяющихся
при изотермической выдержке частиц. Совместное влияние этих
факторов и определяет устойчивость твердого рзствора.

Рис. 92. Структура сплава 1925 после изотермической закалки от 450 *С с выдержкой
при 300 °C в течение 30 мни. ' 15 000:

0,05 % Fe, 0,03 % Si; б — 0,05 % Fe, 0.67 % Si
СТРУКТУРА СЛИТКА (НАСЛЕДСТВЕННОЕ ВЛИЯНИЕ)

Некоторые особенности структуры исходного слитка насле-
дуются структурой деформированных полуфабрикатов практи-
чески при любых степенях деформации [129]. Поскольку устой-
чивость твердого раствора является свойством весьма чувствитель-
ным к структурным изменениям полуфабриката, то изменение
структуры слитка оказывает определенное влияние на устойчи-
вость твердого раствора в полуфабрикате.

Ниже приводятся примеры, иллюстрирующие влияние усло-
вий литья слитков на устойчивость твердого раствора в сильно
деформированных холоднокатаных листах из сплава 1911.

Диаметр слитка

Из сплава 1911 одной плавки были отлиты слитки диаметром
92, 204 и 370 мм, которые гомогенизировали при 460 °C в тече-
ние 24 ч и прессовали на полосы сечением 35x270, 12X100,
5x60 мм соответственно. Полосы затем прокатывали на листы
толщиной 1 мм. Увеличение диаметра слитка сплава 1911 стаби-
лизирует твердый раствор в листах толщиной 1 мм (рис. 93, /).
Критическая скорость охлаждения при этом снижается с 35 до
15 °С/с (рис. 94, а).

При увеличении диаметра слитка из сплава 1911 снижается
скорость охлаждения при кристаллизации расплава, обусловли-
вая уменьшение степени пересыщения твердого раствора переход-
ными металлами — марганцем, хромом, цирконием. Получен-
ные из них полуфабрикаты будут также характеризоваться мень-
шей концентрацией твердого раствора переходных металлов в алю-
минии и главным образом — меньшим количеством выделившихся
из пересыщенного твердого раствора дисперсных интерметаллидов,
содержащих переходные металлы. Эти структурные изменения
обусловливают повышение устойчивости твердого раствора цинка
и магния в алюминии.

Скорость литья

Увеличение скорости литья слитков из сплава 1911 при про-
чих равных параметрах (одна плавка, диаметр слитка 204 мм,
температура литья 730 °C, гомогенизация 460 °C, 24 ч, прессова-
ние на полосу 12 z 100 мм, прокатка на лист 1 мм) оказывает раз-
ное влияние на устойчивость раствора при разных температурах
изотермической выдержки (см. рис. 93, II). Однако в области
температур минимальной устойчивости раствора его стабильность
с увеличением скорости литья непрерывно снижается, обуслов-
ливая повышение критической скорости охлаждения (рис. 94, б).

Причины снижения устойчивости раствора в листах при уве-
личении скорости литья слитков также связаны с изменением
Рис. 93. С-кривые распада
твердо-© раствора в листах
из сплава 1911 в зависимо-
сти от условий получения
слитка(цифры у кривых —
°в- %):

I — влияние диаметра
слитка:

1 — 4 = 92 мм, 100 % ©в=

= 455 МПа; 2 — 204, 450;
3 — 370, 4 15; II — влияние
скорости литья:	1 —

0.5 мм,-с. 100 % ©в =
= 450 МПа; 2 — 1,3, 455;
3 — 9,0, 460; III- вли-
яние температуры литья:

1 — 700 °C,	1 00 % Ов =

= 435 МПа; 2 — 750, 450:
3 — 800, 44 0: 4 — 850,

435

пересыщения твердого раствора слитка переходными металлами
и наследованием этой структурной особенности деформирован-
ными полуфабрикатами.

Температура литья

При повышении температуры расплава во время литья с 700
до 850 °C и соблюдении прочих параметров неизменными (одна
плавка, диаметр слитка 204 мм, скорость литья 80 мм мин, гомо-

Диаметр слитка, мм Скорость литья,мм/с	Температура литья,°C

Рис. 94. Зависимость критической скорости охлаждения листов из сплава 1911, опре-
деленной «методом 98 % ©в» от диаметра исходного слитка (а), скорости литья (6) и тем-
пературы литья (*)
гёнизация 460 °C, 24 ч, прессование полосы 12 X 100 им, прокатка
на лист 1 мм) устойчивость твердого раствора проходит через
максимум (см. рис. 93, III и 94, в).

Причины такого влияния также заключаются в изменении
пересыщения твердого раствора слитка переходными металлами.

РЕЖИМЫ ОТЖИГА СЛИТКОВ

Перед обработкой давлением слитки из сплавов на основе
системы А1—Zn—Mg подвергают гомогенизирующему отжигу.
Во время отжига протекает два основных процесса: устранение
последствия дендритной ликвации цинка и магния и распад пере-
сыщенного твердого раствора переходных металлов в алюминии.
Первый процесс проходит сравнительно быстро и поэтому не
сказывается на устойчивости твердого раствора цинка и магния
в алюминии в сравниваемых деформированных полуфабрикатах.
Второй процесс оказывает очень сильное влияние на устойчивость
раствора основных легирующих элементов в алюминии.

Рис. 95. С-кривые распада
твердого раствора в листах
из сплава А! — 4,4 %
Zn — 2,1 % Mg - 0,25 %
Zr, полученных из слит-
ка непрерывного литья без
отжига (/),	100 % 0$ =

— 400 МПа и из отожжен-
ного при 570 °C (цифры
у кривых — ов, %): 37 мин
(//, 100 %	= 410 МПа),

228 мин (III, 100 % <тв —
= 415 МПа), 23 ч (/V.
100 % ов = 410 МПа),
6 сут (V.	100 % ив =

= 405 МПа)
ЗОмин 2ч 10ч 1сут бсцт
Длительность гомогенизации

Рис. 96. Зависимость критической
скорости охлаждения (VKp) н
удельной площади поверхности
частиц интерметаллида AI3Zr (5уд)
в листах из сплава

Al - Zn — Mg — Zr от длитель-
ности отжига слитка при 5"0 СС

На рис. 95 представлены С-кри-
вые распада переохлажденного рас-
твора цинка и магния в алюминии
в листах толщиной 1 мм из сплава
системы А1—Zn—Mg с добавкой цир-
кония, полученных из слитка, отож-
женного при 570 °C в течение раз-
ного времени. С увеличением длитель-
ности отжига слитка устойчивость
твердого раствора в листах имеет ми-
нимум, а критическая скорость ох-
лаждения, соответственно, максимум
(рис. 96).

Исследования структуры слитков
и листов, выполненные с использо-
ванием просвечивающей электронной
микроскопии, показали, что в про-
цессе отжига слитка идет процесс
распада раствора циркония в алю-

минии с образованием частиц интерметаллида Al3Zr. С увеличе-
нием длительности отжига количество частиц в единице объема
проходит через максимум, а их размер непрерывно возрастает.

В результате, как показала статистическая обработка элек-
тронно-микроскопических снимков с тонкой фольги, полученной
из листов, удельная площадь поверхности частиц циркониевого
интерметаллида изменяется по кривой с максимумом (см. рис. 96).
При этом изменение критической скорости охлаждения и удельной
поверхности частиц циркониевого интерметаллида с увеличением
длительности отжига количественно Одинаково. Максимальной
удельной площади поверхности частиц соответствует максималь-
ная критическая скорость охлаждения.

Таким образом, цирконий, по-видимому, как и другие
переходные металлы, наиболее сильно снижает устойчивость
твердого раствора цинка и магния в алюминии, находясь в
виде дисперсных интерметаллпдов. Эффективность действия
интерметаллпдов определяется их удельной площадью поверх-
ности.

Аналогичные по характеру результаты были получены при
исследовании влияния режимов отжига слитка на устойчивость
твердого раствора в листах из сплава 1911. Слитки диаметром
134 мм отжигали при 420, 460, 500 и 540 °C в течение разного
времени, прессовали на полосу сечением ЗХ 100 мм, которую рас-
катывали на листы толщиной 0,7 мм. Характер изменения устой-
чивости твердого раствора в листах при изменении режимов
отжига слитка иллюстрируется графиками на рис. 97, 98. С уве-
личением длительности отжига устойчивость раствора проходит
через минимум. Время достижения минимума, его величина тем
меньше, чем выше температура отжига слитка.
Рис.'97. С-кривые начала распада переохлажденного твердого раствора в листах из
сплава 1911 («метод 95 % <ув»), характеризующие влияние режимов гомогенизации слитка
на устойчивость твердого раствора (цифры около кривых обозначают время гомогени-
зации, ч):

I — температура гомогенизации 4?0°С; II — то же, 4G0: III — 500, IV — 540
Время гомогенизации слитков, ч

Рис. 98. Зависимость критической ско-
рости охлаждения листов из сплава 1911
от времени гомогенизации слитка при раз-
ных температурах (цифры у кривых —
температура гомогенизации)

рис. 99 Электронно-микроскопический снимок, иллюстрирующий зарождение частиц
циик-магииевой фазы на поверхности частиц AI3Zr, Х90 ООО (лист из сплава Al Zn —
Mg—Zr после изотермической закалки от 450 °C с выдержкой при 280 °C в течение 26 мни):
/ — частицы Al3Zr; 2 — частицы цинкмагниевой фазы: 3 — отверстие в фольге, об-
разовавшееся в результате выпадения из фольги частиц циикмагниевой фазы

Рис. 100. Электронно-микроскопические снимки, иллюстрирующие зарождение и рост ча-
стиц цинкмагниевой фазы на поверхности частиц марганцевого интерметаллида. X 85 000,
лист из сплава А! — Zn — Mg — Мп после изотермической закалки от 469 °C с вы-
держкой при 280 °C в течение 10 с (с), 3 мин (б) и 26 мин (е):

1 — частицы марганцевой фазы; 2 — частицы цинкмагниевой фазы; 3 — отверстие в фоль-
ге, образовавшееся в результате выпадения частиц циикмагниевой фазы

Основным механизмом снижения устойчивости твердого рас-
твора цинка п магния в алюминии частицами интерметаллидов,
содержащих переходные металлы, является облегчение за-
рождения частиц цинкмагниевой фазы на поверхности ннтерметал-
лидов. Преимущественное зарождение частиц цинкмагниевой фазы
на поверхности частиц циркониевого и марганцевого интерметал-
лида иллюстрируется фотографиями на рис. 99, 100. Чем больше
удельная площадь поверхности частиц интерметаллидов (т. е. чем
мельче интерметаллиды и больше их количество), тем в большей
степени они снижают устойчивость твердого раствора цинка и
магния в алюминии.

Эффективность затравочного действия единицы площади по-
верхности интерметаллида (степень облегчения зарождения но-
вой фазы) определяется, по-видимому, двумя факторами: размерно-
структурным соответствием сопрягающихся поверхностей интер-
металлида и выделяющейся новой цинкмагниевой фазы, энергией
искажения кристаллической решетки матрицы около поверх-
ностей раздела матрица—интерметаллид.

Снижение устойчивости твердого раствора цинка и магния
в алюминии благодаря облегчению зарождения частиц выде-
ляющейся фазы на поверхности частиц интерметаллидов наблю-
дается главным образом в области температур минимальной устой-
чивости твердого раствора (см. рис. 95, 97). С понижением темпе-
ратуры изотермического распада роль частиц интерметаллидов
как мест гетерогенного зарождения новой фазы уменьшается при
одновременном усилении влияния переходных металлов, нахо-
дящихся в твердом растворе и инициирующих гомогенное зарож-
дение.

Переходные металлы, находящиеся в твердом растворе, также
значительно, но меньше, чем в виде дисперсных интерметаллидов,
снижают устойчивость твердого раствора цинка и магния в алю-
минии. Так, добавка и увеличение содержания циркония, находя-
щегося в твердом растворе, обусловливает заметное снижение его
устойчивости (см. рис. 81, в). Добавки переходных металлов,
находясь в твердом растворе, снижают равновесную раствори-
мость цинка в алюминии и повышают пересыщенность твердого
раствора.

УСЛОВИЯ ОБРАБОТКИ ДАВЛЕНИЕМ

Изменение условий обработки давлением обусловливает силь-
ную разницу в структуре полуфабрикатов из сплавов системы
А1—Zn —Mg. В зависимости от условий обработки давлением
полуфабрикаты после нагрева под закалку могут иметь самую
различную структуру — от крупнозернистой рекристаллизован-
ной до волокнистой перекристаллизованной, включая все про-
межуточные структуры — мелкозернистую рекристаллизованную
и смешанную. По мере перехода от крупнозернистой структуры
к перекристаллизованной концентрация дефектов кристалличе-
Рис. 101. С-кривые распа-
да твердого раствора
в листах из сплава АЦМ
с рекристаллизованной (/.

100 % ов = 440 МПа) и пе-
рекристаллизованной (II,
100 % пв =460 МПа) струн
турами (цифры у кри-
вых —	%)

ской решетки, связанных с деформацией (границы зерен, субзерен,
ячеек, единичные дислокации), возрастает.

Данные несовершенства являются местами облегченного за-
рождения выделяющейся фазы, и с увеличением их концентрации
устойчивость твердого раствора снижается. Поэтому при пере-
ходе от крупнозернистой структуры к перекристаллизованной
непрерывно снижается устойчивость твердого раствора. И наобо-
рот, процессы, сопровождающие переход от деформированной
структуры к - рекристаллизованной (аннигиляция дислокаций,
формирование субзеренной структуры из ячеистой, увеличение
субзерен, рекристаллизация, рост зерен), будут повышать устой-
чивость твердого раствора.

На рис. 101 представлены С-кривые распада твердого раствора
в листах из сплава АЦМ с мелкозернистой рекристаллизованной
и перекристаллизованной (полигонизованной) структурами. Листы
с полигонизованной структурой благодаря наличию многочислен-
ных субзеренных границ, являющихся местами облегченного за-
рождения частиц новой фазы и обеспечивающих ускоренный рост
этих частиц из-за облегчения диффузии атомов легирующих
элементов по этим границам (рис. 102), обладают меньшей устой-
чивостью твердого раствора во всем исследованном интервале
температур.

В отличие от дисперсных интерметаллидов, наиболее сильно
ускоряющих распад твердого раствора в области температур его
минимальной устойчивости и уменьшающих свое действие по мере
снижения температуры, роль субграниц с понижением температур,
наоборот возрастает. Об этом свидетельствует значительный рост
разницы во времени до начала распада раствора и разницы в сред-
Рис. 102. Электронно-микроскопический снимок, иллюстрирующий выделение частиц
цинкмагниевой фазы на границах субзереи. Х90 ООО Лист сплава АЦМ с рекристалли-
зованной (а) и нерекрнсталлнзованной (б) структурами закалки от 450 °C с изотерми-
ческой выдержкой при 180 °C, в течение 10 ч

ней скорости распада раствора при понижении температуры
(см. рис. 101), а также результаты электронно-микроскопиче-
ского исследования.

Глава VII

ОСОБЕННОСТИ РАСПАДА ТВЕРДОГО
РАСТВОРА ПРИ СТАРЕНИИ

1.	ЗАКАЛКА

Закалка сплавов системы А1—Zn—Mg может производиться из
широкой температурной области существования твердого раствора
цинка и магния в алюминии, ограниченной с одной стороны темпе-
ратурой сольвуса равновесных фаз, а с другой —температурой
пережога. Температуры сольвуса и пережога промышленных А1—
Zn—Mg-сплавов в зависимости от их легированности лежат в преде-
лах 330—420 и 560—610 °C соответственно. Таким образом, темпе-
ратурный интервал нагрева под закалку А1—Zn—Mg-сплавов очень
широкий — составляет 140—280 °C.

Промышленные сплавы системы А1—Zn—Mg, как правило,
нагревают под закалку до 450—470 СС. Указанный температурный
интервал выбирают для получения оптимального комплекса пока-
зателей, характеризующих эксплуатационные свойства сплавов.
Время выдержки при нагреве под закалку А1—Zn—Mg-спла-
вов, необходимое для полного растворения цинкмагниевых фаз,
составляет от 10 мин для тонкостенных и до нескольких часов —
для массивных полуфабрикатов и изделий. Если учитывать быст-
роту протекания процессов растворения цинкмагниевых фаз при
450—470 °C, в принципе имеется возможность сокращения дли-
тельности выдержки при нагреве под закалку сплавов системы
А1—Zn—Mg (см. гл. III).

Скорость охлаждения с температуры нагрева под закалку
должна быть выше критической, чтобы обеспечить после есте-
ственного и искусственного старения требуемый комплекс свойств.
Для промышленных сплавов системы А1—Zn—Mg критическая
скорость охлаждения при закалке мала по сравнению с другими
алюминиевыми сплавами вследствие высокой устойчивости пере-
охлажденного твердого раствора цинка и магния в алюминии
и составляет несколько градусов в секунду.

Непосредственно после закалки, в свежезакаленном состоя-
нии А1—Zn—Mg-сплавы, как и другие алюминиевые сплавы,
обладают низкими прочностными свойствами и высокой пластич-
ностью.

Ниже приведены типичные механические свойства промышлен-
ных сплавов 1915 и 1925 системы А1—Zn—Mg в свежезакаленном
и отожженном состояниях:

	1915	1925	1915	1925
Свежезакаленное			Отожженное со-	
состояние:			стояние:	
Ojj, Л1Па .	190	200	ов, МПа .	230	230
^012» А1Па	80	90	о„ 2, МПа	ПО	120
б, %.	26	25	б“ %	16	16

Как показывают эти данные, свойства сплавов в свежезака-
ленном состоянии близки к свойствам в отожженном состоянии.

2.	ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ СПЛАВОВ

Стадии распада твердого раствора

Исследованию кинетики старения А1—Zn—Mg-сплавов посвя-
щено много работ, в результате которых определены упрочняю-
щие фазы и установлена следующая последовательность стадий
распада твердого раствора:

Указанная последовательность выделений фаз необязательна
и может изменяться при изменении условий распада твердого
раствора. Кроме того, в определенных случаях возможно появле-
ние цинкмагниевой фазы X. Образование зон Гинье—Престона
следует рассматривать как подготовительную стадию к распаду
твердого раствора. Эти зоны имеют сферическую форму диаметром
от 1 до 10 нм, плотность их расположения до. 1015 суГ3 [130—136].

В сплавах системы А1—Zn—Mg с большим содержанием маг-
ния зоны Гинье—Престона имеют форму эллипсоида [137].
Как известно, форма этих зон определяется соотношением перио-
дов решеток а матрицы и зоны [138]. Чем меньше период решетки
зоны а отличается от матричного, теут ближе форма зоны к сфери-
ческой. Период решетки а зон Гинье—Престона в А1—Zn—Mg-
сплавах отличается от матричного тем больше, чем выше концен-
трация в них магния, радиус атомов которого на 14 % больше
радиуса алюминия. Поэтому в сплавах системы Al— Zn- -Mg
форма зон Гинье—Престона, обогащенных магнием, должна
отличаться от сферической.

В процессе старения изменяются состав и структура зон
Гинье—Престона [139]. В начале старения зоны слабо обога-
щены цинком и магнием. Их выявляемость рентгенографическим
и электронно-микроскопическим способами мала. По мере раз-
вития старения зоны насыщаются магнием и цинком и выявляе-
мость их улучшается. Форма зон постепенно трансформируется
от сферической к эллипсоидной [140, 141 I.

Атомы цинка и магния неравномерно распределяются по
объему зон Гинье—Престона: середины зон обогащены, а края
обеднены цинком и магнием. Размеры зон при увеличении дли-
тельности или повышении температуры старения увеличиваются
[141, 142]. В состав зон Гинье—Престона входит только неболь-
шая часть цинка и магния от их общего количества в сплаве,
большая часть остается в пересыщенном твердом растворе.

Кинетика образования зон Гинье—Престона зависит от сум-
марного содержания цинка и магния в сплаве и температу ры ста-
рения [143]. С повышением содержания цинка и магния в соотно-
шении, соответств'ющем 4gZn.2, mu с увеличением избытка
магния против этого соотношения инкубационный период, пред-
шествующий образованию зон, заметно сокращается. Зависимость
инкубационного периода от температуры старения представляется
С-кривой. Температура, соответствующая минимальному инкуба-
ционному периоду для сплавов с 3,5—5,0 % Zn и 1—2 % Mg,
изменяется в пределах 50—90 С в зависимости от содержания
цинка и магния.

Зоны Гинье—Престона могут образовываться только в опре-
деленном интервале температур. Сверху этот интервал ограничен
критической температурой образования зон или, как ее еще назы-
вают, температурой растворимости (сольвуса) зон Гинье--Престо-
на. Критическая температура характеризует термическую стабиль-
ность зон, которая в сильной степени зависит от содержания
в сплаве цинка и магния. Полмир [144] построил для алюминие-
вого угла тройной системы А1—Zn—Mg поверхность, ограничи-
вающую температурную область образования зон Гинье—Пре-
Рис. 103. Зависимость
критической температуры
образования зои Гинье —
Престона от содержания
цинка н магния [144]

Уемпература,

стона (рис. 103). При повышении суммарного содержания цинка
и магния температура растворимости зон заметно возрастает.

При увеличении длительности и повышении температуры ста-
рения начинается собственно распад твердого раствора цинка и
магния в алюминии с образованием фазы г;'. Частицы этой фазы
могут образовываться гомогенным путем на кластерах или зонах
Гинье—Престона либо гетерогенно на границах зерен и субзерен,
на поверхности нерастворимых интерметаллидов, частицах окис-
лов и т. п. Дисперсность частиц фазы ц', образовавшихся гомо-
генным путем, на несколько порядков выше, чем гетерогенным

Единого мнения относительно механизма зарождения частиц
т)'-фазы на зонах Гинье—Престона пока нет. Некоторые иссле-
дователи считают, что зоны играют только роль мест преимуще-
ственного зарождения частиц; предполагают также, что зоны,
достигшие определенного размера и имеющие упорядоченную
структуру, могут трансформироваться в частицы промежуточной
фазы, т. е. зоны являются зародышами q'-фазы.

Частицы метастабильной т]'-фазы начинают появляться на
месте зон Гинье—Престона при температурах от 50 до 100 С
в зависимости от состава сплава и тем раньше, чем выше темпе-
ратура [130—136, 143—145]. Эти частипы имеют вид пластин
толщиной около 5 нм и диаметром до 20 нм, лежащих в плоскостях
{111} матрицы. В литературе [43, 44] есть сведения о трех воз-
можных типах решетки для фазы 1]': гексагональной с периодами
а = 0,496 нм, с = 0,868 нм, гексагональной с периодами а =
= 0,489-ь0,496 нм, с — 1,374-5-1,403 нм, моноклинной (псевдо-
гексагональной) с параметрами а = b = 0,496, с — 0,554 нм,
у = 120°.

Фактически различие между этими решетками заключается
только в интерпретации: одна и та же последовательность кристал-
лических плоскостей может быть получена из всех приведенных
значений параметров с учетом экспериментальной ошибки. Ре-
щетка метастабильной фазы частично когерентна решетке ма-
трицы: плоскость матрицы (111) и базисная плоскость q'-фазы
(0001) практически полностью когерентны, соответствие пара-
метров по осн а составляет 99,9 %, а по осн с 93 %. Между ре-
шетками матрицы и q'-фазы существует определенное ориента-
ционное соотношение: (001)л- (III)ai’, [100]^' [110]ai- По раз-
меру частицы q'-фазы могут достигать десятых долей микрометра.

При дальнейшем увеличении времени или температуры искус-
ственного старения наряду с частицами q -фазы начинают появ-
ляться пластины или стержни фазы q (MgZn2) (см. гл. III). Ча-
стицы q'-фазы когерентны матрице, но в процессе их развития эта
связь теряется, и фаза q' превращается в фазу q. Многие иссле-
дователи [134, 145] считают, что частицы q-фазы образуются
из частиц q'-фазы именно таким путем, т. е. путем трансформации.
Существует также мнение, что частицы фазы q выделяются из
твердого раствора, при этом частицы фазы q' растворяются.

Известно около десяти различных ориентационных соотноше-
ний, которые могут существовать между решетками матрицы и
q-фазы [44, 145]. Каждому ориентационному соотношению соот-
ветствует своя форма частиц: круглые, треугольные, шести- и
восьмигранные пластины или стержни. Согласно данным работы
[145], наиболее часто встречаются три типа ориентационных соот-
ношений:

(10.0),] || (001)А1; (00.1)п || (110)А1 —шести-и восьмигранные плас-
тины;

(00.1)^ 4 (1 П)А1; (Ю.О)^ || (110)А1 —круглые и гексагональные
пластины;

(00.1)^ |] (110)А1; (12.0)^ || (11 Г)А1 —стержни, лежащие в плоско-
сти {111}ai-

В сплавах с отношением между содержаниями цинка и магния
более трех фаза MgZn2 является стабильной, и распад твердого
раствора заканчивается коагуляцией ее частиц. В сплавах с 2 <
< (ZrrMg) < 3 при температурах старения ниже 200 °C обра-
зуются только частицы q-фазы, а при более высоких температу-
рах — смесь частицq и Т фаз. В сплавах с Zn/Mg < 2 стабильной
является фаза Т (Al2Zn3A4g3) [44, 146, 147]. В этих сплавах про-
цесс распада твердого раствора при старении происходит по
схеме: зоны Гинье—ПрестонаТ' -+ Т. Зоны Гинье—Престона
в этих сплавах представляют собой сферические кластеры, обога-
щенные цинком [44].

Промежуточная фаза Т' имеет кубическую решетку с а =
= 1,450 нм и ориентационное соотношение с матрицей:

(100)г (111)А1; [010]г ||[Н2]А1.

Стабильная фаза Т образуется после длительных выдержек
при высоких температурах (>180 °C). Частицы этой фазы имеют
равноосную форму, близкую к кубической, и следующее ориен-
тационное соотношение с матрицей:

(100)г || (112)А1; [001]г [1Т0]а1.

В ряде работ [44, 148] наряду с частицами ц- и Г-фаз обна-
ружены мелкие равноосные выделения неизвестной фазы, назван-
ной фазой X. Эта фаза образуется гомогенно при температурах
выше 115 С, если в сплаве существует высокая концентрация
вакансии. Это возможно либо после быстрой закалки с охлажде-
нием до температуры старения, например, в сплав Вуда, либо
после закалки в холодной воде и немедленного нагрева до тем-
пературы старения. Если перерыв между закалкой и старением
составляет 2 ч, то Х-фаза уже не образуется, а выделяется фаза >)'.

Одновременное существование частиц фаз X и ц' наблюдали
только в узком интервале темпертур старения’ между 115 и 125 'С.
Фаза X является весьма устойчивой, ее наблюдали вместе с Т-
фазой после 120 ч старения при 290 С. Структура и состав Х-фазы
точно не определены. По предварительным данным [148], она
имеет гексагональную решетку с периодами а = 2,67 нм, с =
= 4,90 нм и два ориентационных соотношения с матрицей.

П риграничные зоны, свободные от выделений

Характерной особенностью закаленных и искусственно со-
старенных сплавов системы А1—Zn—Mg является присутствие
вблизи границ зерен и субзерен светлых зон, свободных от вы-
делений, шириной от нескольких сотых до десятых долей микро-
метра.

На рис. 104 показана такая приграничная зона в сплаве
А1 —4,2 % Zn— 1,9 % Mg (закалка в воде, старение 180 С,
3 ч). Ширина зон, свободных от выделений, зависит от многих
факторов. Увеличение суммарного содержания цинка и магния,
добавление меди и серебра, повышение температуры и скорости
закалки, снижение температуры искусственного старения — все
эти факторы уменьшают ширину зон, свободных от выделений.

В первых работах, посвященных изучению природы зон, сво-
бодных от выделений, появление таких зон связывали с локаль-
ным перестариванием участков, прилегающих к границам зерен
и субзерен, т. е., другими словами, с обеднением приграничных
зон атомами цинка и магния за счет образования на границах
выделений цинкмагниевых фаз [149, 150]. Более поздние иссле-
дования, выполненные с использованием электронной микроско-
пии и электронной спектроскопии, показали, что образование
приграничных зон, свободных от выделений, вызывается одно-
временным обеднением этих участков растворенными автомами
цинка и магния и закалочными вакансиями [151—165].

Снижение концентрации вакансий в приграничной зоне до
определенной критической величины вследствие их стекания в гра-
Рис. 104 Приграничная зона, свобод-
ная от выделений. X 15 000. Сплав
А1 — 4,2 % Zn - 1,9 % Mg, закалка
в воде, старение 180 °C. 3 час

ницу во время закалки предотвра-
щает при последующем старении
распад пересыщенного твердого
раствора цинка и магния в алю-
минии. В области пониженной
концентрации вакансий образова-
ние и рост зон Гинье—Престона
происходит медленнее, поэтому по
мере приближения к границе раз-
мер зон Гинье—Престона умень-
шается. Если температура искус-
ственного старения выше критиче-
ской, то зоны Гинье—Престона,
не достигшие определенного кри-
тического размера, растворяются
до начала образования фазы т]' и
не могут быть зародышами для
частиц!]'-фазы. В результате вдоль
границы образуется область пере-
сыщенного твердого раствора, в
которой гомогенного зарождения
не происходит.

Зона, свободная от выделений,
вызванная стоком вакансий, обыч-

но шире, чем зона, вызванная стоком растворенных атомов,
и в большинстве случаев эти зоны существуют одновременно одна
в другой. Таким образом, твердый раствор в свободных от выде-
лений зонах, в участках, непосредственно прилегающих к гра-
нице, обеднен цинком и магнием, а в участках зоны, удаленных
от границы, твердый раствор обогащен цинком и магнием вслед-
ствие предотвращения распада пересыщенного твердого раствора
цинка и магния в алюминии.

Стоками для вакансий во время закалки могут быть не только
границы зерен и субзерен, но и поверхности раздела матрица —
частицы интерметаллидов, содержащих переходные металлы.
В этом случае после искусственного старения вокруг частиц, со-
держащих переходные металлы, могут также возникать зоны,
свободные от выделений. На рис. 105 показаны также зоны для
сплава А1 — 4,5 % Zn — 1,9 % Mg — 0,36 % Мп (закалка с 450 °C
в воде, старение при 180 °C, 3 ч).

На ширину приграничных зон, свободных от выделений, влияет
строение границ зерен и в частности, угол разориентировки [1551.

Кроме научного интереса, изучение зон, свободных от выде-
лений, имеет практическое значение, так как их появление должно
сказываться на эксплуатационных свойствах сплавов. Влияние
приграничных зон, свободных от выделений, на коррозионные
и механические свойства А1—Zn—Mg-сплавов пока не ясно.
Существующие мнения противоречивы Некоторые исследова-
гели считают зоны, свободные от
выделений, вредными из-за ло-
кализации в них пластической де-
формации и дальнейшего разруше-
ния по ним [149, 150]. В то же
время имеется прямо противопо-
ложная точка зрения [164, 165],
согласно которой зоны, свободные
от выделений, считаются полезны-
ми, так как они могут релаксиро-
вать напряжения, концентрирую-
щиеся в местах пересечения полос
скольжения с границами зерен
При этом с увеличением ширины
зон их релаксирующая роль воз-
растает и пластичность А1—Zn—
Alg-сплавов увеличивается при не-
изменных прочностных характе-
ристиках.

Корреляция между шириной
приграничных зон, свободных от
выделений, и склонностью А1—
Zn—Mg-сплавов к коррозии под
напряжением также отсутствует.
Так, увеличение содержания цин-

Рис. 105 Свободные от выделений зо-
ны, окружающие частицы марганцевой
фазы. ХЗО ООО Сплав • А1 — 4,5 %
Zn — 1,9 % Mg — 0,36 % Мп, закалка
с 450 °C в воде, старение 180 °C. 3 часа

ка и магния, повышение температуры закалки и скорости
охлаждения при закалке, снижение температуры искусственного
старения — все это уменьшает ширину зоны и повышает склон-
ность сплавов системы А1—Zn—Mg к коррозионному растрескива-
нию. В то же время добавки серебра и меди, также уменьшающие
ширину зоны, свободной от выделений, повышают сопротивление
коррозии под напряжением сплавов системы А1—Zn—Mg.

В принципе выявить непосредственное влияние приграничных
зон, свободных от выделений, на свойства сплавов очень трудно,
так как с изменением ширины зон изменяются и другие струк-
турные параметры, влияющие на свойства сплавов.

3.	ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ
ПРОМЫШЛЕННЫХ СПЛАВОВ

Промышленные сплавы системы А1—Zn—Mg могут приме-
няться в естественно и искусственно состаренном состояниях.
Особенностью этих сплавов является длительность протекания
процессов упрочняющего естественного старения. Если в сплавах
типа дуралюмин упрочнение при естественном старении заканчи-
вается в течение недели, то в Al— Zn—Mg-сплавах процессы дис-
персионного упрочнения продолжаются в течение многих лет.
Рис. 106. Зависимость механических
свойств листов сплава АЦМ толщиной
10 мм с перекристаллизованной (полиго-
низованной) структурой от длительности
старения после закалки с 450 °C в воде

Так, упрочнение закаленных
листов из сплава АЦМ во время
вылеживания при комнатной
температуре продолжается в
течение 17 лет 1 (рис. 106).
При этом характеристики плас-
тичности снижаются в основном
в течение первых двух лет ста-
рения. После 16 лет старения
пластические характеристики
из сплава АЦМ сохраняются
на достаточно высоком уровне.

Аналогично ведут себя прес-
сованные и катаные полуфабри-
каты из сплавов АЦМУ, 1911,
1915, 1925 после закалки из
печи в воде или на прессе. Так,
холоднокатаные листы толщи-
ной 2 мм из сплава 1911 с пол-

ностью рекристаллизованной
после закалки структурой упрочняются при естественном ста-
рении в течение 15 лет Относительное удлинение при этом
снижается всего лишь с 24,0 до 23,0 %. Для горчекатаных лис-
тов из сплава 1911 с перекристаллизованной после закалки
структурой упрочнение при естественном старении также про-
исходит в течение всего исследованного периода (10 лет). От-
носительное удлинение при этом снижается с 16 до 12 % и с 19до
17 % —для листов со смешанной структурой. Основное сниже-
ние удлинения происходит в течение первых месяцев вылеживания.

Прессованные полуфабрикаты из сплавов 1915 и 1925 в пре-
обладающем большинстве случаев закаливают на прессе, охлаж-
дая их с температуры прессования на спокойном воздухе, и затем
упрочняют путем естественного старения. Исследования показы-
вают, что в течение 10 лет после закалки на прессе происходит
непрерывное упрочнение профилей и труб из сплавов 1915 и 1925.
После 10 лет естественного старения временное сопротивление
прессованных полуфабрикатов из сплавов 1915 и 1925 составляет
410—460 и 450—500 МПа, соответственно, предел текучести —
270—330 и 310—370 Л1Па, соответственно. Относительное удли-

нение снижается в течение первых месяцев или лет естественного
старения, стабилизируясь в дальнейшем, и остается постоянным.
После 10 лет естественного старения относительное удлинение
прессованных полуфабрикатов из сплавов 1915 и 1925 составляет
12—16 %.

Экстраполяция механических свойств полуфабрикатов из спла-
вов АЦМ, АЦМУ, 1911, 1915, 1925 и к 100 годам естественного

1 Более длительные выдержки пока не исследовались.
Рис. 107. Зависимость механических
свойств листов из сплава 1911 тол-
щиной 2 мм с рекристаллизованной
структурой от длительности искус-
ственного старения при разных тем-
пературах (цифры у кривых — тем-
пература искусственного старения)

, приведенные на рис. 107,

старения показывает, что после
первых 10 лет естественного ста-
рения в течение последующих 90
лет временное сопротивление и
предел текучести увеличатся на
20—40 МПа при неизменном от-
носительном удлинении и ударной
вязкости.

Таким образом, упрочнение
при естественном старении про-
мышленных сплавов системы А1 —
Zn—Mg происходит в течение 17
лет (более длительные сроки пока
не исследованы). Пластические ха-
рактеристики снижаются при этом
в течение первых нескольких ме-
сяцев (до 2 лет) вылеживания и за-
тем стабилизируются. После дли-
тельного естественного старения
полуфабрикаты из промышленных
сплавов АЦМ, АЦМУ, 1911, 1915,
1925 обладают большим запасом
пластичности и высокой вязкостью
разрушения.

Общее представление о ки-
нетике искусственного старения
А1—Zn—Mg-сплавов дают кривые

где показано изменение механических свойств листов из сплава
1911 с рекристаллизованной после закалки структурой во время
старения в интервале температур 100—200 °C. Закалку прово-
дили с 450 °C в воде, время перерыва между закалкой и старением
не превышало 10 мин.

Максимальные прочностные характеристики достигаются при
температуре старения 100 С. С повышением температуры старе-
ния уровень максимальных прочностных свойств снижается,
а время их достижения уменьшается. Наиболее резкое снижение
прочностных свойств при повышении температуры старения на-
блюдается при переходе через критическую температуру, которая
составляет для сплава 1911 130—135 гС.

Снижение прочностных свойств А1—Zn—Mg-сплавов при по-
вышении температуры искусственного старения связано, как
показывают результаты электронно-микроскопических исследо-
ваний, с уменьшением плотности распределения упрочняющих
частиц цинкмагниевых фаз, выделяющихся из твердого раствора.
При переходе через критическую температуру изменение дисперс-
ности упрочняющих частиц особенно велико.
4.	ВЛИЯНИЕ РАЗЛИЧНЫХ ФАКТОРОВ
НА КИНЕТИКУ СТАРЕНИЯ

ДОБАВКИ ПЕРЕХОДНЫХ МЕТАЛЛОВ, МЕДИ, СЕРЕБРА,
ЛИТИЯ, КРЕМНИЯ И ЖЕЛЕЗА

Переходные металлы — марганец, хром, цирконий могут при-
сутствовать в алюминиевых сплавах в различной форме: в виде
крупных интерметаллидов кристаллизационного происхождения,
в твердом алюминиевом растворе и в виде дисперсных вторичных
интерметаллидов, выделившихся из твердого раствора. В первом
случае влияние этих добавок на кинетику старения мало. Пере-
ходные металлы, находящиеся в твердом растворе и в виде дисперс-
ных интерметаллидов, могут оказывать некоторое влияние на
кинетику старения.

Форма присутствия переходных металлов в сплаве опреде-
ляется технологией получения сплава, а в частности, скоростью
охлаждения при кристаллизации расплава и температурно-де-
формационными параметрами ^последующей обработки сплава.
В исследованиях, проведенных разными авторами, не всегда
учитывали технологию получения исследуемого материала [166 —
176]. Разнообразие технологии (способов литья, режимов гомо-
генизации, температурно-деформационных параметров и способов
обработки давлением, режимов закалки) обусловило разнообра-
зие, а иногда и противоречие полученных результатов.

Имеющиеся данные о роли переходных металлов в основном
сводятся к следующему. Добавки переходных металлов не изме-
няют последовательности и числа стадий распада твердого рас-
твора цинка и магния в алюминии, тормозят зонное старение, но
ускоряют фазовое. Иногда действие добавок переходных металлов
на кинетику старения не выявляется.

Приграничная зона, свободная от выделений, под действием
добавок переходных металлов, находящихся в твердом растворе,
сужается [60, 177].

Механизм влияния добавок переходных металлов, находя-
щихся в твердом растворе, можно объяснить следующим образом.
В случае зонной стадии старения переходные металлы могут сни-
жать скорость диффузии цинка и магния в алюминии за счет уси-
ления межатомных связей или частичного связывания закалочных
вакансий в неподвижные комплексы «вакансия — атом переход-
ного металла». Но, находясь в твердом растворе, переходные
металлы снижают равновесную растворимость цинка и магния
в алюминии и увеличивают пересыщенность твердого раствора
цинком и магнием, способствуя тем самым его скорейшему рас-
паду. Этот фактор, по-видимому, в большей мере проявляется
при повышенных температурах в фазовой стадии старения.

Присутствуя в сплаве в виде дисперсных интерметаллидов, вы-
делившихся из твердого раствора, переходные металлы также
156
Рис. 108 Электронно-микроскопический
снимок сплава А1 — 4,2 % Zn — 1,9 %
Mg — 0,9 % Мп. иллюстрирующий пре-
имущественное зарождение цннкмагнн-
евой фазы на поверхности марганцевого
интерметаллида. X 70 000:

/ — марганцовый интерметаллид; 2 —
цннкмагниевая фаза

полигонизованную или смешан-

оказывают двоякое влияние на
распад твердого раствора. По-
верхность раздела матрица—
интерметаллид является стоком
для вакансий во время закалки
и уменьшает концентрацию за-
калочных вакансий. В то же
время поверхность раздела слу-
жит местом облегченного зарож-
дения цинкмагниевой фазы. На
рис. 108 дан электронно-микро-
скопический снимок сплава
А1 — 4,2 % Zn—1,9 % Mg —
0,9 % Мп (закалка' с 450 °C в
воде и старение при 180 °C 5 ч).

Действие первого фактора,
тормозящего распад раствора,
по механизму гомогенного за-
рождения больше сказывается
на зонной стадии старения, а
действие второго фактора, уско-
ряющего распад раствора путем
интенсификации гетерогенного
зарождения, на фазовой стадии.

Кроме того, добавки пере-
ходных металлов, особенно на-
ходящиеся в виде дисперсных
интерметаллидов, могут значи-
тельно изменить структуру
сплавов (см. гл. V): измельчить
зерно, сохранить после закалки

ную структуру и тем самым ускорить распад раствора цинка и
магния в алюминии.

Небольшие добавки меди [178—1811 не меняют фазового
состава А1—Zn—Mg-сплавов, а также последовательности и числа
стадий распада раствора. Плотность зон Гинье—Престона при
этом увеличивается, а температура их растворимости существенно
повышается. Начало второй стадии распада — образование
фазы 1]' задерживается, т. е. добавки меди стабилизируют зонную
стадию старения. С появлением фазы »]' ее рост под действием
меди ускоряется, а зоны Гинье—Престона быстро исчезают. Сле-
довательно, добавка меди к сплавам системы А1—Zn—Mg задер-
живает начало фазового старения, но увеличивает скорость его
протекания; добавка меди диспергирует частицы фазы т] (MgZn2).
Способность сплавов к упрочнению при старении повышается;
приграничная зона, свободная от выделений, сужается.

Добавка серебра в количестве нескольких десятых долей про-
цента оказывает сильное влияние на кинетику старения сплавов
системы Al—Zn—Mg [37, 57, 182—185]. Добавка серебра входит
в твердый раствор, и фазовый состав сплавов не изменяется.
Последовательность и число стадий распада раствора также
остается неизменным. Серебро облегчает гомогенное зарождение
новой фазы, способствует повышению дисперсности продуктов
распада раствора, а также более равномерному их распределению
по объему зерен и субзерен. Приграничные зоны, свободные от
выделений, сужаются. Прочностные характеристики сплавов по-
вышаются, склонность к перестариванию (укрупнению упрочня-
ющих фаз) снижается, уменьшая разупрочнение сплавов при по-
вышении температуры или увеличении длительности старения.
Модифицирующее действие серебра объясняется образованием
после закалки устойчивых комплексов «атом магния—атом се-
ребра—вакансия», облегчающих зарождение упрочняющих вы-
делений.

Добавки лития к сплавам системы А1—Zn—Mg изменяют их
фазовый состав, тормозят процессы зонного и фазового старения
1186, 187]. Склонность А1—Zn—Mg-сплавов к перестариванию
при повышении температуры или увеличении длительности ста-
рения уменьшается, приграничная зона, свободная от выделений,
расширяется. Добавка лития снижает эффект высокотемператур-
ного старения, если оно проводится сразу после закалки, и повы-
шает его, если высокотемпературному старению предшествует
низкотемпературное.

Примеси железа и кремния оказывают определенное влияние
на кинетику изменения механических свойств сплавов системы
А1—Zn—Mg .во время старения. Наиболее подробно действие
примесей железа и кремния выявлено на сплаве 1925, допуска-
ющем содержание данных примесей до 0,7 % . С увеличением
содержания кремния снижаются прочностные свойства в свеже-
закаленном состоянии и значительно уменьшается эффект есте-
ственного старения сплава 1925 (рис. 109).

С увеличением содержания железа немного повышается уро-
вень прочностных свойств, но не изменяется кинетика естествен-
ного старения. При одновременном изменении содержания же-
леза и кремния кинетика старения определяется содержанием
кремния, с увеличением которого эффект упрочнения умень-
шается .

Аналогичное по характеру влияние оказывают кремний и
железо на кинетику изменения механических свойств во время
старения .при 100 С. Прирост прочностных свойств, происходя-
щий при старении, не зависит от содержания железа и значи-
тельно уменьшается с увеличением содержания кремния. При
температуре старения 1*80 ~С увеличение содержания кремния
до 0,45 % снижает уровень прочностных характеристик, а при
дальнейшем увеличении содержания кремния прочностные ха-
рактеристики снова повышаются (рис. ПО). Повышение содержа-
ния железа также снижает общий уровень прочностных свойств,
158
О 5 ч 1сут 5сут 1месЗмес 1год
Длительность старения '

Рис. 109. Кинетика изменения механиче-
ских свойств сплава 1925 с 0,05 % Fe и
разным содержанием кремния во время
вылеживания при комнатной темпера-
туре, %:

/—0,03; 2 — 0,11; 3—0,28; 4—0,43;

5 — 0,67. Номера кривых соответствуют
номерам сплавов в табл. 24

Рис. 110 Кинетика изменения механи-
ческих свойств сплава 1925 с разным со-
держанием кремния после закалки во вре-
мя старения при 180 °C. Обозначения те
же, что на рис. 109

Длительность старения

но в меньшей степени, чем кремний. Совместное присутствиз
железа и кремния приводит к значительному снижению проч-
ностных свойств, достигаемых во время старения при 180 ’С.

При добавлении в сплав системы А1—Zn—Mg кремния обра-
зуются грубые частицы фазы Mg,Si размером в несколько микро-
метров, количество которых с увеличением содержания кремния
возрастает, а концентрация магния в твердом растворе умень-
шается. Последнее приводит к снижению эффекта старения за
счет уменьшения плотности упрочняющих частиц, выделяющихся
при последующем старении.

Увеличение содержания железа в А1—Zn—Mg-сплаве диспер-
гирует вторичные частицы фазы А1—Мп—Fe (см. рис. 15, 49).
В свежезакаленном состоянии и после старения при темпера-
турах ниже критической это повышает прочностные свойства
сплавов. Увеличение дисперсности частиц фазы А1—Мп—Fe
приводит также к увеличению удельной площади поверхности
частиц, являющихся при температурах старения выше критиче-
ской местом облегченного зарождения частиц цинкмагниевых
фаз. В результате плотность частиц упрочняющей цинкмагние-
вой фазы в объеме матрицы снижается и прочностные показатели
уменьшаются.

СТРУКТУРНЫЙ ФАКТОР

Сохранение после закалки в полуфабрикатах из алюминиевых
сплавов перекристаллизованной (полигонизованной) структуры
оказывает сильное влияние на кинетику старения. Хорошо раз-
витая субзеренная структура, характерная для полигонизоваиных
материалов, выполняет в процессе старения две функции: а) гра-
ницы субзерен являются местами облегченного зарождения вы-
делений частиц новой фазы из твердого раствора и способствуют
быстрому росту этих выделений за счет облегчения диффузии эле-
ментов по субграницам; б) границы субзерен во время охлажде-
ния с температуры закалки являются стоками для вакансий,
уменьшая их концентрацию в приграничных зонах. Уменьше-
ние концентрации вакансий затрудняет процессы зарождения
и роста частиц новой фазы.

Такая двойственная роль субграниц в процессах старения,
а также отсутствие единого критерия оценки скорости старения
послужили причиной возникновения двух, прямо противополож-
ных точек зрения [121, 188—194]. По мнению одних исследова-
телей, наличие субзеренной структуры тормозит процесс распада
раствора, а по мнению других — ускоряет. Результаты исследова-
ний кинетики старения листов из сплава All, VI с рекристаллизо-
ванной и перекристаллизованной (полигонизованной) структу-
рами однозначно свидетельствуют об ускоряющем действии суб-
зеренной структуры на распад пересыщенного твердого раствора
цинка и магния в алюминии (рис. 111).

Листы с полигонизованной структурой были получены путем
горячей прокатки слитков до толщины 3 мм. После закалки с тем-
пературы 450 °C листы не имели признаков рекристаллизации
и характеризовались хорошо развитой субзеренной структурой.
Листы с полностью рекристаллизованной после закалки струк-
турой были получены путем холодной прокатки с 10 до 3 мм.
Анализ полученных результатов исследований позволяет сделать
следующие выводы.

1.	При всех исследованных температурах искусственного ста-
рения изменение механических свойств, периода решетки твердого
раствора, линейных размеров и электропроводности листов с по-
лигонизованной структур:й происходит более интенсивно, чем
листов с рекристаллизованной структурой. Следовательно, ско-
рость распада раствора, характеризуемая у меньшением кон-
центрации цинка и магния в алюминии во время старения, в ли-
Рис. Ill Графики измене-
ния механических свойств,
периода решетки а , нм, и от -
носительиых линейных раз-
меров листов сплава АЦМ
толщиной 3 мм с рекрис-
таллизованной {2} и перек-
ристаллизованной (/) струк-
турами во время старения
при комнатной температуре
(и), 100 (6) и 180 °C (в)

стах с полигонизованной структурой выше, чем в листах с рекри-
сталлизованной структурой.

2.	При температурах старения ниже критической (для сплава
АЦМ она составляет около 130—135 °C) листы с полигонизован-
ной структурой имеют более высокие прочностные свойства и
больший эффект старения, чем листы с рекристаллизованной
структурой, а при температурах выше критической — наобо-
рот.

При температурах ниже критической старение начинается
с образования зон Гинье—Престона, а при температурах выше
критической сразу выделяются частицы промежуточных фаз.

6 Елагин В. И. н др.

161
Если образование зон Гинье—Престона происходит легко
во всем объеме матрицы, то зарождение фазы »] затруднено и
происходит прежде всего в местах облегченного зарождения,
т. е. на границах зерен, субзерен, поверхности интерметал-
лидов.

Электронно-микроскопические исследования листов с рекристал-
лизованной и перекристаллизованной структурой после старения
при температурах ниже критической показывают наличие
дисперсных, равномерно распределенных по всему объему ма-
трицы частиц высокой плотности. В листах с перекристаллизо-
ванной структурой дисперсные частицы располагаются также по
многочисленным границам субзерен. Это объясняет повышенный
эффект упрочнения листов с перекристаллизованной структурой
при температурах старения ниже критической.

Во время старения при температурах выше критической в ли-
стах с нерекристаллизованной структурой выделения фазы прежде
всего возникают на многочисленных субграницах и растут с по-
вышенной скоростью за счет ускоренной диффузии цинка и ма-
гния по субграницам. В результате после старения значительная
часть выделений цинкмагниевой фазы располагается по субгра-
ницам, а число упрочняющих выделений в объеме субзерен ока-
зывается уменьшенным (рис. 112). Эффект дисперсионного упроч-
нения снижается и прочность полигонизованных листов стано-
вится меньше прочности рекристаллизованных.

Рис 112. Структура рекристаллизованных
из сплава АЦМ после закалки и

(а) и перекристаллизованных листов (б)
старения (180 °C, 5 ч). X 35 000
5. ВЛИЯНИЕ ПРЕДВАРИТЕЛЬНОГО
НИЗКОТЕМПЕРАТУРНОГО СТАРЕНИЯ

НА ПОСЛЕДУЮЩЕЕ
ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЕ СТАРЕНИЕ

Перерыв между закалкой и искусственным старением оказы-
вает существенное влияние на прочностные показатели А1—
Zn—Mg-сплавов [22, 121, 154, 188, 195, 196]. С увеличением
длительности перерыва дисперсность частиц упрочняющей фазы
возрастает и прочностные свойства искусственно состаренных
сплавов улучшаются. Это объясняется следующим образом.

Во время перерыва между закалкой и искусственным старе-
нием происходит процесс естественного старения с образованием
большого числа зон Гинье—Престона. Во время нагрева и вы-
держки при последующем искусственном старении часть зон
Гинье—Престона растворяется, а часть наиболее крупных и обо-
гащенных цинком и магнием зон становится зародышами упроч-
няющей фазы ц'. В результате дисперсность фазы т]' резко воз-
растает, обусловливая улучшение прочностных свойств. Чем
длительнее перерыв между закалкой и искусственным старением,
тем большая часть зон Гинье—Престона становится способной
стать зародышами упрочняющей фазы г]' и тем сильнее повы-
шается дисперсность частиц фазы т]'.

Влияние перерыва между закалкой и искусственным старе-
нием распространяется на широкую температурную область ста-
рения — от температуры сольвуса зон Гинье—Престона до тем-
пературы сольвуса равновесной фазы (рис. 113). При повышении
температуры старения максимальные прочностные свойства как
листов, состаренных после закалки, так и после длительного пред-
варительного естественного старения, ухудшаются. Уровень проч-
ностных свойств листов, состаренных после длительного есте-
ственного старения, выше, чем листов, состаренных сразу после
закалки. При температурах старения 100—130 °C перерыв между

Рис. 113. Зависимость ма-
ксимальных механических
свойств листов из сплава
АЦМ от температуры ста-
рения:

/и/' — искусственное ста-
рение сразу после закалкн;

2 и 2' — искусственному
старению предшествовало
длительное естественное
старение; I н 2 —	1*

н 2' — ов
закалкой и старением маю влияет на уровень прочностных
свойств и дисперсность частиц упрочняющей фазы г]', так как
в указанном интервале температур старение начинается с обра-
зования зон Гинье—Престона, которые на более поздних стадиях
старения играют роль зародышей фазы if.

Во время старения свежезакаленного и предварительно есте-
ственно состаренного сплава имеющаяся в начале старения боль-
шая разница в количестве зон Гинье—Престона постепенно исче-
зает в результате высокой скорости образования этих зон в све-
жезакаленном и частичного растворения уже имеющихся зон
в естественно состаренном сплаве. Поэтому к моменту дости-
жения максимальной прочности разница в дисперсности частиц
упрочняющих выделений и прочности частично выравнивается.

Начиная с ~130'С (температура сольвуса зон Гинье—Пре-
стона для сплава АЦМ), роль предварительного естественного
старения возрастает. Разница в прочностных свойствах листов,
состаренных сразу после закалки, и предварительно естественно
состаренных, увеличивается, становится максимальной при тем-
пературе старения 180 °C и затем уменьшается до нуля при 340 °C
(температура сольвуса равновесных цинкмагниевых фаз для
сплава АЦМ). При температуре старения 180 °C разность между
временными сопротивлениями листов, состаренных сразу после
закалки, и листов, предварительно подвергнутых длительному
естественному старению, составляет 70 МПа, а между пределами
текучести — 130 МПа.

На чувствительность прочностных свойств сплавов системы
А1—Zn—Mg к перерыву между закалкой и старением большое
влияние оказывает химический состав и структура сплавов.

ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ

Изменение суммарного содержания цинка и магния, а также
изменение соотношения между концентрациями цинка и магния
оказывают сильное влияние на чувствитетьность прочностных
свойств сплавов системы А1—Zn—Alg к перерыву между закал-
кой и старением [22, 121 ]. С увеличением суммарного содержания
цинка и магния снижается чувствительность прочностных свойств
к этому перерыву, что объясняется ростом пересыщенности твер-
дого раствора и соответствующим облегчением гомогенного за-
рождения упрочняющей цинкмагниевой фазы. Повышение соот-
ношения между содержания ли цинка и магния облегчает зарожде-
ние упрочняющей цинкмагниевой фазы, и с уве шченнем Zn/Mg
дисперсность частиц упрочняющей фазы повышается. Благодаря
этому с ростом отношения цинка к магнию при их постоянной
сумме чувствительность прочностных свойств к перерыву между
закалкой и старением уменьшается.

Так, при суммарном содержании цинка и магния 6 % сплавы
с Zn/Mg 1 вообще не обладают способностью к упрочнению
Рис. 114. Зависимость прочностных
свойств листов из сплава 19.11 без до-
бавки серебра (/) и с 0,4? % Ад (2),
искусственно состаренных по режи-
му 180 °C, 5 ч. от длительности пере-
рыва между закалкой и старением

2ч 5ч Icym Wcym Змее т

Рис. 115 Зависимость прочностных
свойств листов из сплавов системы
А1 — Zn — ,Mg, искусственно состарен-
ных по режиму 180 °C, 5 ч, от длительности
перерыва между закаткой и старением:

при искусственном старении,
если искусственное старение про
водят сразу после закалки. Уве-
личение Zn/Mg с 1 до 1,5 вы-
зывает резкое уменьшение чув-

1 — Л1 - 4.3 % Zn — 2.0 % Mg - 0,36 %
Мп —	0,17	%	Си:	2	- А1 — 4.5	%	Zn	—

2.0 %	Mg	—	0,36	%	Мп — 0,18	%	Zr	—

0,16 % Си: 3 — Al - 4.5 % Zn — 2,0 %
Mg —	0,38	%	Мп	4	— Al — 4,5	%	Zn	—

2.0 %	Mg	-	0.34	%	Mn - 0,14	%	Cr	-

0.18 % Си: .5 — Al — 4.5 % Zn — 2,0 %
Mg —0.36 % Mn —0,18 % Zr- 6 -? Al—4.5 %
Zn - 2,0 % Mg - 0,34 % Mn - 0,13 %

Cr

ствительности прочностных

свойств к перерыву между закалкой и старением, а при Zn/Mg >
>1,5 свойства становятся нечувствительными к этому переры-
ву [22].

При добавке серебра к сплавам системы А1—Zn—Mg резко
уменьшается чувствительность их прочностных свойств к пере-
рыву между закалкой и старением и повышается уровень проч-
ностных характеристик (рис. 114). Такое действие серебра объяс-
няется его способностью облегчать гомогенное зарождение упроч-
няющей цинкмагнпевой фазы. Если в сплаве без добавки серебра
при старении сразу после закалки выделяется упрочняющая фаза
в грубом видена дислокациях, субграпицах, частицах интерчетат-
лидов, обусловливая получе ше низких прочностных характери-
стик, ю в сплаве с добавкой серебра упрочняющая фаза образу-
ется в дисперсном виде с высокой птотпостью, обеспечивавая высо-
кие прочностные характеристики. С увеличением длительности
перерыва между закалкой и старением дисперсность упрочняющих
выделений в сплаве без серебра резко возрастает, а в сплаве с до-
бавкой серебра изменяется незначительно.
Рис. 116. Зависимость прочностных
свойств листов из сплава А1 — 5,0 %
Zn — 1,8 % Mg без добавки лития (/),
с 0.52 % Li (2), с 0,72 % Li (3), искус-
ственно состаренных по режиму
180 °C, 5 ч. от длительности перерыва
между закалкой и искусственным ста-
рением

Малая добавка меди (0,16 —
0,18 %) к сплавам системы А1 —
Zn—Mg, как и серебро, уменьшает
чувствительность их прочностных
свойств к перерыву между закалкой
и старением, а также повышает об-
щий уровень прочностных свойств
(рис. 115). Чувствительность проч-
ностных свойств к перерыву меж-
ду закалкой и искусственным ста-
рением под действием меди j иень-
шается вследствие ул} чшения
прочностных свойств искусственно
состаренных сплавов сразу после
закалки. Механизм действия малой
добавки меди аналогичен механиз-
му действия серебра и заключается
в облегчении гомогенного зарож-
дения выделений упрочняющей
фазы.

Добавки лития к сплавам сис-
темы А1—Zn—Mg увеличивают
чувствительность их прочностных
свойств к перерыву между закал-
кой и старением [187]. Так, проч-
ностные свойства листов тройного

сплава AI — 5,0 % Zn — 1,8 % Mg без добавки лития нечув-
ствительны к перерыву между закалкой и искусственным старением
по режиму 180 °C, 5 ч (рис. 116). Добавка к этому сплаву 0,5 %
Li и повышение его содержания до 0,7 % увеличивает чув-
ствительность прочностных свойств к перерыву между закалкой
и искусственным старением, что обусловливается получающимся
более низким уровнем прочностных свойств при малом перерыве
между закалкой и искусственным старением и более высоким —

при длительном перерыве.

Исследование структуры листов сплава без добавки лития
и с 0,7 % Li показало, что в тройном сплаве размер и плотность
распределения частиц упрочняющей цинкмагниевой фазы, нахо-
дящихся в объеме субзерен, практически не зависят от дли-
тельности перерыва между закалкой и искусственным старением
(рис. 117, а, б). Средний размер частиц 100 нм Приграничная
зона, свободная от выделений цинкмагниевой фазы, сужается
с 0,9 до 0,2 мкм при увеличении длительности перерыва.

Структура листов из сплава с добавкой 0,7 % Li имееет более
грубые частицы упрочняющей фазы (около 500 нм) с меньшей
плотностью распределения (рис. 117, в, г). В случае старения
сразу после закалки ширина приграничной зоны, свободной от
выделений, составляет 1,8 мкм. Увеличение длительности пере-
Рис. 117. Структура листов из сплава А1 — 5,0 % Zn — 1.8 % Mg без добавки лития
{а, б) и с добавкой 0./2 % Li (в, е) после закатки и старения по режиму 180 СС, 5 ч.

X26 000-

а, в - старение сразу после закалки; б, г — между закалкой и старением перерыв 2 мес.

рыва практически не влияет на размер и плотность распределе*
ния частиц упрочняющих фаз, расположенных в объеме субзерен,
но уменьшает ширину приграничной зоны с 1,8 до 0,2 мкм. Рост
прочностных характеристик А1—Zn—Mg-сплавов при увеличе-
нии длительности перерыва между закалкой и искусственным
старением обычно связывается с повышением дисперсности ча-
стиц упрочняющих фаз и плотности распределения.

Для сплавов системы А1—Zn—-Mg с добавкой лития такое
объяснение неприемлемо, так как дисперсность и плотность рас-
пределения частиц упрочняющей фазы при увеличении длитель-
ности перерыва не изменяется, хотя предел текучести повышается
на 130 МПа, а временное сопротивление — на 80 МПа. Повыше-
ние прочностных свойств в этом случае может быть связано с изме-
нением свойств матрицы или с уменьшением ширины зоны, сво-
бодной от выделений.

Добавки переходных металлов, находящиеся в твердом рас-
творе, слабо влияют на чувствительность прочностных свойств
Al—Zn—Mg-сплавов к перерыв; между закалкой и искусствен-
ным старением, в то время как переходные металлы, находящиеся
в форме дисперсных интерметаллидов, могут резко повысить чув-
ствительность свойств к этому перерыву (рис. 118). Прочностные
свойства листов тройного сплава А1 — 4,2 % Zn — 1,9 °о Mg
мало чувствительны к перерыву между закалкой и искусственным
старением. Добавка к тройному сплаву 0,20 % Мп повышает его
прочностные свойства, не изменяя чувствительности к перерыву
между закалкой и искусственным старением. Увеличение содер-

~^0,20  Без добавок  X  а  iiii	zso  zoo 'z/ /,^,-.-1^—• a	Без добавок  720^	ff  1	'	 I	I
1Ог 10} IO* 105мь  ।	Il	ill	W 10’	10г	10s	10* 105MUH  	1	□— 	JJ	1	L_J
жания марганца с 0,20 до 0,93 % повышает чувствительность
прочностных свойств к этому перерыву; уровень прочностных
свойств при перерыве малой длительности снижается и повышается
при длительном перерыве.

Аналогичное влияние на чувствительность прочностных свойств
сплава А1 — 4,2 % Zn — 1,9 °6 Mg к перерыву между закалкой
н искусственным старением оказывает увеличение содержания
хрома. При увеличении содержания хрома чувствительность
прочностных свойств к перерыву между закалкой и старением
сначала не изменяется, а затем возрастает. При повышении со-
держания циркония уровень прочностных свойств возрастает, а их
чувствительность к перерыву увеличивается слабо.

Электронно микроскопический анализ показал, что малые
добавки марганца, хрома и добавки циркония, которые слабо
увеличивают чувствительность прочностных свойств Д1—Zn—
Mg-сплавов, находятся в твердом растворе. При повышении со-
держания марганца и хрома появляются вторичные интерметал-
лиды, содержащие марганец и хром, которые обусловливают повы-
шение чувствитетьности прочностных свойств к перерыву между
закалкой и искусственным старением. Это происходит следующим
образом

При старении сразу после закалки частицы цинкмагниевой
фазы прежде всего образу ются гетерогенно на поверхности интер-
металлидов, содержащих переходные металлы, а плотность ча-
стиц цинкмагниевой фазы в объеме матрицы оказывается намного
меньшей, чем в тройном сплаве (рис. 119), обусловливая его низ-
кие прочностные характеристики. При искусственном старении
после предварительного естественного старения зарождение ча-
стиц упрочняющей цинкмагниевой фазы происходит гомогенно
из многочисленных зон Гинье—Престона, образовавшиеся при
естественном старении. В результате дисперсность частит! упроч-
няющей фазы резко возрастает, вызывая рост прочностных ха-
рактеристик.

При сравнении эффективности затравочного действия марган-
цевого, хромового и циркониевого интерметаллидов на цинк-
магниевую фазу при 180 °C они распотагаются в следующем
порядке: хромовый, марганцевый, циркониевый. На границах
циркониевого интерметаллида при 180 °C зарождение цннкма-
гниевой фазы наблюдается редко.

Усиление чувствительности прочностных свойств к перерыву
между закаткой и искусственным старением под действием до-
бавок переходных металлов наблюдается не только в тройных,
но и в более сложных ставах системы Al —Zn—’Vig. Добавка
к сплавам систем А1—Zn—Alg—Мп и Al—Zn—Мп—Си циркония
и в особенности хрома, образующих дисперсные интермегаллиды,
усиливает чувствительность прочностных свойств этих сплавов
к перерыву между закалкой и искусственным старением
(см. рис. 115).
Рис. 119. Структура листов из сплава А1 — 4,2 % Zn — 1,9 % Mg (а. б) и Al — 4,2 %
Zn — 1,9 % Mg — 0,93 % Mr (в, а) после закалки и старения по режиму 180 °C, 4 ч.

X 56 000:

а, в — старение сразу после закалки; б, г — старение после двухмесячного вылеживания

Совместные добавки в сплавы системы А1—Zn —Mg переходных
металлов резко усиливает чувствительность их прочностных
свойств к перерыву между закалкой и искусственным старением.
Механизм действия совместных добавок марганца, хрома и цир-
кония, находящихся в виде вторичных интерметаллидов, анало-
гичен действию переходных металлов, вводимых раздельно.

структурный фактор

Сохранение полигонизованной структуры после закалки в спла-
вах системы А1—Zn—Mg усиливает их чувствительность к пере-
рыву между закалкой и искусственным старением (рис. 120).
Увеличение длительности перерыва приводит к росту прочностных
свойств искусственно состаренных листов как с рекристаллизо-
ванной, так и с перекристаллизованной структурой. Для листов
из сплава АЦ\1 с рекристаллизованной структурой повышение
временного сопротивления и предела текучести происходит в те-
чение первых 5—8 суток пере-
рыва и составляет 70 и ПОМПа
соответственно. Улучшение
прочностных свойств листов с
полигонизованнойJ структурой §
наблюдается в течение иссле-
дованных 6 мес перерыва и со- §
ставляет 130МПадля временно-
го сопротивления и 170 МПа —
для предела текучести.

При перерыве малой дли-
тельности листы с полигонизо-
ванной структурой имеют более
низкий уровень прочностных
свойств, что объясняется малой
плотностью выделившихся час-
тиц упрочняющей цинкмагние-
вой фазы в объеме матрицы, чем
в рекристаллизованных листах.
В случае длительного перерыва
дисперсность частиц упрочняю-
щей фазы выравнивается. В ре-
зультате прочностные характе-

Рис. 120. Зависимость прочностных
свойств искусственно состаренных по

режиму 180 °C, 3 ч листов из сплава АЦМ
с рекристаллизованной (/) и перекри-
сталлизованной (2) структурой от дли-
тельности перерыва между закалкой и
нсчусствеииым старением

ристики листов с полигонизо-
ванной структурой становятся
выше соответствующих свойств
рекристаллизованных листов,

что вызывается дополнительным упрочняющим действием собствен-
но полигонизованной (субзеренной) структуры и дисперсных час-
тиц, выделившихся по сетке субзеренных границ.

Основываясь на приведенных выше фактических данных,
характеризующих влияние различных факторов на чувствитель-
ность прочностных свойств искусственно состаренных А1—Zn—
Mg-сплавов к перерыву между закалкой и искусственным старе-
нием, можно сделать следующее обобщение. Все факторы, облег-
чающие гомогенное зарождение частиц упрочняющей цинкмагние-
вой фазы и повышающие их дисперсность (увеличение суммарного

содержания цинка и магния, увеличение соотношения между
содержаниями цинка и магния, введение добавок серебра и меди),
будут уменьшать эффективность зародышевого действия зон
Гинье—Престона, образовавшихся во время перерыва между
закалкой и искусственным старением, и, следовательно, умень-
шать чувствительность прочностных свойств к этому перерыву.

В то же время все факторы, способствующие гетерогенному
зарождению упрочняющей цинкмагниевой фазы (появление дис-
персных частиц, содержащих переходные металлы, и увеличение
удельной площади их поверхности, сохранение после закалки
полигонизованной структуры, увеличение удельной площади
поверхности границ зерен и субзерен), будут усиливать зарожда-
ющий эффект зон Гинье—Престона, возникших во время пред-
варительного естественного старения, и увеличивать чувствитель-
ность прочностных свойств А1—Zn—AIg-сплавов к перерыву
между закалкой и иску сственным старением.

СТУПЕНЧАТЫЙ РЕЖИМ СТАРЕНИЯ

Сплавы системы А1—Zn— .Mg имеют высокие прочностные
характеристики и при использовании сравнительно низких тем-
ператур искусственного старения и длительных выдержек. Однако
применение таких режимов на практике неудобно из-за их дли-
тельности. Повышение температуры старения для сокращения
длительности выдержек приводит к значительному снижению
прочностных характеристик. Во избежание резкого снижения
прочностных характеристик при высокотемпературном старении
можно, как следует из предыдущего параграфа, увеличить дли-
тельность перерыва между закалкой и искусственным старением
Однако это также малоприемлемо, так как значительно увеличи-
вает длительность цикла термической обработки.

Было предложено заменить длительное предварительное есте-
ственное старение более коротким искусственным старением при
пониженных температурах, обеспечивающим такое же дисперги-
рование упрочняющих частиц, как и длительное естественное
старение. Таким образом, сущность ступенчатого старения зактю-
чается в предварительном низкотемпературном искусственном
старении при температуре ниже сольвуса зон Гинье—Престона
и не выходящим из зонной стадии старения с последующим повы-
шением температур старения до величин, превышающих сольвус
зон Гинье—Престона, и в выдержке при этих температурах.

При температурах первой ступени старения происходит интен-
сивное образование многочисленных зон Гинье—Престона, кото-
рые являются зародышами частиц упрочняющих фаз, выделя-
ющихся при температуре второй ступени, и сильно повышают
дисперсность и плотность распределения этих фаз [197—201].
В результате резко возрастают прочностные характеристики спла-
вов при практически неизменном относительном удлинении. Тем-
пература первой ступени обычно лежит в пределах 100—120 °C,
а температура второй ступени 150-—180 СС.

Определенное значение имеет скорость подъема температуры
с первой ступени на вторую. При медленном подъеме температуры
модифицирующий эффект первой ступени усиливается за счет
увеличения доли зон Гинье—Престона, способных стать зароды-
шами упрочняющей фазы if. Поэтому при медленном подъеме
температуры с первой ступени на вторую прочностные характе-
ристики могут быть на 10—30 МПа выше, чем при быстром подъ-
еме. В некоторых случаях для получения максимальных проч-
ностных свойств при минимальной длительности старения целе-
сообразно уменьшить продолжитель-
ность первой ступени старения на не-
сколько часов и увеличить продолжи-
тельность подъема температуры с первой
ступени на вторую.

В настоящее время при необходи-
мости применения промышленных спла-
вов системы А1—Zn—Mg в искусственно
состаренном состоянии используют
только ступенчатые режимы старения
(табл. 28).

Помимо сокращения длительности
старения и сохранения прочностных
характеристик на высоком уровне, ис-
пользование ступенчатых режимов ста-
рения дает следующие преимущества.

Сопротивление А1—Zn—Mg-сплавов
расслаивающей коррозии и коррозии

ТАБЛИЦА 2S.

СТУПЕНЧАТЫЕ РЕЖИМЫ

СТАРЕНИЯ ДЛЯ
НГ КОТОРЫХ

ПРОМы ШЛЕННЫХ

СПЛАВОВ СИСТЕМЫ

А1 —Zn — Mg

Первая

Вторая
ступень

1911	100	20	160	10
	100	20	175	8—10
1915	100	24	150	10
1925	100	20	175	4
1935	100	20	175	4

под напряжением резко возрастает. Сопротивление расслаиваю-
щей коррозии, оцениваемое по десятибалльной шкале, обычно
возрастает на 3—5 баллов по сравнению с естественно состарен-
ным состоянием Так, для сплавов 1915 и 1925 сопротивление
расслаивающей коррозии после закалки и естественного старения
оценивается в среднем 5 -7-м баллом, а после ступенчатого
старения 1—3-м баллом. Сопротивление коррозии под напряже-
нием А1—Zn—Mg-сплавов, состаренных по ступенчатым режимам,

значительно возрастает по сравнению с сопротивлением коррозии

естественно состаренного материала.

Кроме того, ст\ пенчатые режимы старения обеспечивают доста-
точно стабильные во времени механические свойства. Упрочнение
при естественном старении сплавов системы А1—Zn-Mg проте-

ТА БЛИЦА 29. ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ

ЛИСТОВ ИЗ СПЛАВА J911 ВО ВРЕ.МЕНИ
ПОСЛЕ РАЗЛИЧНЫХ I ЕР.МИ ЧЕСКИХ ОБРАБОТОК

Время выле- живания при	Закалка			Закалка 4-старение 90 °C, 100 ч			Закалка-Устарение, 120 °C, 10 ч-уста- рение 1-15 °C, 13 ч		
комнатной температуре	ПВ’	°0.2-	6.	"в-	°0,2'	6,	°В’		0,
	МПа	МПа	%	МПа	МПа	%	МПа	МПа	%
5 CVT	357	243	15,7	442	353	13,2	470	392	12,0
1 г	440	308	13,2	458	365	13,6	473	395	13,1
2 г	448	325	12,6	460	376	13,0	471	395	13,0
4 г	456	341	12,2	471	377	12,3	475	397	12,8
6 лет	461	350	12,0	473	380	11,8	480	। 399	12,7
8 лет	' 465	357	12,3	475	380	12,1	484	394	12,5
10 лет	469	364	1 12,0	477	384	11,9	480	397	12,9
15 лет	, 471	372	1 12,2	| 480	388	12,0	481	1 397	12 6  1
Рис. 121. Зависимость прочностных
свойств профилей из сплава 19?5 У,
состаренных по режиму 180 °C, 3 ч
(/) и по ступенчатому режиму
100 °C, 10 ч + 175 °C, 4 ч (2), от
длительности перерыва между за-
калкой и старением

кает в течение длительного времени
(десятки лет). Искусственное старе-
ние этих сплавов, не выходящее из
зонной стадии, также не обеспечи-
вает получение стабильных меха-
нических свойств. Ступенчатые ре-
жимы старения, в особенности с
высокотемпературной второй сту-
пенью, т. е. с перестариванием, обе-
спечивают стабильные механические
свойства, почти не изменяющиеся
во времени (табл. 29).

Первая ступень в двух- или мно-
гоступенчатых режимах старения за-
меняет перерыв между закалкой и
искусственным старением. Поэтому
прочностные свойства сплавов систе-

мы А1—Zn—Mg, получаемые с применением ступенчатых режи-
мов старения, слабо зависят от длительности перерыва между
закалкой и старением (рис. 121).

Глава VIII.

ТЕРМО МЕХА НИЧ ЕС КАЯ О БРАВО ТКА

Термомеханическая обработка (ТЛЮ) является одним из наибо-
лее перспективных методов достижения высокой конструкцион-
ной прочности сплавов. Сущность термомеханической обработки
заключается в воздействии пластической деформации, создающей
повышенную концентрацию дефектов кристаллической решетки, на
формирование структуры при операциях термической обработки.

Существует несколько разновидностей ТМО, основными из
которых являются высокотемпературная термомеханическая об-
работка (ВТМО), низкотемпературная термомеханическая обра-
ботка (НТМО) и ппедварительная термомехапическая обработка
(ПТМО) [202 ].

Низкотемпературная термомеханическая обработка диспер-
сионно-твердеющих сплавов включает в себя закалку, холодную
или теплую деформацию и старение; деформация проводится
между закалкой и старением или между несколькими ступенями
старения.

Высокотемпературная термомеханическая обработка диспер-
сионно-твердеющих сплавов заключается в закалке с температуры
окончания горячей деформации для фиксации в сплаве перекри-
сталлизованной структуры и пересыщенного твердого раствора.
I.	В ЫСОКОТЕМПЕРА Т УРНА Я
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА

При проведении ВТМО должны выполняться минимум три
условия [203]: 1) получение к концу деформации перекристалли-
зованной структуры; 2) предотвращение возможной рекристалли-
зации после окончания горячей деформации; 3) достижение и фик-
сация необходимой степени пересыщенности твердого раствора.

При горячей деформации повышается плотность дислокаций
и возникает горячий наклеп (состояние горячего наклепа усугуб-
ляется с увеличением скорости или с понижением температуры
деформации), который в процессе самой деформации может частич-
но или полностью сниматься в результате развития динамической
полигонизации и динамической рекристаллизации [2041. В зави-
симости от природы сплава, температуры, степени и схемы дефор-
мации образец в момент окончания деформации может находиться
в наклепанном состоянии, иметь полигонизованную, рекристалли-
зованную или смешанную структуру. Так как алюминий харак-
теризуется высокой энергией дефектов упаковки, то динамическая
полигонизация в нем происходит очень легко. Поэтому для алю-
миниевых сплавов после горячей деформации эффект деформацион-
ного упрочнения (горячий наклеп) незначителен или полностью от-
сутствует, а характерными являются полигонизованная, рекри-
сталлизованная или смешанная структуры.

Присутствие в полуфабрикатах полигонизованной структуры
обусловливает повышенный эффект упрочнения при последующем
зонном или фазовом старении (при определенных режимах старе-
ния) по сравнению с рекристаллизованным состоянием. Природа
повышенного эффекта упрочнения сплавов с полигонизованной
структурой пока полностью не выяснена и предположительно
может быть объяснена взаимным влиянием субзеренной структуры
и распада пересыщенного твердого раствора основных легирующих
элементов в алюминии при старении 12051

С одной стороны присутствие субзеренной структуры обуслов-
ливает изменение характера распада твердого раствора и соответ-
ствующее повышение степени упрочнения; с другой — степень
субзеренного у прочнения сплава изменяется (вероятно, проходит
через максимум) при протекании распада твердого раствора
[205—2071.

Прочностные свойства термически обработанных полуфабри-
катов с полигонизованной структурой выше соответствующих
свойств полуфабрикатов в рекристаллизованном состоянии. Пре-
вышение составляет 20—30% для временного сопротивления и
30—40 % для предела текучести [208].

ТакиУ! образом, применение термомеханической обработки,
позволяющей сохранять в полуфабрикатах полигонизованную
структуру, дает значительный резерв повышения прочностных
свойств термически упрочняемых алюминиевых сплавов.
Рис. 122 Схемы различ-
ных способов В ТАЮ:

/ — гомогенное состояние;
fl — оптимальная техно-
логическая пластичность;

1 — нагрев и	выдержка

под закалку: 2 — обработ-
ка давлением:	3 — под-

стуживание до темпера-
туры деформации: 4 —
охлаждение

Для горячедеформцрованных полуфабрикатов основными пара-
метрами обработки давлением, определяющими уровень накоплен-
ной энергии, а, следовательно, и склонность к рекристаллизации,
как показано в гл. V, являются скорость и температура деформации
[209 ]. Для некоторых алюминиевых сплавов построены диаграммы
структурных состояний, которые дают наглядную информацию о
термической стабильности полигонизованной структуры в зави-
симости от скорости и температуры деформации [209—211].

Если закаленный после горячей деформации сплав имеет ре-
кристаллизованную структуру, то мы имеем дело не с ВТЛЮ,
а с закалкой, проведенной с температуры деформационного на-
грева [202, 203]. В каждый из четырех возможных вариантов
ВТМО обязательно включается нагрев до температуры нормаль-
ной закалки (рис. 122). Обычно этот нагрев предшествует всем по-
следующим операциям обработки и осуществляется от внешнего
источника тепла; исключение составляет лишь один из вариантов
обработки, при котором нагрев осуществляется в ходе деформиро-
вания за счет затраченной на деформацию работы (см последний
вариант), превращающейся в тепло.

Один вид ВТМО отличается от другого в основном разными
условиями проведения высокотемпературной деформации, степень,
скорость и температуру которой необходимо выбирать таким обра-
зом, чтобы исключить процесс динамической рекристаллизации.

ОБРАБОТКА ПРЕССОВАННЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ
{ПРЕССОВАНИЕ С ЗАКАЛКОЙ НА ПРЕССЕ)

Совмещение процессов прессования и закалки нашло широкое
применение при производстве профилей, прутков и труб из спла-
вов на базе системы А1—Zn—Mg (1915, 1925 и 1935) вследствие
Толщина, мм

Рис. 123 Влияние толщины прес-
сованного полуфабриката иа вре-
менное сопротивление в зависи-
мости от условий охлаждения при
закалке — охлаждение иа воз-
духе, — охлаждение в воде:
цифры у кривых — марка сплава)

Рис. 124- Зависимость механических
свойств прессованных профилей из спла-
ва 1915 от толщины полки (закалка на
прессе естественное старение 30 сут)

ряда особенностей этих сплавов. Важное преимущество этих спла-
вов перед многими другими алюминиевы ин сплавами заключается
в высокой устойчивости пересыщенного твердого раствора
(см. гл. VI), которая обусловливает так называемую самозакали-
ваемость этих сплавов, т. е. возможность закалки при охлажде-
нии на воздухе [212, 213].

Действительно, в пол\ фабрикатах из этих сплавов толщиной
до 10—12 мм, нагретых до гомогенного состояния и охлажденных
на воздухе, фиксируется пересыщенный твердый раствор почти
такой же концентрации, как и при охлаждении в воде, а поэтому
уровень механических свойств изделий и после закалки в воде,
и после охлаждения на воздухе практически одинаков (рис. 123).
Кроме того, в сплавах 1915 и 1925 область твердого раствора цинка
и магния в алюминии существует при температурах от 360 до
600 °C, что позволяет проводить закалку с нагревом в широком
диапазоне температур.

Сущность процесса закалки на прессе заключается в том, что
при нагреве слитков перед прессованием и при дальнейшем повы-
шении температуры во время прессования за счет выделения теп-
лоты деформации основные легирующие элементы переходят
в твердый раствор, который в дальнейшем фиксируется в пересы-
щенном состоянии путем охлаждения полуфабриката со скоростью
выше критической. В зависимости от сплава (и толщины полуфаб-
риката) его можно охлаждать на спокойном воздухе, принудитель-
ной подачей воздуха, водовоздушной смесью или водяным душем.
Наиболее высокий уровень прочности при закалке на прессе с
охлаждением на воздухе имеют полуфабрикаты толщиной
6—12 мм (рис. 124). При большей толщине прочностные свой-
ства несколько ухудшаются из-за недостаточной скорости
охлаждения.
Закалка на прессе имеет преимущества перед обычной закал-
кой: во-первых, упрощается технотогпя и, следовательно,
уменьшается стоимость продукции, во-вторых, расширяют-
ся возможности сохранения в полуфабрикатах полигонизо-
ванной структуры, и, следовательно, улучшаются их проч-
ностные свойства и повышается коррозионная стойкость 1214,
2151.

Влиянию основных параметров технологического процесса
прессования с закалкой на прессе сплавов типа 1915 (режима гомо-
генизации, температуры прессования, скорости прессования) по-
священо много работ 1216—219]. Для получения стабильного
структурного эффекта (перекристаллизованной структуры) и пол-
ной закалки на прессе гомогенизированные слитки из сплавов
типа 1915 следует нагревать до 380—420 С; скорость истечения
при этом составляет 0,2—0,5 м с.

При больших степенях и скоростях деформации тонкие сече-
ния профилей и труб (1-2 мм) могут иметь полностью или ча-
стично рекристаллизованную структуру и, следовательно, более
низкие значения прочности (рис. 124). Это связано с увеличением
при таких условиях горячего наклепа и возможностью прохожде-
ния динамической рекристаллизации и метадинамической статиче-
ской происходящей при охлаждении полуфабриката на воздухе.
Этому содействует также и значительное повышение температуры
и увеличение скорости деформации 1104].

Следовательно, увеличение скорости охлаждения после прес-
сования (замена воздушного охлаждения водяным), не влияя на
степень пересыщен пости твердого раствора, может повысить
свойства прессованных полуфабрикатов тонкого сечения за счет
подавления метадинамической рекристаллизации при охлаждении
полуфабрикатов с температуры прессования.

Так как с повышением температуры закалки увеличивается
вероятность пересечения кривой охлаждения с С-кривой начала
распада пересыщенного раствора, а при пересечении расширяется
температурный интервал, в котором происходит распад твердого
раствора, то для повышения устойчивости твердого раствора за-
калку на прессе желательно проводить с температуры, минимально
превышающей температуру перехода из двухфазной области в од-
нофазную.

Следует отметить, что сплавы системы Al Zn—Mg типа 1915
обладают наиболее высокой устойчивостью пересыщенного твер-
дого раствора основных легирующих элементов в алюминии в ус-
ловиях непрерывного охлаждения среди промышленных алюми-
ниевых сплавов других систем. Однако существует реальная пер-
спектива создания алюминиевых сплавов системы А1—Zg—Mg
с еще более высокой устойчивостью твердого раствора (см. рис. 123)
и, следовательно, с еще лучшей способностью к закалке при прес-
совании. Это — увеличение Zn Mg и разработка сплавов типа
1925У и 1935 [214].
Кроме чрезвычайно высокой устойчивости твердого раствора,
данные сплавы обладают пониженной температурой нагрева под
закалку, необходимой для перехода из двухфазной области в одно-
фазную, составляющей около 330—340 С. Температуру нагрева
слитков перед прессованием при этом можно снизить до 300—
320 ;С, обеспечивая тем самым сильный рост предельно допусти-
мой скорости истечения при прессовании. С увеличением Zn Mg
повышается также сопротивляемость рекристаллизации профилей
из сплавов системы Al- Zn -Mg с добавками марганца и цирко-
ния 11001.

ОБРАБОТКА КАТАНЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ

Для определения параметров процесса ВТМО слитки из става
1915 подвергали горячей прокатке на толщину 8, 10, 15 и 20 мм.
После прокатки одну часть заготовок охлаждали на воздухе, а дру-
гую — водой или эмульсией с помощью спрейерной установки
Охлаждение горячекатаной полосы в спрейерной установке осу-
ществляли с двух сторон, температура эмульсии 50—80 С, ско-
рость охлаждения около 60 С с.

Наименьшей температурой нагрева слитков перед деформацией
была выбрана стандартная температура закалки сплава 1915
450 С. При этом исходили из двух соображений. Во-первых, при
ВТМО алюминиевых сплавов необходимо получение достаточной
степени пересыщенности твердого раствора основных легирующих
элементов в алюминии. Во-вторых, в отличие от прессования во
время горячей деформации прокаткой неизбежно происходит под-
стуживание металла на ИЮ — 29 С, которое зависит при прочих
условиях от конечной толщины катаного полуфабриката (табл. 30),
а, как показывает изучение влияния температуры нагрева под за-
калку на механические свойства плиг из сплава 1915 разного хи-
мического состава и диаграммы изотермического распада переохла-
жденного твердого раствора, для сплава 1915 среднего химиче-
ского состава резкая потеря эффекта закалки должна наблюдаться
с температуры ниже 350 С. Это подтверждается и тем, что после
ВТМО с охлаждением в воде по окончании деформации при 320 С
сплав имеет после 30 сут естественного старения следующий уро-
вень механических свойств: ип 280—300 МПа, о0,2 = 160 —
190 МПа и 6 — 18 —20°о (для сравнения см. табл. 30), т. е. потеря
эффекта закалки не может быть восполнена увеличением деформа-
ционного эффекта (наклепа), который с понижением температуры
должен возрастать.

Исходя из этих данных, следует считать, что температура окон-
чания деформации при ВТМО (начала закалочного охлаждения)
не должна быть ниже 350 С.

Повышение температуры начала прокатки с 450 до 500 и 540 С
уменьшает ов сплава примерно на 20 МПа оп- — на 20—50 МПа,
а относительное удлинение \ величивается на 3—5 °о (см. табл. 30)
ТАБЛИЦА 30. ВЛИЯНИЕ ОСНОВНЫХ ПАРАМЕТРОВ
ВТМО НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИСТОВ
И ПЛИТ ИЗ СПЛАВА 1915

Толщина полу- фабриката, мм	Темпера- тура прокатки		Способ обработки после прокатки	Естественное старение			Искусственное старение, 100 °C, 20 ч+ 175 °C, 4 ч		
	на- чало	ко- нец		°В’  МПа	°0,2’ МПа	б. %	°В’ МПа	°0,2’ МПа	б,  0  «)
8	450	350	Охлаждение в воде	384	260	15,0	401	348	148
			То же, на воздухе	332	212	16,7	340	263	14,5
			Закалка *	385	258	17,0	395	335	19,8
10	450	370	Охлаждение в воде	389	257	19,1	406	343	15,9
			То же, на воздухе	322	201	17,9	342	266	16,5
			Закалка	383	250	19,1	410	350	15,7
15	450	420	Охлаждение в воде	392	260	16,8	415	358	14,9
			То же, на воздухе	312	191	12,7	301	205	16,4
			Закалка	396	262	18,5	412	351	15,2
20	450	430	Охлаждение в воде	395	265	15,7	416	360	14.7
			То же, на воздухе	313	193	15,7	300	203	16,4
			Закалка	390	250	18,0	415	353	16,3
6	450	350	Охлаждение в воде	389	279	14,5	366	307	12,3
	500	400	То же	385	256	17,0	370	316	13,3
	540	430	»	367	223	19,1	357	289	14,8

* Закалку проводили с температуры 450 °C. вьдержка

ч, охлаждение в воде.

Как показали микроструктурный (рис. 125) и рентгеновский ана-
лизы, это объясняется частичной рекристаллизацией при деформа-
ции с повышением температуры деформации. Учитывая это, а также
то, что оптимальной технологической пластичностью сплав 1915
обладает в интервале температур 300 - 400 °C, температура на-
грева перед деформацией при ВТМО не должна быть выше 450 С.

Рис. 125. Структура листов из сплава 1915 после ВТМО. Х200:
а — температура начала прокатки 450 °C; б — то же, 540 °C
ТАБЛИЦА 31. ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА
СПЛАВА НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИСТОВ
(ЕСТЕСТВЕННОЕ СТАРЕНИЕ) ПОСЛЕ ВТМО

Сплав	Охлаждение после горячей деформации	°В’  МПа	°0,2’ МПа	6 %
№ 1: 3,4 % Zn—1,3 % Mg—	В воде	326	222	15,0
—0,2 % Mn—0,08 % Cr— —0,15 % Zr—0,25 % Fe— —0,13 % Si	На воздухе	311	210	15,7
Ns 2: 3,9 % Zn—1,8 % Mg—	В воде	406	285	14,7
—0,6 % Mn—0,2 % Cr— —0,22 % Zr—0,25 % Fe— —0,13 % Si	На воздухе	331	215	15,3
Ns 3: 3,9 % Zn—1,7 % Mg—	В воде	384	260	15,0
—0,37 % Mn—0,16 % Cr— .  —0,17 % Zr—0,25 % Fe—  —0,13 % Si	На воздухе	332	212	16,7

Влияние условий охлаждения после горячей деформации раз-
лично для сплавов неодинакового химического состава (табл. 31).

Разница в прочностных характеристиках при охлаждении
в воде и на воздухе возрастает по мере увеличения легированности
сплава с 15 МПа (для сплава А’° 1) до 60—70 МПа (для сплава № 2).
Такая закономерность связана с меньшей устойчивостью переохла-
жденного твердого раствора в более легированном сплаве, что и
обусловливает большую степень его распада при замедленном охла-
ждении.

При охлаждении после горячей прокатки на воздухе с умень-
шением толщины плиты от 20 до 8 мм прочностные характеристики
возрастают на 10—40 МПа (табл. 30). При охлаждении с темпера-
туры конца горячей прокатки в воде заметного различия в свойст-
вах катаных заготовок разной толщины не наблюдается.

Закалка в воду не изменяет свойств полуфабрикатов любой
толщины по сравнению со свойствами после ВТМО (см. табл. 30).

Плиты толщиной 15 и 20 мм, охлажденные при ВТМО эмуль-
сией до 50—80 °C, имеют такие же механические свойства (табл. 32),
что и плиты, охлажденные в воде. В случае окончания охлаждения
эмульсией при температуре 150—200 С и дальнейшего охлаждения
на воздухе наблюдается незначительное (~20 МПа) уменьшение
прочностных характеристик по сравнению с характеристиками,
получаемыми при охлаждении водой. При окончании охлаждения
эмульсией в интервале 280—300 СС уровень свойств такой же, как
и при охлаждении на воздухе (см. табл. 30 и 32).

Исследование фольги под электронным микроскопом показало,
что как после ВТМО, так и после обычной закалки горячекатаные
полосы толщиной 8 и 20 мм имеют полигонизованную структуру
с субзернами, вытянутыми вдоль направления прокатки
(рис. 126, а). Листы толщиной 8 мм после ВТМО имели средний
Рис. 126. Структура листов нз сплава 1915 после ВТМО. ХЮ ООО:

а — охлаждение в воде, толщина 8 мм; б — то же, на воздухе, 8 мм; в— то же, 20 мм;
г — охлаждение эмульсий до 150—200 °C, 20 мм

размер субзерен 0,65 мкм, после перезакалки — 0,75 мкм; у 20-мил-
лиметровой плиты соответственно после ВТМО 0,87 мкм, после
обычной закалки 0,92 мкм. При 5 °6-ном уровне значимости раз-
личие между указанными величинами значимо.

ТАБЛИЦА 32. ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ОКОНЧАНИЯ
ОХЛАЖДЕНИЯ ЭМУЛЬСИЕЙ ПРИ ВТМО

НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПЛИТ ИЗ СПЛАВА 1915

Толщина плиты, мм	Температу- ра окоича- ння охла- ждения.  °C	Естественное старение, 30 сут.				Искусственное старение. 100 °C, 20 ч+175 °C, 4 часа			
		°в- МПа	с0,2- МПа	6. %	%	°в- МПа	°0,2' МПа	б, %	%
15	50—80	405	269	16,1	26,5	425	384	14,5	38,2
	150—200	383	252	17,2	27,8	412	375	12,9	33,0
	300	317	197	17,7	37,6	331	254	16,4	37,5
20	50—80	392	258	16,2	30,0	425	377	12,4	37,1
	150—200	365	240	16,8	34,0	414	358	13,6	35,4
	300	308	182	15,3	34,1	324	242	15,0	38,0
Из приведенных данных следует, что сплав 1915 обладает вы-
сокой устойчивостью перекристаллизованной структуры, образу-
ющейся после горячей прокатки, и изменения, происходящие при
закалке, не столь значительны, чтобы существенно повлиять на
свойства катаных полуфабрикатов (см. табл. 30). С уменьшением
скорости охлаждения происходит частичный распад пересыщен-
ного твердого раствора цинка и магния в алюминии (рис. 126, б)
с выделением крупных частиц фазы MgZn., в основном на границах
субзерен, дислокациях и вторичных интерметаллидах переходных
металлов (крупные частицы цинкмагниевой фазы, как правило,
выпадают при электрополировке, что позволяет легко отличать их
от интерметаллидов переходных металлов).

Количество цинкмагниевой фазы (рис. 126, б, в) возрастает
с увеличением толщины проката с 8 до 20 мм (т. е. с уменьшением
скорости охлаждения). О частичном расгаде твердого раствора
при медленном охлаждении свидетельствует изменение электро-
сопротивления и периода решетки а. В случае охлаждения после
ВТ‘ЛО водой и естественного старения электросопротивление со-
ставляет 0,054-10’6— 0,053-Ю-6 Ом-м, а при охлаждении на
воздухе 0,049-10-в— 0,042-10 ® Ом-м, период решетки а равен
0,40568 и 0,450550 нм соответственно.

В случае охлаждения при ВТМО эмульсией до температуры
50—80 СС не наблюдается распада твердого раствора цинка и маг-
ния в алюминии, по окончании охлаждения при 150—200 °C
видны мелкие выделения в основном по границам субзерен
(рис. 126, г), а при охлаждении эмульсией до 280—300 С выделе-
ния становятся более крупными (рис. 126, в) и их количество воз-
растает (структура практически аналогична получающейся после
охлаждения на воздухе).

Такие изменения структуры хорошо согласуются с диаграммами
изотермического распада твердого раствора цинка и магния в алю-
минии. Температура 280—300 °C соответствует интервалу мини-
мальной устойчивости твердого раствора, а при температурах
150—200 °C устойчивость твердого раствора значительно выше.

Таким образом, изменение свойств горячекатаных листов и
плит в зависимости от толщины и условий охлаждения находятся
в прямой зависимости от полноты фиксации пересыщенного твер-
дого раствора цинка и магния в алюминии. Уменьшение степени
пересыщенности твердого раствора в процессе получения катаной
полосы за счет его частичного распада при тех или иных условиях
ВТМО приводит к более низкому уровню механических свойств
листов после естественного и искусственного старения.

Изучение влияния ВТ^О на кинетику искусственного старения
показало, что характер изменения механических свойств и их
уровень при температурах старения 120 и 140 °C, а также при сту-
пенчатых режимах старения практически не зависят от степени
горячей деформации и способа получения полуфабриката (ВТМО
или обычная закалка с 450 СС в воду).
При температурах 160 и особенно 175 "С наблюдается некото-
рое ускорение процессов старения плит, полученных по схеме
ВТ НО. Ускорение процесса распада пересыщенного твердого рас-
твора цинка и магния в алюминии после ВТ НО при высоких тем-
пературах старения связано с возрастанием роли границ субзерен
в процессе старения при этих температурах. Такой эффект должен
быть более ярко выражен при уменьшении перерыва между закал-
кой и искусственным старением При стандартных (двухступенча-
тых) режимах старения роль субзеренных границ в распаде твер-
дого раствора значитетьно меньшая, а различие в их протяжен-
ности так мало, что не оказывает влияния на кинетику старения
плит из сплава 1915.

Во всех случаях с повышением температуры старения время
достижения максимума прочностных характеристик смещается
в сторону меньших выдержек, а уровень свойств понижается.
У сплавов, охлажденных после горячей деформации на воздухе,
уровень свойств ниже и эффект искусственного старения слабее,
а времени для достижения максиму ма свойств необходимо больше,
чем у сплавов, охлажденных водой, что связано с образованием
при замедленном охлаждении менее пересыщенного твердого рас-
твора.

Поскольку способом ВТМО довольно просто производить листы
и плиты из сплава 1915, представляет большой интерес, как влияет
ВТ ЧО на механические, коррозионные и другие свойства катаных
полуфабрикатов из этого сплава, а также уровень этих свойств.

Как следует из данных, приведенных выше, катаные полуфаб-
рикаты из сплава 1915 в естественно-состаренном состоянии имеют
значения временного сопротивления и предела текучести, близкие
к соответствующим значениям плит из сплава Д1 и превосходят
по этим показателям аналогичные полуфабрикаты из сплава АМгб.
После искусственного старения механические свойства плит из
сплава 1915 такие же, как и из сплава Д16 [129].

Анизотропия механических свойств плит из сплава 1915 мало
зависит от способа их получения (табл. 33).

Ударная вязкость также практически не зависит от степени
горячей деформации и способа получения полуфабрикатов. У про-

TA БЛИЦА 33. ЗАВИСИМОСТЬ МЕХАНИЧЕСКИХ свойств
ПЛИТ ТОЛЩИНОЙ 20 мм ИЗ СПЛАВА 1915
ОТ НАПРАВЛЕНИЯ ВЫРЕЗКИ ОБРАЗЦОВ
(ЕСТЕСТВЕННОЕ СТАРЕНИЕ 30 суг)

Направление вырезки образцов	ВТМО				Закалка с 450 °C			
	°в-  МПа	°0,2’ МПа	6. 0/  . О	У, %	°В’  МПа	°0,2- МПа	с.  %	У. %
Продольное	377	242	15,6	19,3	384	255	16,0	18,4
Поперечное	422	288	17,9	24,0	423	279	17,3	23,5
Под углом 45°	357	220	21,2	38,5	351	219	21,0	44,0
Дольных образцов она выше, чем у поперечных. Ниже приведена
ударная вязкость плит из сплава 1915 (естественное старение
30 суг):

При поперечной вырезке образца:			
толщина образца, мм . .			10	15	20
ан, Дж, м2:  ВТМО ...	270	310	260
обычная закатка 	  При продольной вырезке образца:	300	270	270
толщина образца, мм ....  он, Дж.'м2: ВТМО 		10	15	20
	...	320	350	310
обычная закалка	...	.	...	320	300	320

Искусственное старение незначительно уменьшает значения
ударной вязкости плит из сплава 1915 (табл. 34). Испытаниями на
усталость также не обнаружено существенного различия в свойст-
вах плит, полученных по схеме ВТМО и после обычной закалки
(рис. 127).

Достаточно высоко и сопротивление плит из сплава 1915 (неза-
висимо от способа получения) повторно-статическим нагрузкам
(табл. 35). Даже при нагрузке, превышающей значения предела
текучести сплава, число циклов до разрушения велико.

Результаты исследования сопротивления материала расслаи-
вающей коррозии, а также испытания на коррозионное растрески-
вание (образец — скоба, вырезанный в высотном направлении из
20-миллиметровой плиты, состаренной по режиму 100 СС, 300 ч,
обеспечивающему наиболыпу ю склонность к коррозии под напря-
жением) не выявили значительной разницы в поведении плит,
полученных по схеме ВТМО и перезакаленных в воде

Стойкость плит из сплава 1915 к расслаивающей коррозии зна-
чительно выше после искусственного старения. Охлаждение на
воздухе приводит к увеличению стойкости сплава против расслаи-
вающей коррозии после естественного и к уменьшению — после
искусственного старения по сравнению с плитами, охлажденными
после окончания горячей деформации водой или эмульсией. Увели-
чение степени горячей деформации (уменьшение толщины плиты)

приводит к незначительному^
ухудшению стойкости сплава к
расслаивающей коррозии.

Таким образом, плиты из
сплава 1915, как и прессован-
ные полуфабрикаты, обладают
хорошим комплексом свойств,
что позволяет рекомендовать их
для замены аналогичных полу-
фабрикатов из сплавов АМгб,
Д1 и Д16 в различных областях
народного хозяйства. Экономи-
ческая целесообразность такой

Рис. 127. Кривые усталости при знако-
переменном консольном изгибе с часто-
той 3000 об/мин (плита 15 мм, естественное
старение):

1 — ВТМО; 2 — перезакалка
1 А Б Л И Ц A 34. УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ ПЛИ1
ИЗ СПЛАВА 1915 (ТОЛЩИНА 10 мм)

Режим старения		<?н. Дж./м2		Режим старения		о„, Дж/м2	
		ВТМО	обычная закалка			ВТМО	обычная закалка
Поперечное направ.и Образцов  Естественное		?ние вы  270	резки  300	Продольное наира образц  Естественное		зление ов  320	зырезки  320
100 JC, 20  150 ;С,	ч 4-  10 ч	230	250	100 °C, 20 - 150 °C,	ч Т-  10 ч	260	290
100 °C, 20  -г 175 °C,	ч 4“  4 ч	250	250	100 °C, 20  -Г 175 °C,	Ч г-  4 ч	300	330

ТАБЛИЦА 35. СОПРОТИВЛЕНИЕ ПЛИТ ИЗ СПЛАВА 1915
ПОВТОРНЫМ НАГРУЗКАМ (ЦИКЛ ПУЛЬСИРУЮЩИЙ,
ОБРАЗЦЫ ПОПЕРЕЧНЫЕ С НАДРЕЗОЛ1.;
п — Ю—15 цпкл/ммн)

Обработка	Характеристики статической прочности	°тах’ МПа	Число циклов до разрушения	
			опытные данные	среднее значение
В ТЛЮ с охлажде-	ов = 447 МПа;	250	24 599; 14 923;	13 775
ни ем в воде: есте- ственное старение	<т0 2 = 305 МПа; - >=16,4%;	340	3 281, 12 037 2 986; 4 236;	3 872
Закалка с 450 °C	ф = 25,3 % ов = 441 МПа;	250	6 132; 2 535 35 901; 19 370;	17 703
в воде; естествен- ное старение	а0,г = 2999 МПа;  « = 16,8 %;  ф = 28,5 %	340	9 919; 8 680;  14 543  7 485; 6 984;  6 243; 4 823	5 785

замены обусловлена следующим: более высокой технологичностью
при горячей деформации сплава; получением более высоких
механических свойств (по сравнению с АМгб); возможностью
совмещения закалки с горячей прокаткой (для сплавов Д1 и Д16
из-за низкой устойчивости твердого раствора и узкого интервала
существования твердого раствора это вряд ли возможно).

ГОРЯЧАЯ ШТАМПОВКА С ЗАКАЛКОЙ ИЗ ШТАМПА

.Многочисленные исследования ВТМО штамповок из алюминие-
вых сплавов позволили установить основные параметры процессов
совмещения горячей штамповки с закалкой для этих сплавов и
выявить ряд закономерностей процесса в целом [220—227]. Было
установлено, что влияние ВТМО на свойства штамповок в значи-
тельной степени зависит от температуры и степени деформации.
Подробные исследования влияния температуры деформации пока-
зали, что наибольшее упрочнение при ВТМО штамповок связано
с эффектом закалки, поэтому деформацию при ВТМО следует про-
водить либо при температуре нагрева под закалку, либо (для спла-
вов с широким интервалом существования твердого раствора) при
подстуживании до температуры оптимальной технологической
пластичности (усложненная ВТМО). Необходимое условие при
подстуживании — сохранение эффекта закалки.

Степень деформации должна составлять 10—15 % и не превы-
шать для большинства сплавов 30%. При больших степенях де-
формации происходит разупрочнение, обусловленное рекристалли-
зацией.

Из этих предпосылок следует, что хотя сплавы типа 1915, 1925,
1935 не нашли пока широкого применения в виде штамповок и по-
ковок, применение ВТМО при их изготовлении является, безус-
ловно, возможным и целесообразным благодаря высокой устой-
чивости пересыщенного твердого раствора, широкого диапазона
температур закалки и высокой термической стабильности полиго-
низированной структуры.

Для других алюминиевых сплавов эффект ВТМО выражается
главным образом в увеличении пластичности и вязкости [220],
прочностные характеристики изменяются по-разному и зависят от
природы сплава. В частности, прочность при ВТМО сплавов с тем-
пературой рекристаллизации выше температуры ВТМО, например
сплава АЦМ, может быть увеличена примерно на 2—10 % [221,
223, 226]. В некоторых случаях высокотемпературной термомеха-
нической обработкой возможно улучшить коррозионные и уста-
лостные свойства алюминиевых сплавов, а также ускорить процесс
искусственного старения.

Наиболее характерные изменения механических свойств алю-
миниевых сплавов при ВТМО обусловлены особенностями струк-
турного состояния после высокотемпературной деформации, совме-
щенной с закалкой, равномерным распределением продуктов рас-
пада, устранением их скоплений на границах и извилистостью
границ, связанной с особенностями формирования структуры при
ВТМО [220, 227].

2.	НИЗКОТЕМПЕРАТУРНАЯ
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА

ОСОБЕННОСТИ ДЕФОРМАЦИИ СПЛАВОВ

Для улучшения свойств дисперсионно-твердеющих сплавов
с помощью НТМОтребуется определение условий деформирования,
которые могли бы обеспечить оптимальное сочетание деформацион-
ного упрочнения (наклепа) с дисперсионным твердением. Поэтому
существенным для анализа роли холодной пластической дефор-
мации в распаде пересыщенного твердого раствора является раз-
деление «прямого» и «наследственного» влияния деформации [220],
Под «прямым» влиянием подразумевается инициирование распада
деформацией в ходе самого деформирования.

Очевидно, что при НТМО проведение деформации в условиях,
обеспечивающих старение в процессе деформирования, представ-
ляет значительный интерес.

Еще в работах, выполненных Конобеевским и Захаровой [228,
229], было установлено, что в алюминиевых сплавах со структ}
рой пересыщенного твердого раствора процесс деформации вызы-
вает значительный распад твердого раствора. Было определено
[230], что возникающие при этом зоны Гинье—Престона имеют
размер около 1,5 нм. С образованием этих зон связано значительное
увеличение твердости и прочности в сплавах непосредственно после
деформации [231 ], а с их растворением связывается сложный
характер изменения твердости сплавов системы А1—Си—Mg и
Al—Zn—Mg [232, 233].

Учитывая особенности взаимодействия дислокаций с частицами
разной дисперсности, можно ожидать упрочнения различного
характера в зависимости от структурного состояния сплава [234,
235]. При распаде твердого раствора в процессе деформирования
обнаруживаются аномалии в температурной и скоростной зави-
симости механических характеристик и изменения скорости де-
формационного упрочнения [234—238]. Причем, по мнению авто-
ров работ [229, 235], при деформации возможно не только образо-
вание зон Гинье—Престона, но и метастабильных и стабильных
фаз, хотя прямых доказательств этого пока еще нет.

Для сплава 1915 прямое влияние деформации оценивали, ана-
лизируя изменения показателя упрочнения п в уравнении Холло-
мена [239].

На рис. 128 приведены значения показателя упрочнения сплава
в различных состояниях в зависимости от температурно-скорост-

мации:

1 — свежезакаленный сплав; 2 — естественное старение 6 сут.; 3 — старение 100 °C,
20 ч + 150 °C, 10 ч
ных условий деформирования при испытании образцов на растя-
жение. Обращают на себя внимание высокие значения показателя
упрочнения, возрастающие по мере снижения стабильности струк-
туры деформируемого сплава (рис. 128, а). Согласно данным работ
[234, 235], коэффициент упрочнения пересыщенных твердых рас-
творов не должен быть выше, чем твердых растворов с частицами.
Кажущееся противоречие может быть \ странено, если предполо-
жить, что чистовые значения параметра п во многом определяются
процессами распада, происходящими во время пластической де-
формации метастабитьного става, т. е. что при деформации зака-
ленного и естественно состаренного сплава может происходить рас-
пад твердого раствора.

В пользу этого предположения свидетельствует и наличие
эффекта Портевена—Ле Шателье; в результате данного исследо-
вания этот эффект был четко выражен у свежезакаленного и есте-
ственно состаренного сплава и отсутствовал у сплава, искусст-
венно состаренного на максимальную прочность. Возможность
возникновения зубчатости на диаграмме растяжения в результате
распада твердого раствора обсуждалось ранее в работах [234,
236].

Важное значение параметра п как индикатора происходящих
в металле фазовых превращений во время деформации подтвер-
ждается данными рис. 128, б. Уменьшение п при повышении ско-
рости деформирования закаленного сплава противоречит общим
теоретическим представлениям и может быть объяснено только
частичным подавлением распада пересыщенного твердого раствора
во время деформации. Естественно состаренный сплав более ста-
билен, чем закаленный, и деформация при комнатной температуре
дает в этом случае хотя и слабое, но все же нормальное увеличение
п с увеличением скорости деформации.

Снижение температуры деформации до —196 ‘С подавляет еще
в большей степени распад твердого раствора в естественно соста-
ренном сплаве, и нормальная скоростная зависимость показателя
упрочнения сразу усиливается (рис. 128, б). При высокой скоро-
сти деформирования и низкой температуре показатель упрочне-
ния сплава в закаленном состоянии становится меньше, чем в есте-
ственно и искусственно состаренном состояниях.

Таким образом, регулируя скорость деформирования, можно
тем самым регулировать степень распада твердого раствора, а зна-
чит, и степень деформационного упрочнения. При этом надо учи-
тывать, что скорости деформации в реальных технологических
процессах (прокатка, прессование) могут изменяться в широких
пределах (от 1СГ2 до 102 с-1), и чаще всего они значительно больше,
чем при испытаниях на растяжение.

При температурах ниже 20 ЭС показатель деформационного
упрочнения возрастает за счет усложнения характера препятствий,
преодолеваемых движущимися дислокациями. Однако рост пока-
зателя упрочнения для структур различной стабильности в этом
слхчае неодинаков (см. рис. 128, а). При температуре —196 СС раз-
ница в показателях упрочнения метастабильного и более стабиль-
ного состояниями сплава заметно меньшая, чем при 20 С, тогда
как пределы текхчести почти не изменяются. Это также свидетель-
ствует в пользу предположения об активирующем влиянии дефор-
мации на распад, который в данном случае частично подавляется
из-за относительно низких температур деформирования.

С повышением температуры деформации до 195"5^"показатель
упрочнения сильно уменьшается у закаленного и естественно со-
старенного сплавов и значительно слабее — у искусственно со-
старенного сплава. При повышении температуры уменьшается
упрочнение, носящее чисто деформационный характер, кроме того,
надо иметь в виду, что для сплава с зонами Гинье—Престона воз-
можно и растворение выделений при деформации [138]. В рабо-
тах [240,241 ] показана возможность расчета степеней деформации,
необходимых для распада твердого раствора при определенных тем-
пературно-скоростных условиях деформации.

ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ В СВЕЖЕЗАКАЛЕННОМ СОСТОЯНИИ
НА ЕСТЕСТВЕННОЕ СТАРЕНИЕ И ЧУВСТВИТЕЛЬНОСТЬ
МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ К ПЕРЕРЫВУ

МЕЖДУ ЗАКАЛКОЙ И ИСКУССТВЕННЫМ СТАРЕНИЕМ

Большинство проведенных исследований [138, 234, 242] по-
казало, что образующиеся при естественном старении алюминие-
вых сплавов зоны Гинье—Престона распределены равномерно и
дислокации, вносимые при деформации, вряд ли действуют как
участки предпочтительного зарождения этих зон. Однако дефор-
мация оказывает существенное влияние на кинетику образова-
ния зон Гинье—Престона. Данные о влиянии деформации на ки-
нетику образования этих зон часто противоречивы. Так, в работах
[230, 243] показано, что деформация увеличивает скорость обра-
зования зон Гинье—Престона, однако по данным работы [244],
скорость образования этих зон, наоборот, уменьшается.

Для ряда алюминиевых сплавов было обнаружено, что дефор-
мация в начальный момент (несколько часов)увеличивает скорость
образования зон Гинье- Престона (уменьшает инкубационный пе-
риод), а затем замедляет интенсивность их образования [231,
245, 246].

Известно, что влияние деформации как на кинетику образова-
ния зон Гинье—Престона [244, 247], так и на свойства сплавов
[2481 может зависеть от содержания в нем какого-либо легирую-
щего элемента. Во всех случаях влияние деформации связывается
с изменением концентрации вакансий, определяющей процессы
образования и роста зон Гинье—Престона [138, 234, 243—247].
Для сплава 1915 уже небольшие деформации оказывают сущест-
венное влияние на естественное старение сплава и уровень меха-
нических свойств (рис. 129, а). Если у не деформированного сплава
180
прирост свойств при естественном старении составляет АЛо.г =-
= 100 МПа, Аоп 130 .МПа и \НВ -- 320 .МПа, то холодная
деформация на 10% уменьшает этот прирост до 60, 70 и 250 МПа
соответственно. Увеличение степени холодной деформации приво-
дит к дальнейшему уменьшению упрочнения при естественном
старении (рис. 129, б)

Уменьшение эффекта естественного старения в результате
предварительной холодной деформации после закалки связано,
по-видимому, с уменьшением концентрации избыточных вакан-
сий из-за появления большого количества стоков (дислокации,
внесенные деформацией), а также с возможностью частичного

распада пересыщенного твердого раствора цинка и магния в алю-
минии в процессе деформирования, что приводит к уменьшению

степени пересыщения твердого раствора.

Предел текучести сразу после деформации на 10% сильно уве-
личивается (До0,2 = ПО .МПа), рост временного сопротивления
меньший (Дов = 35 .МПа), увеличение предела текучести при де-
формации компенсирует уменьшение прироста предела текучести

при последующем естественном старении, а временного сопротив-
ления — не компенсирует. В результате после 30 сут естествен-
ного старения у деформированного сплава предел текучести выше
(на 70 МПа), а временное сопротивление ниже (на 30 МПа), чем
у недеформированного. Относительное удлинение при этом умень-
шается с 18 до 12% (см. рис. 129, а).

Ъ казанные закономерности в

изменении прочности и теку чес
ти сохраняются вплоть до об-
жатия около 40% При обжа-
тии 60% временное сопро-
ти'ление сплава, естественно
состаренного после деформации,
становится равным временному

Рис. 129. Зависимость механических свойств сплава 1915 от времени естественного ста-
рения при разной степени холодной деформации растяжением после закалки, %:
а — изменение прочностных свойств:

1 —• без деформации: 2 — 3; 3 — 6; 4 — 10; б — изменение твердости:

1 — без деформации; 2 — 10; 3 — 25; 4 — 40; 5 — 75
сопротивлению предварительно недеформированного сплава, а при
обжатии 80% предварительная деформация повышает временное
сопротивление естественно состаренного сплава на 20 МПа, т. е.
при обжатии 80 % вклад исходного холодного наклепа в увеличе-
ние временного сопротивления сплава настолько велик, что ком-
пенсирует снижение эффекта последующего естественного старения.
При этом следует заменить, что <тп2 непрерывно растет с увели-
чением степени обжатия при прокатке. Ниже представлены ме-
ханические свойства сплава 1915 после 30 сут естественного ста-
рения:

Степень холодной деформации после за-

калки, %	.	0

ов, МПа .	406

о012, МПА	257

fi’Vo	17,6

ф, %	.	30,2

10	25	40	60	80
384	392	397	408	420
310	325	342	353	388
15,0	13,0	11,2	11,3	6,8
30,7	27,8	28,0	28,0	—

Чувствительность механических свойств сплава 1915 к пере-
рыву между закалкой и искусственным старением существенно из-
меняется при проведении холодной деформации сразу после за-
калки (рис. 130). Уже холодная прокатка с обжатием около 10%
приводит к резкому уменьшению зависимости механических свойств

Рис. 130 Влияние перерыва между за-
калкой н искусственным старением при
различной холодной деформации прокат-
кой после закалки, %:

1 — 75; 2 — 40; 3 — 25; 4 — 10; 5 — 0

после искусственного старения
от продолжительности естест-
венного старения. Увеличение
обжатия до 40—75% практиче-
ски устраняет влияние переры-
ва между закалкой и искусст-
венным старением на уро-
вень механических свойств
сплава.

При отсутствии перерыва
между закалкой и искусствен-
ным старением деформирован-
ный после закалки сплав имеет
в искусственно состаренном со-
стоянии более высокий уровень
механических свойств (особенно
о01")> чем недеформированный.
После двухмесячного перерыва
между закалкой и искусствен-
ным старением значения проч-
ностных характеристик для обо-
их вариантов (с деформацией и
без деформации сразу после
закалки) становятся одинако-
выми, а различие в относитель-
ном удлинении уменьшается до
2% (см. рис. 130).
Рис. 131. Структура листов из сплава 1915
а — закалка, старение 180 °C, 3 ч X 16 000; б — закалка, естественное старение 60 сут,
старение 180 °C, 3 ч X 34 000; в — закалка, деформация прокаткой 25 %, старение
180 °C, 3 ч X 34 000- г закалка, деформация прокаткой 25 %, естественное старение

60 сут, старение 180 °C. 3 ч. Х34 000

Таким образом, деформация свежезакаленного сплава может
заменить перерыв между закалкой и искусственным старением для
достижения требуемого уровня свойств, причем чем больше пере-
рыв, тем большая степень холодной деформации необходима для
получения того же уровня прочностных характеристик. Для до-
стижения равного значения временного'сопротивления требуется
большая деформация, чем для достижения равного предела теку-
чести, что связано с более сильным влиянием деформации на пре-
дел текучести.

Электронно-микроскопическое исследование дает возможность
объяснить полученные закономерности. После закалки и старения
при 180 °C в течение 3 ч распад твердого раствора цинка и магния
в алюминии происходит в основном по границам субзерен и дисло-
кациям, размер выделений колеблется от 50 до 100 нм (рис. 131, а).

7 Елагин В. И. и др.

183
Перерыв в течение 60 ca t между закалкой и искусственным ста-
рением приводит к измельчению выделений при старении до 8—
15 нм и к увеличению их плотности и равномерности распределе-
ния (рис. 131, б). Холодная деформация, проводимая сразу после
закалки перед искусственным старением (без перерыва межд} де-
формацией и искусственным старением), также приводит к тому,
что распад становится равномерным, увеличивается плотность
распределения и уменьшаются размеры выделения до 1U- 25 нм
(рис. 131, в).

Однако в случае деформации после закалки выделения при ис-
кусственном старении полхчаются крупнее, а плотностьпх меньше,
чем после двухмесячного перерыва меж закалкой и искусствен-
ным старением. Равенство же прочностных характеристик сплавов
в этих двух состояниях связано с упрочнением от холодной дефор-
мации. Перерыв в течение дв.\х месяцев между искусственным ста-
рением и холодной деформацией, проводимой сразу после закалки,
не оказывает влияния на структуру сплава (рис. 131, г).

0,5 1 2 О 8 1Б 08 Г,ч 120	100	160	1801°C

Рис. 133. Зависимость эффекта ста-
/ сост несост\
рения Да (атах-отах «т тем-
пературы после деформации в за-
каленном состоянии:

/, 2 без деформации; 3, 4 — 10 %;
о. 6 — 80 %; сплошные линии —
пунктирные — A(Jy о

Рис. 132. Зависимость	механическиv

свойств сплава 1915 от времени ста-
рения при 140 °C’

/ — без деформации; 2 — деформа-
ция 25 % сразу после закалки; окон-
чательное старение сразу после де-
формации; 3 - то же, окончательное
старение после 2 мес естествен кого
старения:	4 — деформация 80 %

сразу после закалки, окончательное
старение срезу' после деформации;

5 — то же, окончательное старение
после 2 мес естественного старения
происходит из-за ограничения размера зол, образующихся после
деформации 1230, 234], когда зоны не достигают критического
размера и, следовательно, будут растворяться при искусственном
старении.

Действительно, на рис. 132 видно, что основное отличие кине-
тики искусственного старения сплава, естественно состаренного
в течение двух месяцев после деформации, от несостаренного за-
ключается в наличии возврата при небольших выдержках, время
достижения максимхма прочностных свойств и сам их уровень
одинаковы. С увеличением степени деформации уменьшается эф-
фект естественного старения (образуется меньше зон) и степень
возврата также уменьшается. Кроме того, не исктючено, что обра-
зовавшиеся при деформации центры зарождения упрочняющей
фазы являются более благоприятными местами ее образования
при искусственном старении.

ИТМО С ДЕФОРМАЦИЕЙ В ЗАК АЛЕННОМ СОСТОЯНИИ

В работах [231, 234, 24е1, 250—257 ] было показано, что дефор-
мация в свежезакаленном состоянии сплавов систем А1—Zn—
Mg—Си и А1—Zn—31g приводит к уменьшению свойств после
старения за счет быстрого образования на дислокациях стабить-
ных и метастабильных фаз. Однако в некоторых случаях 1231, 233,
251, 258] было обнаружено, что при температурах старения 100—
120 С деформация уветичивает прочностные свойства сплавов или
изменяет их незначительно, а при более высоких температурах
приводит к их у меньшению. Применение больших степеней дефор-
маций (~70 %), повышая прочностные свойства, приводило к силь-
ному снижению пластичности. Таким образом, считалось, что
применение НТМО для сплавов этих систем нецелесообразно.

Исследования, проведенные на сплаве 1915, выявили ряд новых
закономерностей о влиянии деформации на структуру и свойства
сплавов системы А1—Zn—31g и определили возможность приме-
нения НТМО. Деформацию осуществляли прокаткой с обжатиями
10, 25, 40, 60, 80 % через 10 мин после закалки. Старение после
деформации проводили при температурах 120, 140, 160, 180 °C.

Деформация закаленного сплава приводит к уменьшению вре-
мени достижения максимума свойств при искусственном старении,
причем, чем больше степень деформации и выше температура ста-
рения, тем быстрее достигается максимум. Однако абсолютные
значения максимальных прочностных свойств увеличиваются
с уменьшением температуры окончательного искусственного ста-
рения.

Деформация приводит к снижению показателей пластичности
(fi и ф) сплава, увеличивающимся по мере увеличения ее степени,
но при последующем искусственном старении происходит рост
пластичности, который связан с частичным снятием наклепа
в процессе старения, и окончательный их уровень, хотя и меньше,
7* .	195
ТАБЛИЦА 36. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИСТОВ
Ш СПЛАВА 191.-,

Технология изготовления	пв. МПа	°0.2» МПа	fi. %
Серийная, естественное старение	380	220	19
Серийная, старение 100 С, 20 ч -р 150 С, 10 ч  НТМО по режиму:	400	350	15
за кал ка-j-деформация 10—80 %+есте- ственное старение	380—420	320—380	13—7
закалкаЧ-деформация 10—80 % - ста- рение 140—160 ЭС, 6—10 ч	380-440	360—440	15—9
закалка естественное старение 5—  10 сст-р деформация 10—80 ° о старе- ние 140—160 °C, 4—8 ч	400-460	360—440	12—8
закалка-|-старсние 100 °C, 20 ч дефор- мация 10—80 %- старение 140—160 С, 2—4 ч	440—490	400—470	12—8

чем у недеформпрованного сплава, но все же достаточно высок
(табл. 36).

У деформированного сплава эффект последующего искусст-
венного старения при температурах 120 и 140 С ниже, чем у не-

деформированного (рис. 133),
причем, уже при деформации
10 % происходит резкое
ослабление этого эффекта, а
при 25—80 9о он практически
не изменяется (рис. 134).

Рис. 135. Зависимость эффекта ИТМО
^«0,2 «Й - ‘’max** °т температуры
старения при различных степенях дефор-
мации, %:

Рис. 134. Зависимость эффекта ста-
(сост нссост\

°rn.-iY /ОТ СтеПСНИ ХО-

1Чал lIlclA /

лодной деформации (температура
старения 120 °C):

1 — деформация сразу после закал-
ки; 2 — то же, после старения, 100 °C,
20 ч: сплошные линии А<тв. пунк-

тирные —

1 — 10; 2, 5 — 40; 3, 6 — 60; 4, 7 — 80;
1—4 — деформация сразу после закалки;
5-7 — то же, после старения 100 °C, 24 ч
При температурах старения 160 и 180 °C зависимость эффекта
старения от степени деформации та же, но сам эффект старения
сильнее, чем у недеформированного сплава (см. рис. 133).

Эффект НТ МО (который учитывает упрочнение при старении
и деформации) возрастает при увеличении степени деформации и
повышения температуры окончательного старения, достигая мак-
симальных значений при температурах 160 и 180 С (рис. 135).

Электронно-микроскопические исследования показали, что
деформация закаленного сплава приводит к огрублению и умень-
шению плотности распределения упрочняющей цинкмагниевой
фазы, если окончательное искусственное старение происходит
при 120 и 140 С, и к ее измельчению, увеличению плотности и рав-
номерности распределения, если старение идет при 160 и 180 °C по
сравнению с теми же характеристиками недеформированного
сплава.

Такое различное влияние деформации в зависимости от темпе-
ратуры старения может быть объяснено следующим образом. Рас-
смотрим вначале недеформированный сплав. Температуры 120 и
140 ЭС — ниже критической для этого сплава, т. е. распад пере-
сыщенного твердого раствора цинка и магния в алюминии проис-
ходит по схеме ЗГ.П * —> ц' -> ц и плотность выделений велика,
а их размеры малы (средний размер выделений при 120 °C
— 6 нм, при 140 °C — 7 нм) (рис 136, с, 6); характер распределе-
ния выделений по размерам мономодальный — рис. 137, а

При /г ,аР > (,;г (160 и 180 °C) зонная стадия отсутствует, и вы-
деления упрочняющей фазы зарождаются гетерогенно, в основном
на хорошо развитой сетке субзеренных границ и отдельных дисло-
кациях. Поэтому выделения, имеющие вид пластин, в этом случае
распределены неравномерно и размеры их значительно больше,
чем в образцах, состаренных при 120 и 140 °C (см. рис. 136, д, ж).

Холодная пластическая деформация вносит много новых цен-
тров зарождения упрочняющей цинкмагниевой фазы. Это в основ-
ном дислокации, а также, возможно, зоны Гинье—Престона, об-
разовавшиеся при распаде твердого раствора в процессе самой де-
формации. Теперь и при /стар < /кр зарождение носит в основном
гетерогенный характер, хотя часть выделений зарождается старым
путем (гомогенно). Наряду с крупными выделениями в структуре
имеются и мелкие, размеры которых соизмеримы с размерами вы-
делений в недеформированном сплаве при данной температуре
старения, и характер распределения становится бимодальным
(рис. 137, б). Потому в этом случае плотность выделений умень-
шается, а средний размер их увеличивается почти в два раза (см.
рис. 136, б, г).

Совершенно очевидно, что при /ггар > (1;р появление новых
центров должно приводить, наоборот, к измельчению упроч-
няющей ф>азы, повышению ее плотности и равномерности распре-

Зона Гинье — Престона.
Рис 136 Структура листов из сплава 1915 после старения при 120 °C и ЮОч(п.б); 140 °C
и 100 ч (в. г); 160 °C и 20 ч (д, е); 180 °C и 3 ч (ж, з); а. в, д. ж — старание сразу после
закалки: б. г, е. 3 — старение после деформации закаленного сплава с обжатием 40 %;

а. б — Х60 000; в, г. д, е — Х40 000; ж — X 16 000: з — Х32 000
Рис. 13 Характер распределения упрочняющей фазы при старении по режиму I *0 °C.
100 ч:

а — без деформации после закалки; б - то же, 40 %

деления по сравнению с недеформированным сплавом, так как
зарождение до деформации, как и после нее носит в основном
гетерогенный характер. Этим и обусловливается значительно более
сильный эффект НТМО при температурах старения 160 и 180 °C,
так как в этом случае упрочнение связано как с наклоном, так и
с положительным влиянием деформации на распад твердого рас-
твора (увеличение эффекта старения).

Уменьшение эффекта старения при температурах 120 и 140 'С
объясняется следующим. Во-первых, сама деформация сильно
упрочняет сплав, поэтому последующие изменения структуры не
приводят к значительным изменениям свойств. Во-вторых, при
старении в деформированном сплаве происходят процессы частич-
ного снятия наклепа, вызывающие уменьшение временного сопро-
тивления и предела текучести. В-третьих, максимальные значения
о., и о0 з в сплавах этой системы получаются при наличии в струк-
туре зон Гинье—Престона и ц'-фазы [234 I, а дислокации способст-
вуют образованию стабильных выделений. Надэ отметить, что
первые два фактора имеют место и при /стар > tKV, но положитель-
ное влияние деформации на характер распада твердого раствора
оказывается более сильным.

Однако при старении, когда /С1ар < /кр, в структуре все же
имеется значительное число мелких выделений, образовавшихся
гомогенно, что и определяет более высокие характеристики свойств
сплава, состаренного при этих температурах.

Совершенно естественно, что появление новых центров зарож-
дения вызывает ускорение процесса старения, проявляемое в умень-
шении времени достижения максимума свойств, при любой темпе-
ратуре старения. Из сравнения свойств, листов, полученных подан-
ной схеме НТМО, со свойствами листов, изготовленных по серийной
технологии (см. табл. 36), следует, что холодная пластическая
деформация свежезакаленного сплава примерно на 40% и последую-
щее искусственное старение делают возможным получение такого
же уровня механических свойств, как и у серийных листов после
двойного старения (т. е. НТМО заменяет первую ступень длитель-
ного старения по режиму 100 С, 20 ч). При степенях деформации
60—80. %'уровень прочностных свойств листов после НТМО выше,
чем у листов, изготовленных по серийной технологии. При этом
может быть сокращено время старения на второй ступени.

НТМО С ДЕФОРМАЦИЕЙ ПОСЛЕ ЕСТЕСТВЕННОГО

ИЛИ НИЗКОТЕМПЕРАТУРНОГО
ИСКУССТВЕННОГО СТАРЕНИЯ

Из данных, приведенных выше, следует, что при старении за-
рождение упрочняющей цинкмагниевой фазы может происходить
не только на дислокациях, образовавшихся при деформации, но и-
гомогенно, если /стар < /кр.

Таким образом, отрицательное влияние деформации, заклю-
чающееся в образовании на дислокациях крупных выделений цинк-
магниевой фазы, можно уменьшить, если создать условия для за-
рождения этой фазы еще и гомогенно. Поэтому положительный
эффект должен быть от большего числа зон Гинье—Престона
перед деформацией в структуре сплава, которые в дальнейшем, как
и дислокации, будут служить центрами зарождения упрочняющей
фазы. Это должно обеспечить более высокий уровень механических
свойств, особенно при /,;тар > tKV.

Такие условия могут быть созданы предварительным (перед
деформацией) естественным или низкотемпературным искусствен-
ным старением. Экспериментальные данные подтверждают это.
Установлено, что деформация уменьшает эффект последующего
старения при всех исследованных температурах (см. рис. 134),
с увеличением степени деформации (как и при деформации сразу
после закалки) уменьшается время достижения максимальных
значений прочностных характеристик.

Упрочнение от НТМО возрастает с увеличением степени холод-
ной деформации при всех температурах старения и уменьшается,
хотя и незначительно, с повышением температуры окончательного
старения (см. рис.,135).

С увеличением времени естественного старения перед деформа-
цией не только возрастает уровень прочностных свойств, но и
уменьшается время достижения их максимальных значений [253 J.
Еще больший эффект дает предварительное низкотемпературное
искусственное старение (см. табл. 36).

Электронно-микроскопическое исследование показало следую-
щее. Для недеформированного сплава характер распада при тем-
пературе окончательного старения 120 °C (7гтар < tKV\ первая
ступень старения 100 °C, 20 ч) такой же, как и при старении свеже-
закаленного материала. Средний размер выделений 4 нм, распад
носит равномерный характер (рис. 138, а).

Деформация после старения 100 °C, 20 ч и окончательное ста-
рение при 120 °C приводит к появлению большого числа крупных
выделений размером от 10 до 20 нм наряду с мелкими соизмери-
мыми с выделениями в недеформированном сплаве (рис. 138, б).
Рис. 138. Структура листов нз сплава 1915. Х60 ООО:

а — закалка; старение 100 °C, 20 ч -f- 120 °C, 100 ч; б — закалка; старение 100 °C,
20 ч; деформация 25 %; старение 120 °C, 100 ч; в — закалка; старение 100 °C,
20 ч 180 °C. 3 ч; г ~ закалка; старение 100 °C. 20 ч + деформация 25 %;

старение 180 °C, 3 ч

Картина почти полностью аналогична получаемой при дефор-
мации свежезакаленного материала. С этим связано и незначитель-
ное (20—30 МПа) различие между свойствами, полученными при
НТМО с деформацией сразу после закалки и после старения при
100 °C в течение 20 ч (окончательное старение при 120 °C). Един-
ственное отличие заключается в более быстром достижении макси-
мальных значений свойств во втором случае. Это может быть
связано, во-первых, с тем, что \ же при старении по режиму 100 °C,
20 ч в сплаве образуется много зон Гинье Престона, а в закален-
ном -- их практически нет. Во-вторых, дислокации могут «зави-
сать» на зонах, и в этом случае процесс образования фазы на дисло-
кациях происходит быстрее [254].

Предварительное низкотемпературное старение приводит к
сильному изменению характера распада в недеформированпом
сплаве при температуре 180 С аР > /,;|>) (рис. 138, «). Выделе-
ния упрочняющей фазы измельчаются (средний размер 6 нм), рас-
пад становится равномерным и плотность выделений увеличи-
вается Механизм такого влияния изучен довольно подробно. Есте-
ственно, что в этом случае \ ровень прочностных свойств по сравне-
нию с таковым для состаренного сразу после закалки материала
значительно выше (100 160 МПа).

Несколько меньшее различие в свойствах сохраняется и \ де-
формированных после старения при 100 С, 20 ч образцов, причем
чем выше температура окончательного старения и больше степень
деформации, тем меньше разница в свойствах сплава, деформиро-
ванного в свежезакаленном состоянии и после старения при 100 °C
в течение 20 ч (после старения при 180 С и деформации 10% раз-
ница в о,)12 составляет 80 МПа, а при 80 ?о — 30 МПа).

В случае окончательного старения при 180 С сплава, дефор-
мированного после старения по режиму 100 °C, 20 ч, происходит
огрубление упрочняющей цинкмагниевой фазы (рис. 138, г),
однако в отличие от деформации сразу после закалки имеется боль-
шое количество мелких выделений (рис. 138, г), а средний размер
выделений упрочняющей фазы меньше, чем при деформации свеже-
закаленного сплава (у деформированного на 25% в закаленном
состоянии, после старения при 180 °C, 15 нм, у деформированного
после 100 °C, 20 ч при тех же условиях 8 нм). Это обусловливается
образованием выделений не только на дислокациях, но и на зонах
Гинье—Престона, образовавшихся при предварительном старе-
нии.

Таким образом объясняется более высокий уровень свойств,
получающихся в результате НТ ЧО с деформацией после естест-
венного или низкотемпературного искусственного старения, чем
в результате НТМО с деформацией после закалки, особенно при
^тар > ^,р, так как у деформированного в свежезакаленном со-
стоянии сплава зарождение упрочняющей фазы идет в основном
гетерогенно.

С повышением температуры окончательного старения увели-
чивается критический размер зон Гинье—Престона, способных
быть зародышами ч]'-фазы, а, следовательно, уменьшается коли-
чество мелких выделений и снижаются механические свойства
сплава, подвергнутого НТМО с деформацией после старения 100 °C,
20 ч. Кроме того, деформация может приводить к растворению
части зон Гинье—Престона [220], что объясняет сближение
свойств, полученных в результате НТМО с деформацией после
202
закалки и после естественного старения при увеличении степени
деформации.

Из сравнения свойств листов, полученных по серийной техно-
логии, со свойствами листов, подвергнутых НТЛЮ с деформацией
после естественного или низкотемпературного искусственного
старения (см. табл. 36), следует, что уже при деформации 10—25 "о
временное сопротивление увеличивается на 40—60 МПа, а предел
текучести на 80—100 МПа; при деформации 50- 80 % — па 70—
90 и 100 120 МПа соответственно. При этом сильно сокращается
время старения на второй ступени (примерно в 2—3 раза) При
степенях деформации 10—40 % значения относительного удлине-
ния близки к получающимся по серийной технологии, а при об-
жатии 60—80 % — на 2—5 % меньше

Таким образом, НТМО по схеме: закалка, естественное или
низкотемпературное искусственное старение, деформация 10—
80 °о, окончательное старение при 140—160 °C дает возможность
на 15—20 °о увеличить временное сопротивление и на 20 -35 % —
предел текучести листов из сплава 1915 при сохранении достаточ-
ного удлинения, при этом сокращается время окончательного
старения.

Положительное влияние естественного или низкотемператур-
ного искусственного старения перед деформацией на свойства
сплавов систем А1—Zn -Mg и Al—Zn -Mg—Си отмечается в ра-
ботах 1256, 258—263 I. По мнению некоторых авторов 1260—262],
при таком виде НТМО не наблюдается резкого падения пластич-
ности, что связано с образованием при этих условиях более опти-
мальной дислокационной структуры, характеризующейся высо-
кой равномерностью распределения дислокаций.

НТМО с деформацией между ступенями искусственного старе-
ния позволяет не только повышать прочностные свойства сплавов,
но в ряде случаев и значительно улучшать вязкость разрушения,
коррозионную стойкость и усталостную прочность 1263—270].

НТМО С ДЕФОРМАЦИЕЙ ПРИ ТЕМПЕРАТУРАХ СТАРЕНИЯ

Можно выделить три фактора, определяющие целесообразность
применения теплой деформации при НТМО. Во-первых, повышен-
ные температуры облегчают деформацию и тем самым уменьшают
возможность возникновения дефектов (трещин и др.). Во-вторых,
по данным работ [236, 237 I, именно прн таких условиях обеспечи-
ваются оптимальные условия протекания динамического дефор-
мационного старения. В-третьих, теплая деформация способствует
формированию дислокационной структуры, обеспечивающей более
высокие значения пластичности и вязкости разрушения [267,
269, 271—2731. Для сплава 1915 повышение температуры дефор-
мации приводит к возрастанию пластичности, но к уменьшению его
прочностных характеристик, особенно у предварительно соста-
ренного сплава (табл. 37).
Рис. 139. Зависимость временного со-
противления сплава 1915: от времени ста-
рения при 160 °C:

1 — закалка, деформация 40 % при
20 °C; 2 — то же, 180 °C, 3 — закалка,
старение при 100 °C, 20 ч; деформация
40 % «ри 140 °C: 4 — то же, при 180 °C.

старения при 160 °C (/стаР > /,;р)

Полученные в работе 1274]
данные дают возможность пред-
положить, что при деформации
состаренного при 100 °C, 20 ч
сплава происходит частичное
растворение зон Гинье—Прес-
тона, увеличивающееся с повы-
шением температуры. Под-
тверждением этого заключения
являются данные о кинетике
старения при 160 С, приведен-
ные на рис. 139. Сраз\ после
деформации при температурах
140 п 180 С сплав ранее со-
старенный при 100 С и зака-
ленный имеет одинаковую проч-
ность. Однако в процессе
для состаренного сплава на-

блюдается более быстрое достижение максимального значения

прочности, и сам уровень ее значительно выше, чем для зака-

ленного.

Можно предположить, что в закаленном сплаве зарождение
упрочняющей фазы происходит на центрах, образовавшихся при
деформации, а в состаренном — еще и на сохранившихся крупных
зонах Гинье—Престона. Естественно, что при старении 140 ~'С
(/стар < различие в свойствах у сплавов, деформированных
при 140 и 180 °C, отсутствует.

ТАБЛИЦА 37. ВЛИЯНИЕ ТЕА1ПЕРАТУРЫ ДЕФОРА1АЦИИ
НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА 1915
(ДЕФОРМАЦИЯ ПРОКАТКОЙ С ОБЖАТИЕМ 40 %,
СТАРЕНИЕ 149 3С, 6 ч)

Темпера- тура де- формации, °C	Состояние сплава перед деформацией							
	закалка				закалка и старение 100 20 ч			"С.
	°В’	°0.2-	б.	'Г.	°в-		б.	
	МПа	МПа	%	О	МПа	МПа	%	%
20	400	355	12,0-	38,5	502	458	10,2	320
100	400	348	12,0	43,0	482	440	10,6	36,0
140	395	335	13,5	45,0	437	396	12,2	48,3
180	390	330	14,0	50,0	385	330	12,4	52,1
КОМБИНИРОВАННАЯ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА

Учитывая, что при правильно выбранных параметрах нет су-
щественного различия между листами, полученными по схеме
ВТМО и закаленными, представляется целесообразно объединить
в один процесс ВТМО и НТМО, что позволит еще больше упро-
стить технологию изготовления полуфабрикатов из сплавов си-
стемы А1—Zn—Mg 1253 I. Эксперименты, проведенные па листах
из сплава 1915, подтверждают отсутствие существенного различия
между свойствами листов, полученных по схеме НТМО и ВНТМО
(табл. 38).

При ВНТМО нагрев под горячую прокатку осуществляли до
температуры 150 С, горячекатаную полосу охлаждали в воде,
после 5 су г естественного старения катали вхолодную с обжатиями
30, 50, 80 °о и старили 140 С, 8 ч. При НТ АО закалку проводили
после нагрева в печи с 450 С, остальные операции те же.

Хотя приведенные результаты показывают, что применение
НТМО позволяет значительно повысить прочностные свойства
листов из сплавов системы Al— Zn—Mg, широкого практиче-
ского применения такая технология пока не нашла из-за невозмож-
ности закалки рулонов. Значительно более просто осуществить
такой процесс при производстве холоднокатаных труб из этих
сплавов. В этом случае холодную деформацию закаленных на
прессе труб осуществляют на станах ХПТ Все закономерности
изменения свойств и структуры те же, что и для листов, но если
перерыв между закалкой и прокаткой превышает 10 15 сут, то
деформацию на станах ХПТ следу ет осу ществлять при 140—160 С
во избежание дефектов на поверхности трубы.

Такая технология позволяет существенно повысить свойства
труб из этих сплавов и рекомендовать их для замены аналогичных
полуфабрикатов из сплавов Д1 и Д16.

Ниже приведены типичные механические свойства холодноката-
ных труб в естественно состаренном (числитель)
состаренном (знаменатель) состояниях:

Серийная
технология

ов, МПа .	340 360

с02, МПа.	210 250

6, %	.........	.......... 10,0 8,0

ТАБЛИЦА 38. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИСТОВ.

ПОЛУЧЕННЫХ ВНТМО И НТМО,
ПРИ РАЗЛИЧНЫХ СТЕПЕНЯХ ОБЖАТИЯ

и искусственно

ВНТМО

360 400
320/370

7,0 8,0

Способ	пв. МПа			пр 9. П.Ма			А. %		
	30 %	5" %	яо %	30 %	50 %	so %	ТО %	50 %	80 %
ВНТМО	455	455	479	426	437	451	7,8	7,1	7,0
НТМО	465	470	483	428	438	460	7,7	7,0	7,3
Глава IX.

ПРИМЕНЕНИЕ СПЛАВОВ
СИСТЕМЫ Al—Zn—Mg

Благодаря высокой технологичности, а также хорошим экс-
плуатационным свойствам, сплавы системы А1—Zn- .Mg находят
все более широкое применение в различных отраслях промышлен-
ности. Можно выделить три основные области использования спла-
вов системы Al Zn Mg: транспортное машиностроение, строи-
тельство и военная ;ехника.

1.	ТРАНСПОРТНОЕ МАШИНОСТРОЕНИЕ

Сплавы системы А1—Zn—illg применяются в виде прессованных
профилей, а в некоторых случаях и в виде листов при производстве
грузовых железнодорожных вагонов, изотермических вагонов,
зерновозов, пассажирских вагонов, цистерн, вагонов метрополи-
тена, а также грузовых и легковых автомобилей.

Применение алюминиевых сплавов в железнодорожном и авто-
мобильном транспорте обусловлено след) ющими их преимущест-
вами перед сталью и чугуном

1)	высокой удельной прочностью, позволяющей значительно
снизить массу вагона или автомобиля и тем самым повысить его
грузоподъемность, уменьшить затраты горючего или электроэнер-
гии;

2)	легкой деформируемостью, позволяющей изготовлять слож-
ные профили и панели путем прессования и тем самым значительно
облегчить постройку вагонов, улучшить их внешний вид и умень-
шить стоимость;

3)	высокой коррозионной стойкостью к воздействию атмосферы
и ряда сред и значительной сопротивляемостью истиранию сыпу-
чими грузами, что обусловливает увеличение долговечности ци-
стерн для перевозки ряда продуктов химической промышленности,
кузовов и полувагонов для насыпных грузов; кроме того, можно не
применять окраску кузовов и вагонов;

4)	повышенной пластичностью сплавов и сварных соединений
при низких температурах, т. е. большей надежностью при экс-
плуатации транспорта в зимний период.

Применение алюминиевых сплавов в автомобильном и железно-
дорожном транспорте с каждым годом увеличивается, несмотря на
то, что они дороже сталей в несколько раз.

В ФРГ широкое применение нашел сплав AlZnMgl [275]. Так,
уже в 1964 г. из него были построены первые вагоны экспрессов.
При этом все прессованные полуфабрикаты изготовляли из сплава
AlZnMgl, а обшивку боковых стен — из листов сплава ALMgMn.
Это сочетание малолегированных термически неупрочияемых
листов с прессованными полуфабрикатами из сплава AlZnMgl
обеспечило наилучшую коррозионную стойкость конструкции.
По сравнению со стальной конструкцией достигнута экономия
массы 47 °о. Такое же сочетание материалов было использовано
при строительстве танкеров для химической промышленности объ-
емом 83 м3.

В начале семидесятых годов на Калининском и Рижском ваго-
ностроитетьных заводах были построены скоростные пассажирские
поезда РТ-200 и ЭР-201), а также вагоны метро [276] *. Рама и
каркас кузова вагонов изготовлены из прессованных профилей
сплава 1915, а обшивка кузова — из листов сплава АМгб. Приме-
нение прессованных профилей из сплава 1915 вместо АМгб позво-
лило получить экономию 1300 руб. на один вагон, масса кузова
вагона уменьшилась на 1 т.

Прессованные профили из сплава 1913 широко используются,
начиная с 1970 г., при серийном изготовлении изотермических
вагонов на Брянском машиностроительном заводе. Замена про-
филей из сплава АМгб более дешевыми и прочными профилями из
сплава 1915 позволила уменьшить стоимость вагонов и повысить
их эксплуатационную надежность. В настоящее время сплавы
1915 и 1935 проходят опробование в виде сложных профилей и па-
нелей в вагонах московского метро.

Во Франции, по данным работы [277 ], широкое применение
для несущих конструкций вагонов нашел сплав AZ5G. В 1976 г.
Франция заказала швейцарской фирме Alusuisse тысячу вагонов
из алюминиевых сплавов для парижского метро. Использование
крупногабаритных профилей сложной формы из свариваемых само-
закаливаемых сплавов системы А1—Zn—.Mg уменьшило трудоем-
кость изготовления, дало возможность использовать автоматиче-
скую сварку' и свести к миниму му правку . Стоимость такого вагона
ниже стоимости стального, а затраты труда меньше на 500 чел ч
[278].

В Европе все большее применение находят профили из сплава
7020, которые, помимо вагонов метро, применяют для изготовле-
ния трамвайных вагонов, скоростных поездов, цистерн, товарных
вагонов с ограниченной нагрузкой на ось [278].

В США и Канаде для нужд железнодорожного транспорта
широко применяют сплавы 7004 и 7005 [279, 2801. Шестилетний
опыт эксплуатации вагонов метро из этих сплавов дал хорошие
результаты. На товарных вагонах, изготовленных из сплава 7004
в естественно состаренном состоянии, после трехлстней эксплуата-
ции обнаружены следы расслаивающей коррозии вдоль сварных
швов, вызванные морской водой. Искусственное старение делает
сплав малочувствительным к расслаивающей коррозии. Таким
образом, при особых условиях эксплуатации необходимо использо-
вать материал в иску сственно состаренном состоянии.

См. также Макаров В. П. Автореф. канд. дис. — М.: 1975.
Другой областью использования сплава 7004 является изго-
товление опрокидывающихся вагонов для строительной промыш-
ленности. Сплав в этом случае применяется в виде плит и прессо-
ванных полуфабрикатов. На основании шестилетнего опыта испы-
таний в Канаде сделано заключение о надежности конструкций
из этого сплава. Хорошие свойства сплавов 7005 и 7004 при низких
температурах делают перспективным использование изготовлен-
ных из них вагонов в районах Арктики и на Аляске. В середине
семидесятых годов Канадское правительство заказало фирме
National Steel 1600 сварных грузовых вагонов для перевозки пше-
ницы. Кузов вагона выполнен из профилей сплава 7004 и листов
сплава 5083.

В последние десять лет сплавы системы Л1—Zn—Mg находят
все более широкое применения для изготовления бамперов легко-
вых автомобилей. Замена стальных бамперов алюминиевыми поз-
воляет снизить массу машины на 20 40 кг. С учетом специфич-
ности требований к сплавам, предназначенным для изготовления
бамперов, и были разработаны сплавы системы Al—Zn—Mg [281 I.
Алюминиевые сплавы, используемые для бамперов, обладают
высокой прочностью и вязкостью, обеспечивающей сопротивление
удару, хорошей деформируемостью при прессовании и гибке, вы-
сокой устойчивостью против коррозии и повышенной способностью
к анодированию. Эти качества достигаются регламентацией хими-
ческого состава (повышенное содержание цинка и пониженное
содержание магния, добавка меди и ограничение содержания
примесей железа и кремния, добавки марганца и хрома).

В настоящее время ведущие автомобильные фирмы США,
Японии, Западной Европы выпускают новые модели легковых
автомобилей с бамперами из алюминиевых сплавов, что позволяет
j меньшить массу автомобиля и соответственно сократить расход
горючего [281 286]. В СССР для автомобилей моделей ВАЗ 2121
и ВАЗ 2105 бамперы изготовляют из сплава 1915.

Другой не менее перспективной областью применения сплавов
системы А1—Zn—A\g явтяются кузова грузовых автомобилей, са-
мосвалов, автоцистерн, контейнеров для перевозки грузов, лесо-
возов [286, 287 ]. Для этих целей используют прессованные про-
фили и панели из сплавов AlZnMgl, 7004, 7005, 7020, ZK60, ZK61,
GA6950, 1915, 1935. Многолетний (до 20 лет) успешный опыт экс-
плуатации изделий из А1—Zn—Mg-сплавов свидетельствует о
перспективности данного направления использования этих
сплавов.

2.	СТРОИТЕЛЬСТВО

Широкое применение сплавы системы А1—Zn—Mg нашли
в строительстве мостов. Применение таких сплавов в этой обтасти
обусловлено в первую очередь малой массой изготовленных из
них конструкций, что особенно важно для переносных мостов,
которые могут быть установлены без спецнатьных подъемно-транс-
портных механизмов. Важным преимуществом алюминиевых спла-
вов перед другими материалами является также высокая сопротив-
ляемость коррозии. В Англии [288—290] бы то создано два типа
мостов из алюминиевых сплавов: обычной прочности (длиной 9 м,
массой 5670 кг) и повышенной прочности (длиной 30 м и массой
20 400 кг). Мосты состоят из отдельных элементов со специальными
устройствами, облегчающими монтаж соединений этих элементов.
Конструкция мостов сделана целиком из сплава типа AlZn4Mg2
за исключением задвижек, изготовленных из стали. Мост длиной
9 м монтируется группой рабочих в восемь человек за 15—25 мин,
а мост длиной 30 м — грл ппой в 24 человека за 60—90 мин. Мост
длиной 30 м выдерживает автомашины по 55 т.

В ФРГ мосты-амфибии, паромы, штурмовые мосты грузоподъ-
емностью до 60 т изготавливают из сплава AlZnMgl, прочность
которого соответствует прочности конструкционной стали [291].
Основными конструкционными материалами служат прессован-
ные профили из данного сплава.

Во Франции [288—290] построен пешеходный мост длиной
83 м и шириной 1,7 м из сплава A-Z5G. Всего для основных кон-
струкций пошло 23 т сплава A-Z5G. Все элементы моста соединены
между собой сваркой. Сварные соединения выполнены аргоно-
дуговой сваркой, в качестве присадочного материала взят сплав
AlZn4Mg2.

В ряде работ отмечается, что при применении сплавов системы
А1—Zn- Mg необходимо шире использовать сварку встык и избе-
гать угловых швов, а также резкого перепада толщины. Нагрузка
в прессованных и кованых полуфабрикатах должна быть направ-
лена вдоль волокна, так как статическая и динамическая проч-
ность, а также устойчивость к коррозии под напряжением поперек
волокна значительно ниже, чем вдоль. По данным работы [292],
сплав AlZnMgl применен при строительстве выставочного зала
площадью 440 м2.

В СССР построено несколько экспериментальных зданий (вы-
ставочные павильоны, дворец спорта, киноконцертный зал, теп-
лицы), где для изготовления блоков и структур покрытия зданий
использован свариваемый сплав 1915 [293—297 ]. Активно ведутся
научно-исследовательские и конструкторские работы, направлен-
ные на расширение и усовершенствование использования эконо-
мичных сварных строительных конструкций из сплавов 1915 и
1935 различного назначения и в разных климатических зонах
страны.

Возможность нанесения покрытий на свариваемые сплавы и
сварные соединения для улучшения их декоративного вида и за-
щиты от коррозии открывает дополнительные перспективы ис-
пользования таких сплавов в строительстве. Так, анодированные и
эмалированные листы из сплава C74S [298 ] успешно используются
для отделки зданий и сооружений.
В работе 1287 ] сообщается об успешно?.! опыте использования
сплавов системы А1—Zn—Mg в течение 20 лет в Швеции для ба-
шенных опор линий электропередач, фонарных столбов, мостов
различного назначения, автодорожных ограждений, пешеходных
переходов, кранов, светофоров, деталей автомобильного транспорта
и контейнеров.

3.	ВОЕННАЯ ТЕХНИКА

По данным работ [299, 3001, сплавы системы А1—Zn—Mg
нашли широкое применение в США, ФРГ, Франции и Италии для
изготовления листовой брони бронетранспортеров и легких
танков. Предпочтительное использование сплавов этой системы
обусловлено следующими их свойствами [281]: высоким сопротив-
лением пробиванию снарядами; отсутствием выброса осколков
с внутренней стороны брони; хорошей свариваемостью и корро-
зионной стойкостью.

В военной технике применяются сплавы: 7020 (Франция, танк
типа АМХ10), 7039 (США, танк МПЗ), E74S (Англия, танк «Скор-
пион»), сплав AlZnMg2 (ФРГ). Это высоколегированные сплавы
с добавками марганца, хрома и циркония, временное сопротивле-
ние которых не менее 500 МПа. Так как алюминиевые сплавы на-
чинают давать осколки при прочности более 500 МПа, применяют
плакированную броню: наружный слой из сплава типа 7039, а вну-
тренний — из более пластичного сплава типа 7005. Для обеспече-
ния удовлетворительной коррозионной стойкости сварных швов
их подвергают искусственному старению и ограничивают нагрузки
в высотном направлении.

Довольно широко используются сплавы системы А1—Zn—Mg
в ракетной и космической технике. По данным работ [301—303],
из сплавов 7039, 7107, 7005, 7002 изготавливают корпуса ракет и
емкости, работающие под давтением. Особенно целесообразно
использование этих сплавов для сварных конструкций ракет, рабо-
тающих при криогенных температурах. В обзоре [275 ] сообщается,
что из сплава AlZnMgl изготовлен бак для горючего третьей сту-
пени ракеты Eldo. Сферический бак диаметром 1720 мм сварен из
листа толщиной 3 мм, резервуар сформирован из листов в свеже-
закаленном состоянии.
Биб миографический список

1.	Sander W„ Meissnar К. L. — Z. Metallkunde, 1924, Bd. 16, N 1, S. 12—17.

2.	Сальдау П. Я., Залюторин М. И. — Изв. СФХА, 1938, т. 11, с. 78—80.

3.	Brenner Р. — Aluminium, 1962, Bd. 38, N 7, S. 421—426.

4.	Milller-Busse A. —Aluminium, 1956, Bd 32, N 6, S. 333—339.

5.	Brenner P. — Aluminium, 1961, Bd 37, N 10, S. 633—644.

6.	Young J. G. — Light Metals, 1963, v. 26, N 306, p. 47—50.

7	Chevigny R., Develay R. — Aluminio Nuova Metallurgia, 1965, v. 34 p. 507—
511.

8.	Ливанов В. А., Елагин В. И., Эхина Е. В. и др. — Науч. тр. MATH, Тер-
мическая обработка и свойства сплавов, 1962, вып. 55, с. 49—77.

9.	Фридляндер И. И., Зайцева Н. ИБурова Е. И. и др. — В кн.: Алюми-
ниевые сплавы: Деформируемые сплавы. М., 1964, вып. 3, с. 67—75, 76—
79.

10.	Елагин В. И. Легирование деформируемых алюминиевых сплавов переход-
ными металлами. — М Металлургия, 1975.— 248 с., ил.

11.	Фридляндер И. И. Высокопрочные деформируемые алюминиевые сплавы. —
М.: Оборонгиз. I960. — 291 с., пл.

12.	Фридляндер И. И., Елагин В. И., Кузнецова Е. А и др. — В кн.: Алюми-
ниевые сплавы: Свариваемые сплавы. М., 1969, Вып. 6, с. 38—41, 29—34.

13.	А. с. 579333, 579334 (СССР),Елагин В. И., Захаров В. В., Синявский В. С.
и др. Опубл, в Б. И. 1977, Аг° 41, с. 97.

14.	Елагин В. И. — В кн.: Металловедение легких сплавов. — М.: Наука,
1965, с. 54—64.

15.	Елагин В. И., Аверкина Н. И. —МиТОМ 1963, As 12, с. 21—25.

16.	Елагин В. И., Синявский В. С., Петрова А. А. и др. — В кн.: Металло-
ведение сплавов легких металлов. М.: Наука, 1970, с. 5—10.

17.	Промышленные деформируемые, спеченные и литейные алюминиевые сплавы:
Справочное руководство/Под ред. Ф. И. Квасова, И. Н. Фридляндера. —
М.: Металлургия, 1972. — 552 с., ил.

18.	Игнатьев В. Г., Рабкин Д. Д1., Еюгин В. И. и др. —Автоматическая
сварка, 1970, As 7, с. 57—60.

19.	Власова Т. А. — ФММ, 1967, т. 23, вып. 2, с. 357—360.

20.	Елагин В. И., Аверкина И. Н. — Технология легких сплавов, 1967, № 5,
с. 73—78.

21.	Воронов С. AL, Елагин В. И. — В кн.: Легкие сплавы. М . Изд-во АН
СССР, 1958, с. 222—239.

22.	Елагин В. И. — МиТОМ, 1966, № 8, с. 15—20.

23.	Байдуганов Ю. А., Пастух М. И. — В кн.: Алюминиевые сплавы: Свари-
ваемые сплавы. М.: Металлургия, 1969. Вып. 6, с. 34—37.

24.	Барышев В. Л1 Искендиров В. Г. — Науч, труды ЦНИИСК, 1975, вып. 48.
Вопросы сварки строительных металлоконструкций, с. 112—126.

25.	Синявский В. С., Вальков В. Д., Будов Г. М. Коррозия и защита алюмини-
евых сплавов. — М Металлургия, 1979. — 224 с., пл.

26.	Микляев П. Г., Неитор Г. С., Кудряшов В. Г. — Кинетика разруше-
ния. — М.: Металлургия, 1979. — 280 с., ил.

27.	Schoer Н„ Gruhl W. — Aletali, 1966, Bd 20, N 3, S. 221—225.

28.	Develay R. — Rev. Aluminium, 1976, novembre, p. 521—530.

29.	Baba Y., Fukui T., Takashima A., Terai S. — G. Int. Leichtmetalltag, Leo-
ben Wien, 1975, S. 99—101.

30.	Lindstrand E. — Light Metals, Age, 1977, N 12, p. 28—30.

31.	Tikuta Masahiro, Niiagu Miko. — Jap. Light Metals Weld 1973, v. 11, N 131,
p. 476—480.

32.	A. c. 569637 (СССР)/ Елагин В. И., Захаров В. В., Кукушкин Ю. Н., Мош-
кина В. Н. Опубл, в Б. И 1977, As 31, с. 77.

33.	Baba Y. — Jap. Light Metal Weld, 1974, v. 11, N 131, p. 470—475.

34.	Aluminium, 1976, Bd 52, N 9, S. 587—541.
35.	Fujikawa Schinichiro, Hirano Kenichi — Proc. 2-nd Int. Conf. Meeh. Behav.
Mater., Boston, Mass, 1976, 1976, p. 1846—1850.

36.	VietzJ. T., Sargant K. R-, Polmar I. J.— J. Inst. Metals. 1963—1964,
v. 92, N 10, p. 327—333.

37.	Дриц M. E., Каданер Э. С., Орехова A. H. —МиТОМ, 1967, №2, p. 33—
35.

38.	di Russo E., Buratti Л1. —Met. ital., 1974, v. 66, N 2, p. 77—84.

39.	Grezemba B„ Gruhl IP. - Metall, 1975 Bd 29, N 3, S. 263—266.

40.	Баба Ftocuo, Такасима Акира. — Кпндзоку, 1974, т. 44, №11, с.
45—50.

41.	Бронерин .И. Б., Тарасенко Л. В., Кузнецова Е. А. —МиТОМ, 1978, № 7,
с. 10—13.

42.	Михеева В. И. Химическая природа высокопрочных сплавов алюминия
с магнием и цинком. —М.: Изд-во АН СССР, 1947. — 150 с., ил.

43.	Mondolfo L. F. — Metals and Mater, 1971, v. 5, N 6, p. 95—124.

44.	Mondolfo L. F. — Aluminium Alloys: Structure and Properties, Butterworths,
London — Boston, 1976, p. 970.

45.	Воронов С. M. Избранные труды по легким сплавам. — М.: Оборонгиз,
1975, 544 с. ил.

46.	Добаткин В. И. Слитки алюминиевых сплавов. Свердловск: Металлург-
издат, 1960. — 175 с., ил.

47.	Мальцев М. В. Модифицирование структуры металлов и сплавов, — М_:
Металлургия, 1964. — 212 с., ил.

48.	Фридляндер И. И. — В кн.: Металлургические основы литья легких сп ia-
вов М : Оборонгиз, 1957, с. 204—214, 286—288.

49.	Вайнгард У. Введение в физику кристаллизации металлов. — М . Мир,
1967. — 160 с., пл.

50.	Добаткин В. И., Эскин Г. И., Боровикова С. И. — Технология легких спла-
вов, 1971, № 6, с. 9—12.

51.	Новиков И. И., Золоторевский В. С. Дендритная ликвация в сплавах. —
М.: Наука, 1966. — 158 с., ил

52.	Backerud L.—Z. Metallkunde, 1966, Bd 57, N 4, S. 260—265.

53.	Rogers G. T., Glanvile D. E. — J. Inst. Met., 1962, v. 90, N 5, p. 354—360.

54.	Theler J. J., Bishel 7/.—Metall, 1967, N 3, S. 195—201.

55.	Колачев Б. А., Ливанов В. А., Елагин В. И. Металловедение и термическая
обработка цветных металлов и сплавов. — М.: Металлургия, 1972. — 480 с.,
ил.

56.	Obinata I., Jzumi О., Oelschlagel D., Nagata A. — Trans. JIM, 1969, v. 10,
p. 107—112.

57.	Бочвар А. А., Пшеничное IO. П. — Д^Н СССР. Металлы, 1968, т. 182,
№ 4, с. 819—820.

58.	Золоторевский В. С., Телешов В. В. — МиТОМ, 1970, № 7, с. 44—47.

59.	Золоторевский В. С., Новиков И. И., И стомин-Кастровский В. В. и др. —
В кн.: «Сплавы цветных металлов», М.: Наука, 1972, с. 53—60.

60.	Спиридонов В. Б., Власова Т. А., Иорданский В. Н. — В кн.: Алюминиевые
сплавы. М., Металлургия, 1968. Вып. 5, с. 46—61.

61.	Сетюков О. А., Семенов А. Е., Золоторевский В. С. —Изв. Вузов: Цвет-
ная металлургия, 1975, №2, с. 118—121.

62.	Новиков И. И., Семенов А. Е., Сетюков О. А., Золоторевский В. С. В кн.:
Металловедение и технология легких сплавов. М.: Наука, 1976, с. 3—9.

63.	Ryum N. — Acta Met., 1969, v. 17, N 3, p. 269—278.

64.	Izumi O., Oelschlogel D. — Scripta Met., 1969, v. 3, p. 619.

65.	Nes E. — Acta Met., 1972, v. 20, N 4, p. 499—506.

66.	Tlumdal B., Sundberg R. — J. Inst. Met., 1969, v. 97, N 5, p. 160.

67.	Adenis D., Moulin J. P., Quiahaudis A. —Mem. Scient. Rev. Metall, 1969,
v. 2, p. 135—149.

68.	Добаткин В. И., Гришковец Я. Г. — В кн.: Легкие сплавы и методы их
обработки. М.: Наука. 1968, с. 38—47.

69.	Новиков И. И- Горячеломкость цветных металлов и сплавов. — М.: Наука,
1966. — 298 с., ил.
70.	Yoshikawa Masanori, Asaeda Toshio, Ooto Toshihirito. — Bull. SSME, 1977
v. 20, N 145, p. 890—895.

71.	Yoshikawa Masanori, Asaeda Toshio, Ooto Toshihirito. — Trans. Jap. Soc. Meeh.
Eng., 1978, v. 44, N 381, p. 1763—1769.

72.	Головинов M. Ф. — В кн.: Производство полуфабрикатов из алюминиевых
сплавов. М.: ОНТИ ВИАМ, 1963, с. 60—72.

73.	Helmut Stenger. — Drahtwelt, 1973, Bd 59, N 6, 5, S. 235—240.

74.	Губкин С. И. Пластическая деформация металлов. — M.: ОНТИ, 1935. —
450 с., ил.

75.	Павлов И. М. Теория прокатки. — М.: Металлургиздат, 1950. — 610 с., ил.

76.	Laue К-, Hornauer И. — Z. Metallkunde, 1956, Bd 47, N 2, S. 117—121.

77.	Жолобов В. В. Прессование металлов. — М.: Металлургиздат, 1959. — 512 с.,
ил.

78.	Перлин И. Л., Райтбарг Л. X., Теория прессования металлов. — 2-е изд.,
перераб. и доп. — М.: Металлургия, 1975. — 447 с., пл.

79.	Батурин А. И., Горохов В. П., Тертышник Р. С. — Технология легких
сплавов, 1969, Кв 1, с. 62—66.

80.	Бажанов Ю. М. — Технология легких сплавов, 1964, №3, с. 86—92.

81.	Степанский Л. Г. — Технология легких сплавов, 1966, Кв 4, с. 59—66.

82.	Готлиб Б. М., Стукач А. Г., Тарнавский И. Я- и др. — Технология
легких сплавов, 1967, Кв 3, с. 76—81.

83.	Тихомиров В. А., Стукач А. Г., Готлиб Б. М. — Технология легких спла-
вов, 1968, Кв 1, с. 68—72.

84.	Галацкий Б. Д., Федорова К. А. — Технология легких сплавов, 1976, Кв 7,
с. 20—24.

85.	Gisela М„ Erick N. — Z. Metallkunde, 1977, Bd 68, N 10, S. 683—687.

86.	Ерманок M. 3., Каган Л. С., Головинова М. Ф. Прессование труб из алюми-
ниевых сплавов. — М.: Металлургия, 1976. — 248 с., пл.

87.	Готлиб Б. М., Добычин И. А., Баранчиков В. М. и др. — Технология лег-
ких сплавов, 1977, Кв 7, с. 12—18.

88.	Akeret R. — Journal Institute Metals, 1967, v. 95, N 7, p. 204—211.

89.	Akeret R. — Mem. Sci. Rev. met., 1972, v. 69, N 9, p. 633—640.

90.	Sheppard T., Raybould D. — J. Inst. Met., 1973, v. 101, N 2, p. 33—44.

91.	Елагин В. И., Микляев П. Г., Кукушкин Ю. Н., Дуденков В. М. — В кн.:
Металловедение и литье легких сплавов. М.: Металлургия, 1977, с. 111—117.

92.	Полухин П. И., Гун Г. Я-, Галкин А. М. Сопротивление пластической де-
формации металлов и сплавов: Справочник. — М.: Металлургия, 1976. —
486 с., ил.

93.	Scharf G., Lossack Е. — Light Metals Age, 1978, v. 36, N 3—4, p. 24—26.

94.	Микляев П. Г., Дуденков В. М. Сопротивление деформации и пластичность
алюминиевых сплавов. — М.: Металлургия, 1979. — 181 с., ил.

95.	LangG., Castle F. — Aluminium, 1978, Bd 54, N 3, S. 212—213.

96.	Castle F„ Lang G. — Aluminium, 1977, Bd 53, N 9, S. 535—539.

97.	Koeller R. C., Ray R. — Acta Metallurgica, 1978, v. 26, N 10, p. 1551—
1558.

98.	Develay R. — Revue Aluminium, 1967, N 345, p. 86—95.

99.	Takanishi Kiyoshi. —J. Jap. Inst. Light Met., 1976, v. 26, N 6, p. 286—297.

100.	Захаров В. В., Щелбанина О. Л. — Технология легких сплавов, 1974, Кв 5,
с. 18—22.

101.	Алюминиевые сплавы. Металловедение алюминия и его сплавов: Справоч-
ное руководство./Отв. ред. И. Н. Фридляндер. —М.: Металлургия, 1971, —
352 с., ил.

102.	Kutner F., Nachtigall Е. — Aluminium, 1969, Bd 45, N 10, S. 621—626.

103.	Лужников Л. П., Романова О. А. — В кн.: Легкие сплавы. М., Изд-во АН
СССР, 1958, Вып. 1, с. 245—248.

104.	Вайнблат Ю. М., Горохов В. П., Горячев А. П. и др. — В кн.: Металло-
ведение и технология легких сплавов. М.: Наука, 1976, с. 60—66.

105.	Сафонов В. И., Авдюшкин О. А. — Технология легких сплавов. 1968, Кв 2,
с. 15—18.

106.	Добаткин В. И., Гришковец Я- Г. — МиТОМ, 1966, № 8, с. 27—31.
107.	Embury J., Nes E. — Z. Metallkunde, 1973, Bd 64, N 11, S. 805—811.

108.	Вайнблат Ю. M., Родина И. Б. — ФММ, 1975, т. 70, № 6, с. 1292—1294.

109.	Елагин В. И. В кн.: Металловедение легких сплавов, М.: Наука, 1965,
с. 54—64.

ПО. Рубин Ю. Л., Елагин В. И., Мартынова Н. А., Кукушкин Ю. FI. В кн.:
Технология прогрессивных процессов производства профилей и труб. М.:
Металлургия, 1969, с. 11—18.

111.	Вайнблат Ю. М., Бухарина Н. В. —МиТОМ, 1974, № 5, с. 25—29.

112.	Вайнблат Ю. М., Ланцман П. Ш.—Технология легких сплавов, 1973,
Лг° 7, с. 9—13.

113.	Вайнблат Ю. М. — В кн.: Металловедение и литье легких сплавов. М.:
Металлургия, 1977, с. 287—300.

114.	Raybould D., Sheppard T. — J. Inst Met., 1973, v. 101, N 3. p. 65—72.

115.	Koster U. —Metal Science, 1974, v. 8, N 5, p. 151 —160.

116.	Fiorini Paolo, Consert-a Mario. — Aluminio, 1972, v. 41, N 10, p. 544—550.

117.	Swith W. F.. Grant N. G.— Metallurgical Fransaction, 1970, v. 1, N 6,
p. 1735—1740.

118.	Develay R. — Revue de l’aluminium, 1976, N 11, p. 521—544.

119.	Диаграммы изотермического распада раствора в алюминиевых
сплавах./В. Г. Давыдов, В. В. Захаров, Е. Д. Захаров, 1-1. И. Новиков. —
М.: Металлургия, 1973. — 150 с., ил.

120.	Evancho J. W., Staley J. Т.—Metallurgical Transactions, 1974, v. 5,
№ 1, p. 43—47.

121.	Bryant A. J. — Z. Metallkunde, 1967, Bd 58, N 10, S. 684—691.

122.	Bryant A. J. — J. Inst. Metals, 1966, v. 94, N 3, p. 94—99.

123.	Baba Y. —Sumitomo Light Metal Techn., 1967, v. 8, N 7, p. 16—23.

124.	Thomas G., Nutting J. — J. Inst. Metals, 1959—60, v. 88, N 2, p. 81—90.

125.	Polmear I. J. —J. Inst. Metals, 1960—61, v. 89, N 10, p. 51—59.

126.	Baba Y., J. Japan Inst. Light Metal, 1967, v. 31, N 4, p. 513—519.

127.	Металловедение и технология легких сплавов. М.: Наука, 1976, с. 92—94.

128.	Алюминиевые сплавы. Металловедение алюминия и его сплавов: Справоч-
ное руководство:,'Отв. ред. II. Н. Фридляндер. — М.: Металлургия, 1971. —
352 с., ил.

129.	Алюминиевые сплавы. Структура и свойства полуфабрикатов из алюмини-
евых сплавов: Справочное руководстве Отв. ред. В. А. Ливанов. — М.:
Металлургия, 1974. — 432 с., ил

130.	Polmear I. J. — J. Inst. Metals, 1957, v. 86, N 3, p. 113.

131.	Hirano K-, Takagi L. — Inst. Phys. Soc. Japan, 1955, v. 10, N 3, p. 187.

132.	Graf R. — Comt. Rend., 1956, v. 242, № 10, p. 1311, N 24, p. 2834.

133.	Graf R. —Comt. Rend., 1956, v. 244, №3, p. 337.

134.	Mondolfo L. E., Gjostein N. A., Levinson D. W. — J. Metals, 1956, v. 8,
N 10, p. 1378.

135.	Schmalzred H„ Gerold V. — Z. Merallkunde, 1958, Bd 49, N 6, S. 291.

136.	Genty R., Graf R., Lenoir G. —Comt. Rend., 1958, v. 247, N 23, p. 2126.

137.	Багаряцкий Ю. А., Носова Г. И., Травина FI. Т. — Изв. АН СССР. Ме-
таллы, 1966, № 1, с. 126—135.

138.	Буйнов Н. Н., Захарова Р. Р. Распад металлических пересыщенных твердых
растворов. — М.: Металлургия, 1965. — 143 с., ил.

139.	Буйнов Н. Н., Добаткин В. И., Рокин В. Г. и др. — ФММ, 1966, т. 19,
№3, с. 424 — 431.

140.	Kroggel R., Lobbier FI., Karngiebel E., Zoch G. — Krist, und Techn., 1977,
Bd 12, № 10, S. 1045.

141.	Tamita Yoichoro — Met. Abstrs. Light Metals and Alloys, 1975, N 9, p. 41 —
44.

142.	Lyman С. E., Vander Sande J. B. — Met. Transactions, 1976, v. 7; N 8,
p. 1211—1216.

143.	Auld J. FI., Cousland S. Mck. — J. Austral Inst. Metals, 1974, v. 19, N 3,
p. 194 203.

144.	Polmear J. J. — J. Inst. Metals, 1958, v. 87, N 1, p. 24 —31.

145.	Gionnes S., Sinecnsen Ch. — Acta Met., 1970, v. 18, N 8, p. 881—890. .
146.	Фридляндер И. Н. — МиТОМ. 1965 № 8, с. 43—48.

147.	Фридляндер И. И., Герчикова Н. С., Зайцева Н. И. — В кн.: Алюминиевые
сплавы. Конструкционные сплавы. М , Металтурппдат, 1968, Вып. 5,
с. 114—118.

148.	Thackery Р. А. — J. Inst. Metals. 1968, v. 96. N 8, p. 228—235.

149.	Geissler A. H. — Phase Transformation in Solid, London, 1951, p. 387—399.

150.	Varley P. C., Day К- B., Sendorek A. — J. Inst. Metals, 1957—58, v. 86,-
N 3, p. 337—347.

151.	Embury J. D., Nicholson R. B. — J. Austral Inst. Metals, 1963, v. 8, N 1,
p. 76—86.

152.	Taylor L. J. — J. Inst. Metals, 1964, v. 92, N 9, p. 301.

153.	Embury J. D , Nicholson R. B. — Acta Met., 1965, v. 13, N 4, p. 403—417.

154.	Lorimer G. W., Nicholson R. B. — Acta Met., 1966, v. 14, N 8, p. 1009—
1013.

155.	Cornish A. J., Day M. K- B. — J. Inst. Metals, 1969, v. 97, N 2, p. 44—52.

156.	Vnwih P. N. T., Lorimer G. W., Nicholson R. B. — Acta Met., 1969, v. 17,
Nil, p. 1363—1377.

157.	Unwih P. N. T., Nicholson R. B. — Acta Met., 1969, v. 17, N 11, p. 1379—
1393

158.	Shastry C. R., Judd G.—Met. Transaet, 1971, v. 2, N 21, p. 3283—3287.

159.	Doig P., Edington W. J. —Met. Transaet., 1975, v. 6A, N 4, p. 943—945.

160.	Doig P., Edington W., Jacobs M. H. — Phil. Mag. 1975, v. 31, N 2, p. 285—
290.

161.	Chen J. M., Sun T. S., Viswanadham R. K-, Green J. A. S. —Met. Trans.,
1977, v. A8, N 12, p. 1935.

162.	Chang S„ Morral J. E. — Acta Met., 1975, v. 23, N 6, p. 685—689.

163.	Edgar A., Starke Jr. — J. Metals, 1970, v. 22, N 1, p. 54—63.

164.	Ryum N., Haegland B., Lindtweit T. — Z. Metallkunde, 1967, Bd 58, N 1,
S. 28—31.

165.	Ryum N. — Acta Met., 1968, v. 16, N 3, p. 327—332.

166.	Dix E. H. — Transaet Amer Soc. Metals, 1950, v. 42, p. 1057—1061.

167.	Baba Y. — J. Japan Inst. Metals, 1967, v. 31, N 4, p. 507—516.

168.	Taylor J. — Metall Progr., 1963, v. 84, N 6, p. 96—100.

169.	Brenner P., Schippers M. — Rev. Met., 1956, v. 53, N 8, p. 627—637.

170.	Kawachi R. — Japan Inst. Light Metals, 1958, v. 8, N 8, p. 22—29.

171.	Baba Y. — J. Japan Inst. Metals, 1967, v. 31, N 4, p. 513—517.

172.	Ramesam J., Anatharaman T. R. — J. Indian Inst. Sci., 1961, v. 43, p. 158—
165.

173.	Murakami Y. — Japan Inst. Light Metals, 1967, v. 17, N 4, p. 173—180.

174.	Morinaga T. —Japan Inst. Light Metals, 1965, v. 15, N 5, p. 275—280.

175.	Morinaga T. — Japan Inst. Light Metals, 1965, v. 16, N 6, p. 335—340.

176.	Smith W. F„ Grant N. D. — Met. Trans., 1971, v. 2, N 5, p. 1333—1340.

177.	Chen C., Judd G. — Metallurgical Transactions, 1978, v. 9A, N 4, p. 553—
559.

178.	Soeno Ko, Miisuo C. — J. Japan Inst. Metals, 1973, v. 37, N 6, p. 658—663.

179.	Гончар В. //. — Науч. тр./ЛПИ, 1959, № 202, с. 43—49.

180.	Soeno Ко, Chigasaki Mitsuo. — J. Japan Inst. Metals, 1973, v. 37, N 6,
p. 658—663.

181.	Suzuki H., Kanno M., Asami S. — J. Japan Inst. Light Metals, 1972, v. 22,
Nil, p. 661—667.

182.	Polmear I. J. — J. Inst. Metals, 1960 61, v. 89, N 10, p. 193—200.

183.	Polmear I. J. — J. Inst. Metals, 1961 '62, v. 90, N 2, p. 182—189.

184	Peters В. C. —Met. Trans.. 1971, v. 2, N 4, p. 1255—1257.

185.	Peters В. C. — J. Inst. Metals, 1971, v. 99, N 11, p. 354—356.

186.	Дриц M. E., КаданерЭ. С., Кузьмина В. И. —МиТОМ, 1967, N 12, с. 50—
53.

187.	Дриц М. Е., Каданер Э. С., Кузьмина В. И. Авт. свид. № 198670. — Изоб-
ретения, промышленные образцы, товарные знаки, 1967, № 14, с. 99.

188.	Holl Н. А. — J. Inst. Metals, 1965, v. 92, N 10, p. 364—365.

189.	Holl H. A. — Metall Sci. J., 1967, v. 1, N 7, p. 111—113.
190.	Davis A. L. — J. Inst. Metals, 1965, v. 93, N 10. p. 368.

191.	Gobin P., Montuelly J. — Revue Met., 1959, v. 56, N 6, p. 617.

192	Козловская В. П. — В кн.: Исследование сплавов цветных металлов. М.,
Изд-во АН СССР, 1960, Вып. 2, с. 57—63.

193.	Добаткин В. И., Козловская В. И., Бавыкина И. Л1 — В кн.: Металловеде-
ние легких сплавов. М.: Нахка, 1965, с. 166—179.

194.	Захаров В. В., Новиков И. И.. Елагин В. И., Левин Л. И. — МиТОМ,
1970, № 5, с. 70—73.

195.	Hug Н. — Aluminium Suise, 1963, v. 13, N 2, p. 49—60.

196.	Романова P. P., Ракин В. Г., Буйнов Н. Н., Елагин В. И. — ФММ, 1967,
т. 23. № 3, с. 663—666.

197.	Вальков В. Д., Синявский В. С., Елагин В. И. — Технология легких спла-
вов, 1968, № 3, с. 83—91.

198.	Russo Е. — Aluminio nuva metallurgia, 1967, v. 36, N 3, p. 123—130.

199.	Asano K-, Hirano K-, Transaction Japan Inst. Metals, 1968, v. 9, N 3, p. 149—
156.

200.	Kovacs I., Lendivdi J., Ungar T. u. a. — Aluminium, 1977, Bd 53, N 8,
S 497______503

201.	Kovacs I., Lendicdi J., Ungar T. — u. a. — Aluminium, 1977, Bd 53, N 8,
S. 497—503.

202.	Добаткин В. И. Технология легких сплавов. 1967, № 5, с. 70—73.

203.	Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. — М.: Металлур-
гия, 1978. — 400 с., ил.

204.	Бернштейн Л1 Л. Прочность стали.—М.: Металлургия, 1974. — 432 с.
ил.

205.	Добаткин В. И. — В кн.: Металловедение легких сплавов. М., Наука,
1965, с. 116—124.

206.	Захаров В. В., Дриц А. М. — В кн.: Металловедение и литье легких спла-
вов, М., Металлургия, 1977, с. 128—136.

207.	Бер Л. Б., Вайнблат Ю. М. — В кн.: Металловедение и литье легких
сплавов. М.: Металлургия, 1977, с. 147—163.

208.	Добаткин В. И. — Технология легких сплавов, 1967, № 5, с. 70—72.

209.	Вайнблат Ю. М., Ланцман П. Ш., Шаршагин И. А. — Изв. вузов. Цвет-
ная металлургия, 1974, №4, с. 155—160.

210.	Вайнблат Ю. М., Ланцман П. Ш. — Технология легких сплавов, 1974,
№ 3, с. 6—11.

211.	Вайнблат Ю. М., Ланцман П. Ш. — Технология легких сплавов, 1973,
№ 7. с. 9—13.

212.	Елагин В. И. — Цветные металлы, 1974, № 6, с. 56—60.

213.	Добаткин В. И., Елагин В. И. — Цветные металлы, 1973, № 6, с. 6—12.

214.	Захаров В. В. — Цветные металлы, 1977, № 6, с. 73—74.

215.	Ashton R. F. — J. of Metals, 1969, N 9, р. 27—30.

216.	Захаров В. В. — Технология легких сплавов, 1972, № 3, с. 9—12.

217.	Рубин Ю. Л. — В кн.: Технология прогрессивных процессов производ-
ства профилей и труб, М., Цветметинформация, 1969, с. 11—19.

218.	Елагин В. И., Захаров В. В., Мошкина В. Н. и др. — ФММ, 1969, т. 34,
№ 2, с. 421—423.

219.	Елагин В. И., Захаров В. В., Петрова А. А. — Технология легких спла-
вов, 1972, № 4, с. 20—23.

220.	Рабинович М. А'. Термомеханическая обработка алюминиевых сплавов. —
М.: Машиностроение, 1972. — 160 с., ил.

221.	Рабинович М. X. Технология легких сплавов, 1970, № 1, с. 11 —17.

222.	Рабинович М. X. — В кн.: Легкие сплавы и методы их обработки. М.: На-
ука, 1968, с. 102—108.

223.	Рабинович М. X. — МиТОМ, 1970, № 3, с. 43—46.

224.	Творогов И. М. —МиТОМ, 1969, № 8, с. 51—56.

225.	Творогов И. М., Хасчиков Р. С. — МиТОМ, 1970, № 2, с. 33—36.

226.	Творогов И. М. — В кн.: Экономика производства, прогрессивные техно-
логические процессы и качество промышленных изделий, Уфа, 1971, с. 197—
201.
227.	Рабинович М. X., Лутфуллин Р. Я-, Добролюбов В. И. — В кн.: Металло-
ведение и литье легких сплавов. М.: Металлургия, 1977, с. 136—146.

228.	Захарова Л1. И. Рентгенография в применении к исследованию материалов.
М.: ОНТИ, 1936. — 248 с., ил.

229.	Конобеевский С. Т. — Изв. АН СССР. Серия химических наук, 1937, Лр 5,
с. 37—41.

230.	Graf R. — Pubis, sci et tech, ministere air, N 0315, 1965.

231.	Захаров E. Д. — В кн.: Алюминиевые и магниевые сплавы. М.: Оборонгиз,
1961, с. 68—94.

232.	Rysz G. — Nene Hutte, 1965, Bd 10, N 5, S. 306—311.

233.	Pysz G., Michalzik G. — Hene Hutte, 1965, Bd 10, N 12, S. 735—739.

234	Келли А., Никлсон P. Дисперсионное твердение.—M.: Металлу ргиздат,
1966. — 300 с., ил.

235.	Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. —М., Мир, 1972. — 488 с.,
ил.

236.	Павлов В. А. — ДАН СССР, 1954, т. 95, №6, с. 1201 — 1206.

237.	Павлов В. А., Филиппов Ю. И., Фризен С. А. — ФММ, 1965, т. 20, с. 770—
773.

238.	Павлов В. А. — ФММ, 1963, т. 16, с. 155—158.

239.	Пановко В. М., Кулакова Н. И. — Заводская лаборатория, 1974, № 3,
с. 314—316.

240.	Пановко В. М., Давыдов В. Г., Дриц А. М., Семенова Э. Л1. — Технология
легких сплавов, 1974, № 12, с. 20—24.

241.	Пановко В. ЛЕ, Давыдов В. Г., Дриц А. М. Семенова Э. М — В кн.: Ме-
талловедение и литье легких сплавов, М. Металлургия, 1977, с. 164—
172.

242.	Буйнов И. И. — ФММ, 1966, т. 22, с. 424—426.

243.	Гинье А. Неоднородные металлические твердые растворы М.: ИЛ, 1962,
158 с., ил.

244.	Murakami V., Kawano О., Tamura Н. — Mem. Fac. Eng., Kyoto Univ.,
1964, v. 26, N 1, p. 34—68.

245.	Ceresara S., Fiorini P. — Mater. Sci. Eng., 1972, v. 10, p. 205—210.

246.	Muranami M., Kawano O., Uyeda T., Murakami V. — Phil. Meg., 1970,
v. 21, N 174, p. 1119—1126.

247.	Brock D. — J. Inst. Met., 1971, v. 99, p. 255—257.

248.	Шилова E. И. — В кн.: Легкие сплавы. M., Изд-во АН СССР, 1958, с. 123—
132.

249.	Ian Y. Р. — J. Appl. Phys., 1955, v. 24, р. 1291—1925.

250.	Hull Н. 1., Stephen I. Z. — Eng., 1972, v. 212, nov., p. 2—6.

251.	Елагин В. И., Захаров В. В. — Технология легких сплавов, 1965, Ne 5,
с. 61—71.

252.	Me. Evily А. — J. Trans. ASM, 1967, v. 60, р. 661—671.

253.	Давыдов В. Г., Дриц А. М., Захаров Е. Д. — Изв. вузов. Цветная металлур-
гия, 1973, Ne 1, с. 128—133.

254.	Nutting I. — Met. Trans., 1971, v. 2, N 1, p. 45—51.

255.	Polmear I. J. — J. Inst. Met., 1958, t. 85, N 11, p. 65.

256.	Conserva M., Russo E., Gatto T. — Aluminio enuova met., 1968, v. 37, N 9,
p. 441—445.

257.	Mercier I., Chevingly R. —Men. scient. Rev metallugie, 1963, v. 60, N 1,
p. 67—71.

258.	Conserva M. —Met. ital., 1973, v. 65, N 4, p. 208—220, 228.

259.	Buratti M., Conserva M., Di Russo. — Aliminio, 1972, v. 41, N 7—8, p. 414—
418.

260.	Di Russo, Conserva M., Gatto F., Markus H. —Met. Ttans., 1973, v. 4,
p. 1133—1144.

261.	Conserva M., Buratti M., Russo Di, Gatto-Mater F. —Sci. and Eng., 1973,
N 11, p. 103—112.

262.	Романова P. P., Буйнов H. H. — ФММ, 1971, t. 31, вып. 5, c. 1053—1057.

263.	Morroka T., Yuasa E, — J. Japan Inst. Met., 1969, v. 33, N 8, p. 883—888.

264.	Isono E. — Light Metals, 1960, v. 10, N 5, p. 341.
265.	Renouard .11., U ateen 'IL — Harterei — Technik Mitt., 1967, v. 22, N 4
p. 308—312.

266.	Ostermann F. — Met. Trans., 1970, v. 2, X 10, p. 2897—2902.

267.	Paton Л'. E., Sommer A ll’7.—Microstruct. and Dcsing Alloys Proc. 3rd
Int. Conf. Strength Metalsand Alloys. Cambridge, 1972, v. 1, p. 101—109.

268.	Thomson D. S., Levy S. A.. Beson D. R.—Microstruct. and Design Al-
loys. Proc. 3rd Inst. Conf. Strength Metalsand Alloys. Cambridge, 1973, v. 1,
p. 119—123.

269.	Корягин Ю. Д., Карева И. T.,	Смирнов М. А., Зельцман И. Д. —

Науч. тр. Челябинский политехнический институт, 1974, № 133, с. 165—
169.

270.	Thoupson D. S., Ley S. А . Spangler G. E. — Aluminium (BRD). 1974,
Bd 50, X 10, S. 647—649

271.	Штейнберг AL Al., Карева H. T., Смирнов Al. А. и др. — Изв. АН СССР.
Металлы, 1976, Vs 5, с. 175—182.

272.	Banizs К- А. — Aluminium (BRD), 1977, Bd 53. X 7, S. 417—420.

273.	Uno F., Baba I'. —J. Jap. Inst. Light Metals, 1976, v. 26, N 7, p. 347—
355.

274.	Пановко В. AL, Дрии A. M., Давыдов В. Г., Семенова Э. Al — Технология
легких сплавов, 1976, № 5, с. 13—17.

275.	Gruhl HL, Wanschkuhn Е. — J. Inst. Met., 1971, v. 99, N 2, p. 49—56.

276.	Алюминиевые сплавы. Применение алюминиевых сплавов: Справочное ру-
ководство/Отв. ред. А. Т. Туманов. М., Металлургия, 1973, 407 с., пл.

277.	Breson J. — Rev. de Aluminium, 1966, v. 43, N 341, p. 487—488.

278.	Aluminio, 1977, v. 46, N 4, p. 183—188.

279.	Joung J. AL —Metals and Ataterials, 1971, v. 6, N 2, p. 71—75.

280.	Aluminium, 1976, Bd 52, N 7, S. 449.

281.	Develay R. — Rev. Aluminium, 1979, N 483, p. 169—184.

282.	Vaccari lohn A. —Mater. Engin., 1976, v. 84, N 3, p. 81—89.

283.	Ligh Metal Age, 1975, v. 33, N 7—8, p. 28.

284.	Agams David G. — Mater. Engn., 1976, v. 83, N 2, p. 22—26.

285.	Vaccari John A. —Mater. Engng., 1975, v. 81, N 5, p. 20—22.

286.	Metall, 1976, Bd 30, N 6, S. 574—576.

287.	Revue de l'Aluminium, 1978, N 475, p. 317—320.

288.	Alluminio, 1974, v. 43, N 2, p. 106—107.

289.	Rousset I. — Rev. Aluminium, 1970, N 381, p. 61—68.

290.	Aluminio, 1974, v. 42, N 2, p. 100—103.

291.	Gerionmer O. —Metall, 1976, VI, Bd 30, X 6, S. 535—540

292.	Brenner P. — Aluminium, 1961, Bd 37, N 10, S. 633—644.

293.	Бубновский Б. Г. — Технология легких сплавов, 1975, № 10, с. 55—57.

294.	Михайлов Г. Г., Макунина И. М. — Технология легких сплавов. 1975,
№11, с. 61—64.

295.	Цой В. В., Михайлов Г. Г. — Технология легких сплавов. 1978, № 7,
с. 60—64.

296.	Рючина Г. В., Кокк А. И. — Технология легких сплавов, 1979, N 1, с. 71—
74.

297.	Цой В. В., Михайлов Г. Г., А гексеев Е. П. и др. — Автоматическая сварка,
1978, № 8, с. 50—51.

298.	Taybor J. —Metal Progi., 1963, v. 84, N 6, p. 96—100.

299.	Reker F. I. Koblenz. — Aliminium, 1977, v. VII, Bd 53, N 7, S. 421—426.

300.	Besnard VI. — Rev. Aluminium, 1973, N 420, p. 445—449.

301.	Kemppinen A., lemkins B., Stein G.—Metal Progr., 1964, VII, v. 86,
N 1, p. 100—103.

302.	Deverlay R. — Rev. Aluminium, 1972, N 404, p. 156—184.
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ

ВНТМО 205

ВТМО 175

Гинье—Престона зона 148, 149

Гомогенизация:

изменение деформируемости при обработке давлением 86

—	структуры слитка 58

----полуфабрикатов 99

—	устойчивости твердого раствора 139

Диаграмма состояния А1—Zn—Mg 51

Диаграммы изотермического превращения 123

За калка:
из печи 146
на прессе 176

Замедленное разрушение 27

Зинера—Холомона параметр 107

Зона, свободная от выделений 151 -

Кинетика:

распада переохлажденного твердого раствора 120

старения 153

Коррозионная стойкость:

сплава 1935 36

сплавов АЦМ, В92Ц 12

-	1915, 1925 25

критическая скорость:

истечения при прессовании 69

охлаждения при закалке 118

Критическая температура при прессовании 70

Ликвация 54

Литая структура 53

Литье слитков 53

Механические свойства:

сплава 1935 34

— 1911 13

сплавов АЦМ, В92Ц 11

— 1915. 1925 19

изменение при старении 153

Нагрев:

под прессование 70

при прессовании 70

под закалку 146

— старение 172

НТМО 187

Обработка:

давлением 68

термическая 146. 172, 176

Охлаждение с температуры:

гомогенизация 59

обработки давлением 176, 181, 186

закалки 146

Паяемость 35

Период инкубационный при распаде переохлажденного раствора 118

Полигонизация 88

Превращение фазовое изотермическое в сплавах 120
Прессование:

давление 69

деформируемость 73, 74, 76

Прокаливаемость 115

ПТМО 176

Расстояние между частицами 90, 101, 112

Рекристаллизация:

температура 92, 93, 101, 102, НО, 113

тормозящая сила 104, 112

Свариваемость 24, 35

Сопротивление деформации 72

С-кривые 123

— уравнение 119

Сплавы:

высокопрочные 10, 12

высокотехнологичные 14, 32

зарубежные 36, 40, 44, 46

история развития 38

перспективы развития 38

структура 53, 58, 88

состав фазовый 59

— химический 10

Старение:

влияние перерыва между закалкой и искусственным старением 163

выделения метастабильные 149

— стабильные 150

деформационное 188

естественное 148

зонное 148, 153

искусственное 149, 155

ступенчатое 172

фазовое 149, 155

Термическая стабильность полигонизованной структуры 89

Твердый раствор:

высокотемпературный 113

низкотемпературный 146

устойчивость 11 3

ТМО 174

Фазы-упрочнители 148

Энергия:

накопленная при деформации 112

торможения рекристаллизации 104

Ячейка дендритная 56
ЦБ № 1541

ВИКТОР ИГНАТОВИЧ ЕЛАГИН,
ВАЛЕРИЙ ВЛАДИМИРОВИЧ ЗАХАРОВ,
АЛЕКСАНДР МИХАЙЛОВИЧ ДРИЦ

СТРУКТУРА
И СВОЙСТВА
СПЛАВОВ
СИСТЕМЫ

Al-Zn-Mg

Редактор издательства Л. М. Элькинд
Художественный редактор А. И. Гофштейн
Технический редактор Н. А. Сперанская
Корректоры: Г. Ф. Лобанова, Н. П. Собко
Переплет художника В. 3. Казакевича

Сдано в набор 26.06.81. Подписано в печать 05.12. 81.	Т-26078. Формат бумаги

60Х901/1в. Бумага типографская № 2. Гарнитура литературная. Печать высокая.

Печ. л.14,0. Кр.-отт. 14,0. Уч. изд. л. 17,15. Тираж 2200 экз. Заказ № 615.

Цена 2 р. 80 к. Изд. № 0011.

Издательство «Металлургия», 119034, Москва, Г-34,
2-й Обыденский пер., д. 14

Ленинградская типография Хе 6 ордена Трудового Красного Знамени
Ленинградского объединения «Техническая книга» им. Евгении Соколовой
Союзполиграфпрома при Государственном комитете СССР
по делам издательств, полиграфии и книжной торговли

193144, г. Ленинград, ул. Моисеенко, 10
ВНИМАНИЮ СПЕЦИАЛИСТОВ,
ПРЕДПРИЯТИЙ И БИБЛИОТЕК

Вам предлагаются книги выпуска 1982 г., заказы на которые
принимает только издательство «Металлургия».

Книготорговые организации и бибколлекторы заказы на эти
книги не принимают. В свободную продажу они не поступят.

Заказы на эти издания оформляются гарантийными письмами
в адрес издательства: 119034, Москва, ГСП-3, 2-й Обыденский
пер., 14. Отдел распространения.

После выхода в свет книги рассылаются наложении и плате-
жом согласно полученным заказам.

Металлургия легких цветных металлов

Журавин Ю. Д., Минцис М. Я. Особенности электрообеспече-
ния алюминиевых электролизеров (серия «Проблемы цветной
металлургии»). 6 л. 30 к.

Таненбаум А. И., Беляев А. С., Капустин М. И., Беляев М. А.
Механизация производства алюминия (серия «Проблемы цветной
металлургии»). 11 л. 60 к.

Шморгуненко Н. С., Корнеев В. И. Комплексная переработка
отвальных шламов глиноземного производства (серия «Проблемы
цветной металлургии»). 10 л. 50 к.

Металлургия тяжелых цветных металлов

Биргер М. И., Гончаров А. Е., Гордон Г. М., Гурвиц А. А.

Электрофильтры в цветной металлургии. 10 л. 50 к.

Серебренникова Э. Я- Обжиг сульфидных материалов в кипя-
щем слое. 9 л. 45 к.

Сплавы цветных металлов

Герчикова Н. С. Тонкая структура и коррозионное растрески-
вание алюминиевых сплавов. 11 л. 1 р. 60 к.

Шалин Р. Е., Калицев В. А. Направленное затвердевание
полых отливок (серия «Проблемы цветной металлургии»), 10 л.
50 к.