MURASHKIN MAKSIM YUR EVICH (RU)
BOBRUK ELENA VLADIMIROVNA (RU)
VALIEV RUSLAN ZUFAROVICH (RU)
MURASHKIN MAKSIM YUR EVICH (RU)
BOBRUK ELENA VLADIMIROVNA (RU)
| RU73875U1 | 2008-06-10 | |||
| RU2284367C1 | 2006-09-27 | |||
| RU2105621C1 | 1998-02-27 | |||
| US7490752B2 | 2009-02-17 |
ЕФРЕМОВА, Вера Павловна (RU)
| Формула изобретения 1. Ультрамелкозернистый алюминиевый сплав системы Al-Mg-Si, ха- рактеризующийся средним размером зерна не более 400 нм, в котором не ме- нее чем 60 % зерен имеют большеугловые границы, разориентированные от- носительно соседних зерен на углы 10 град и более, причем алюминиевая матрица содержит легирующие элементы Mg и Si на уровне, который не пре- вышает 0.06 и 0.09 am. % соответственно, и наноразмерные выделения час- тиц упрочняющей фазы Mg2Si стабильной модификации (β) глобулярной формы, равномерно распределенных в объеме зерен. 2. Ультрамелкозернистый алюминиевый сплав системы Al-Mg-Si, ха- рактеризующийся средним размером зерна в диапазоне от 400 до 1000 нм, в котором не менее чем 60 % зерен имеют большеугловые границы, разориен- тированные относительно соседних зерен на углы 10 град и более, причем алюминиевая матрица сплава содержит легирующие элементы Mg и Si на уровне, который не превышает 0.08 и 0.10 am. %, соответственно, и нанораз- мерные выделения частиц упрочняющей фазы Mg2Si стабильной модифика- ции (β) глобулярной формы, расположенные в приграничной области зерен, и метастабильной модификации (β", β') в форме иглы, расположенные в центральной области зерен. 3. Способ получения УМЗ алюминиевого сплава Al-Mg-Si со средним размером зерна не более 400 нм, включающий закалку от 520. ..565 °С в воду и пластическую деформацию, отличающийся тем, что пластическую дефор- мацию осуществляют с истинной накопленной деформацией е > 8 методом интенсивной пластической деформации при температуре не выше 200°С. 4. Способ получения УМЗ алюминиевого сплава Al-Mg-Si со средним размером зерна 400... 1000 нм, включающий закалку от 520...565°С в воду, пластическую деформацию и искусственное старение, отличающийся тем, что пластическую деформацию осуществляют с истинной накопленной де- формацией е > 4 методом интенсивной пластической деформации при темпе- ратуре не выше 300 °С и искусственное старение при температуре 100.. . 180 °С с временем выдержки 0.5...24 ч. 5. Способ по любому из п. 3, 4, отличающийся тем, что интенсивную пластическую деформацию осуществляют кручением, или равноканальным угловым прессованием, или равноканальным угловым прессованием в парал- лельных каналах, или равноканальным угловым прессованием по схеме Кон- форм. 6. Способ по п. 5, отличающийся тем, что после интенсивной пластиче- ской деформации осуществляют волочение. 7. Способ по п. 5, отличающийся тем, что после интенсивной пластиче- ской деформации осуществляют прокатку. 8. Способ по п.6, отличающийся тем, что после волочения осуществ- ляют искусственное старение заготовки при температуре Ю0... 180°С с вре- менем выдержки 0.5...12 часов. 9. Способ по п.7, отличающийся тем, что после прокатки осуществляют искусственное старение заготовки при температуре Ю0... 180°С с временем выдержки 0.5... 12 часов. |
Изобретение относится к области УМЗ алюминиевых сплавов, обла- дающих повышенной механической прочностью и электропроводностью, предназначенных для изготовления заготовок электротехнического назначе- ния, например, катанки круглого и квадратного сечения, проволоки, провода для воздушных линий электропередачи, токопроводящих шин и профилей, а также к способу обработки указанных сплавов.
Известно, что в электротехнике использование технически чистого алюминия, обладающего наибольшей электропроводностью среди алюми- ниевых материалов, ограничено из-за его низкой прочности [Пешков И. Б. Состояние и перспективы применения алюминия в кабельной промышленно- сти // Кабели и провода (2009) Nel . 314. С.7-9.]. Повышение прочностных ха- рактеристик алюминия достигается за счет введения определенных леги- рующих добавок, таких, например, как магний (Mg) и кремний (Si), т.е. соз- дания сплавов системы Al-Mg-Si. Из-за хорошей технологичности и высокой коррозионной стойкости сплавы Al-Mg-Si широко используют в качестве ма- териалов для электротехнических изделий [Алюминий и сплавы алюминия в электротехнических изделиях / Л.А. Воронцова, В.В. Маслов, И.Б. Пешков Изд. «Энергия», Москва 1971- 224 с; М.Б. Альтман, Ю.П. Арбузов, Б. И. Ба- бичев и др. Алюминиевые сплавы. Применение алюминиевых сплавов. Спра- вочное руководство. М.: Металлургия, 1972-408 с]. Проведенные исследова- ния оптимального содержания Mg и Si, с целью повышения механических свойств, а также минимального снижения электрической проводимости, по- казали, что наилучшее сочетание механических и электрических характери- стик демонстрируют сплавы, имеющие отношение Mg и Si, соответствующее Mg 2 Si. Было установлено, что Mg и Si, находящиеся в алюминии, образуют упрочняющую фазу Mg 2 Si, и растворимость этого соединения с повышением температуры позволяет применять к таким сплавам термическую и термоме- ханическую обработку.
Известно несколько способов обработки алюминиевых сплавов систе- мы Al-Mg-Si, позволяющих повысить их механическую прочность и элек- трическую проводимость за счет формирования специальных структур. На- пример, в работе [Л. А. Воронцова, В. В. Маслов, И.Б. Пешков Алюминий и алюминиевые сплавы в электротехнических изделиях. «Энергия» 1971 - 224 с] описан способ термической обработки (ТО) заготовок алюминиевых спла- вов Al-Mg-Si, включающий последовательно: закалку от 520...550°С в воду и искусственное старение при 150...160 °С, в течение 12.. .10 часов.
В изобретении [US 3770151 148/1 1.5 МПКС22П/04, опубликован 6 но- ября 1973 г.] описан способ термомеханической обработки (ТМО) алюми- ниевого сплава Al-Mg-Si, включающий последовательно: закалку от темпе- ратуры 621 °С в воду и холодную прокатку до степени деформации 99.6 %.
Известен способ ТМО заготовок из алюминиевых сплавов Al-Mg-Si [М.Б.Альтман, Ю.П.Арбузов, Б.И.Бабичев и др. Алюминиевые сплавы. При- менение алюминиевых сплавов. Справочное руководство. М. : Металлургия, 1972 - 408 с], включающий последовательно: закалку от 525. ..565°С в воду, волочение в процессе естественного старения со степенью деформации более 85 %, искусственное старение при температуре 140... 180°С в течение 2...12 часов. Данный способ, как наиболее близкий, выбран в качестве прототипа для заявленного технического решения.
После реализации указанного способа ТМО структура сплавов харак- теризуется крупными вытянутыми, преимущественно, нерекристаллизован- ными зернами, с поперечным размером более 50 мкм. Зерна содержат разви- тую ячеистую дислокационную структуру и наноразмерные выделения в ви- де игл упрочняющих частиц Mg 2 Si метастабильной модификации β " и β'. При этом содержание Mg и Si в алюминиевой матрице составляет не менее 0.2 и 0.3 am. %, соответственно.
Недостатком структуры алюминиевых сплавов, сформированной из- вестным способом ТМО, является то, что она содержит преимущественно малоугловые дислокационные границы, и в ней присутствуют наноразмер- ные частицы Mg 2 Si фазы только метастабильной модификации. Такое струк- турное состояние и способ его получения не обеспечивают достаточной прочности и не позволяют достигнуть в алюминиевых сплавах электропро- водности, близкой к электропроводности технически чистого алюминия. На- пример, если проволока из электротехнического алюминия марки АЕ (99.5А1) демонстрирует уровень временного сопротивления (σ Β ) 100.. .150 МПа с удельным электросопротивлением (р) 0.0283 Ом*мм /м (около 61% IACS), то проволока выполненная из сплава Al-Mg-Si марки ABE, получен- ная известным способом ТМО, имеет 280...300 МПа, при котором значе- ние р составляет всего лишь 0.0325...0.0335 Ом*мм /м (53. ..51.5% IACS) [ГОСТ 839-80 Провода неизолированные для воздушных линий электропере- дачи; М.Б.Альтман, Ю.П.Арбузов, Б.И.Бабичев и др. Алюминиевые сплавы. Применение алюминиевых сплавов. Справочное руководство. М.: Металлур- гия, 1972 - 408с].
Техническим результатом изобретения является повышение механиче- ской прочности и электропроводности алюминиевых сплавов системы Al- Mg-Si, за счет создания в них ультрамелкозернистой (УМЗ) структуры, полу- ченной предложенными способами обработки.
Указанный технический результат достигается алюминиевым сплавом системы Al-Mg-Si, с УМЗ структурой, которая характеризуется средним раз- мером зерна не более 400 нм. Не менее чем 60 % зерен имеют большеугло- вые границы, разориентированные относительно соседних зерен на углы 10 град и более. Алюминиевая матрица УМЗ сплава значительно обеднена ос- новными легирующими элементами Mg и Si, содержание которых не превы- шает 0.06 и 0.09 am % соответственно, и содержит наноразмерные выделения частиц упрочняющей фазы Mg 2 Si стабильной модификации (β) глобулярной формы, равномерно распределенных в объеме зерен.
Указанный технический результат достигается также алюминиевым сплавом системы Al-Mg-Si, с УМЗ структурой, которая характеризуется средним размером зерна в диапазоне от 400 до 1000 нм. Не менее чем 60% зерен имеют большеугловые границы, разориентированные относительно со- седних зерен на углы 10 град и более. Алюминиевая матрица УМЗ сплава значительно обеднена основными легирующими элементами Mg и Si, содер- жание которых не превышает 0.08 и 0.10 ат.% соответственно, и содержит наноразмерные выделения частиц упрочняющей фазы Mg 2 Si стабильной мо- дификации (β) глобулярной формы, расположенные в приграничной области зерен и метастабильной модификации (β", β') в форме иглы, расположенные в центральной области зерен.
Технический результат достигается также способом получения алюми- ниевого сплава с УМЗ структурой с размером зерна не более 400 нм, вклю- чающим закалку от температуры 520...565°С в воду и пластическую дефор- мацию, в котором в отличие от прототипа, пластическую деформацию осу- ществляют с истинной накопленной деформацией е > 8 при температуре не выше 200 °С методом интенсивной пластической деформации (ИПД).
Технический результат достигается также способом получения алюми- ниевого сплава для электротехнических изделий с УМЗ структурой с разме- ром зерна в диапазоне от 400 до 1000 нм, включающим закалку от темпера- туры 520...565°С в воду и пластичекую деформацияю, в котором в отличие от прототипа, пластическую деформацию осуществляют с истинной накоп- ленной деформацией е > 4 при температуре не выше 300°С методом ИПД и искусственное старение при температуре Ю0... 180°С в течение 0.5...24 ча- сов. Согласно изобретению ИПД осуществляют кручением (ИПДК), равно- канальным угловым прессованием (РКУП), равноканальным угловым прес- сованием в параллельных каналах (РКУП-ПК) и равноканальным угловым прессованием по схеме Конформ (РКУП-К).
Согласно изобретению после ИПД осуществляют волочение.
Согласно изобретению после ИПД осуществляют прокатку.
Согласно изобретению после волочения или прокатки осуществляют искусственное старение при температуре Ю0... 180°С в течение 0.5...24 ча- сов.
Предлагаемые УМЗ структуры и способы их получения обеспечивают более высокий уровень механической прочности и электропроводности алю- миниевых сплавов системы Al-Mg-Si, используемых в электротехнических изделиях.
Указанный технический результат достигается благодаря следующему.
Известно, что формирование УМЗ структуры, содержащей преимуще- ственно болынеугловые границы, позволяет достичь необычно высокой прочности в металлических материалах [Р.З.Валиев, И.В.Александров. Объ- емные наноструктурные металлические материалы. - М.: ИКЦ «Академкни- га», 2007 - 308 с]. Также известно, что для формирования УМЗ структуры используют такую обработку, как ИПДК, РКУП, РКУП-ПК и РКУП-К. При этом истинная накопленная деформация должна достигать величины е > 4. Одновременно с формированием УМЗ структуры в ходе ИПД в сплавах сис- темы Al-Mg-Si происходит значительное снижение концентрации легирую- щих элементов в алюминиевой матрице за счет развития деформационного динамического старения (ДДС), которое сопровождается выделением нано- размерных частиц упрочняющих фаз. Процесс обеднения алюминиевой мат- рицы основными легирующими элементами в процессе ИПД проходит го- раздо интенсивнее, чем при реализации традиционных способов ТО и ТМО [Y. Estrin, М. Murashkin and R.Z. Valiev Ultra-fme aluminium alloys: processes, structural features and properties pp. 468-503 in Fundamentals of aluminium metallurgy. Production, processing and applications. Ed. by Roger Lumley, Woodhead Publishing limited, 201 1 , p. 843].
Известно, что повышение прочности алюминиевых сплавов, подверг- нутых ИПД, обусловлено, во-первых, малым средним размером зерна (< 1000 нм) и преимущественно большеугловыми границами зерен, что обеспечивает увеличение напряжения течения при пластической деформации, согласно со- отношению Холла-Петча [Hall Е.О. // Proc. Phys. Soc. London. 1951. V. 64В. 381. Р.747-753; Fetch N.J. // J. Iron Steel Inst. 1953. V.174. 1. P.25-28; Р.З.Валиев, И.В.Александров Объемные наноструктурные металлические ма- териалы: получение, структура и свойства. М.: Академкнига, 2007-398 с]. Во-вторых, регламентированное выделение в УМЗ структуре упрочняющих наноразмерных частиц фаз стабильной (β) и, в особенности, метастабильной модификации (β", β'), также обеспечивает эффект упрочнения от реализации механизма дисперсионного твердения [Фридляндер И.Н Алюминиевые де- формируемые конструкционные сплавы. М.: Металлургия, 1979-208 с].
Одновременно с упрочнением регламентированное выделение нано- размерных частиц приводит к обеднению УМЗ алюминиевой матрицы ос- новными легирующими элементами (Mg и Si), что обеспечивает повышение электрической проводимости сплавов, поскольку именно легирующие эле- менты ответственны за рассеяние электронов [Лившиц Б. Г., Крапошин B.C., Липецкий Я. Л. Физические свойства металлов и сплавов. М. : Металлургия, 1973-31 1 с; Алюминий и сплавы алюминия в электротехнических изделиях / Л. А. Воронцова, В. В. Маслов, И.Б. Пешков Изд. «Энергия», Москва 1971- 224 с].
В целом, формирование описанных выше УМЗ структур в алюминие- вых сплавах системы Al-Mg-Si в предложенной совокупности признаков изобретения приводит к одновременному повышению их механической прочности и электрической проводимости. Структурные изменения алюминиевых сплавов реализуются предло- женными способами обработки при соблюдении указанных условий их осу- ществления.
Сущность изобретения поясняется иллюстрациями, где на фиг. 1 пред- ставлена УМЗ структура с размером зерна менее 400 нм (а - электронно- микроскопическая фотография структуры, b - схематическое изображение структуры); на фиг. 2 - УМЗ структура с размером зерна более 400 нм (а- электронно-микроскопическая фотография общего вида структуры, Ь- электронно-микроскопическая фотография зерна, с-электронно- микроскопическая фотография фрагмента центральной области зерна, d- схе- матическое изображение структуры).
На фиг. 1 а видно, что структура состоит из зерен (1) с размером менее 400 нм, и содержит наноразмерные выделения частиц упрочняющей фазы Mg 2 Si (2) стабильной модификации (β), имеющие глобулярную форму, и равномерно распределенные в объеме зерен.
На фиг. 2а видно, что структура состоит из зерен (3) с размерами более 400 нм, причем на фиг. 2Ь видно, что в приграничной области зерна распо- ложены выделения частиц упрочняющей фазы Mg 2 Si (2) стабильной моди- фикации (β), имеющие глобулярную форму. Также видно, что внутри зерна (фиг. 2Ь) расположена область (4), представленная в увеличенном виде на фиг. 2с, содержащая наноразмерные выделения частиц упрочняющей фазы метастабильной модификации (β', β") в форме иглы (5).
Изобретение реализуют следующим образом:
Для формирования УМЗ структуры со средним размером зерна не бо- лее 400 нм используют исходную заготовку сплава Al-Mg-Si стандартного химического состава. На первом этапе заготовку подвергают термической обработке-закалке, включающей нагрев заготовки до температуры 520...565°С, выдержку при данных температурных условиях продолжитель- ностью до 2 часов и последующее охлаждение в воде комнатной температу- ры.
На втором этапе закаленную заготовку подвергают обработке ИПД при температуре не выше 200°С, с истинной накопленной деформацией е > 8. Данную обработку можно осуществлять ИПДК или РКУП или РКУП-ПК или РКУП-К. На данном этапе происходит измельчение микроструктуры в объе- ме заготовки без изменения ее размеров. Вследствие эволюции структуры в процессе ИПД при заданных режимах в алюминиевых сплавах формируется УМЗ структура со средним размером зерна не более 400 нм. Не менее чем 60% зерен имеют болыпеугловые границы, разориентированные относитель- но соседних зерен на углы 10 град и более. Одновременно с формированием УМЗ структуры в процессе ИПД, в алюминиевой матрице происходит ДДС, в результате чего в ней образуются наноразмерные выделения частиц упроч- няющей β фазы (Mg 2 Si) стабильной модификации, имеющих глобулярную форму, равномерно расположенные в объеме зерен. Выделение частиц β фа- зы приводит к значительному обеднению алюминиевой матрицы основными легирующими компонентами (Mg и Si), что обеспечивает повышение элек- тропроводности материала.
Для формирования УМЗ структуры с размером зерна в диапазоне от 400 до 1000 нм используют исходную заготовку сплава системы Al-Mg-Si стандартного химического состава. На первом этапе заготовку подвергают термической обработке - закалке, включающей нагрев заготовки до темпера- туре 520...565°С, выдержку при данных температурных условиях продолжи- тельностью до 2 часов и последующее охлаждение в воде комнатной темпе- ратуры.
На втором этапе закаленную заготовку подвергают обработке ИПД при температуре не выше 300°С, с истинной накопленной деформацией е > 4. Данную обработку можно осуществлять методом ИПДК или РКУП или РКУП-ПК или РКУП-К. После обработки ИПД с истинной накопленной де- формацией e = 1 в заготовке сплава исходная структура трансформируется в субзеренную, имеющую четко выраженную ориентацию относительно плос- кости сдвига. Поперечный размер сформированных субзерен составляет 600 нм, а продольный 1200 нм, соответственно. Полученное структурное состоя- ние характеризуется высокой плотностью решеточных дислокаций.
В результате обработки ИПД с истинной накопленной деформацией е = 2-3 в субзернах происходит развитие фрагментации за счет образования в них поперечных субграниц. Наряду с фрагментацией в сплаве формируются отдельные участки (объемная доля которых в структуре составляет ~ 30%) равноосных зерен со средним размером 500 нм. Достижение в ходе ИПД е > 4 приводит к формированию в заготовке сплава однородной УМЗ структуры с размером зерна в диапазоне от 400 до 1000 нм.
Таким образом, в результате эволюции структуры в процессе ИПД в алюминиевом сплаве формируется УМЗ структура с размером зерна в диапа- зоне 400...1000 нм, из них более 60% зерен имеют болынеугловые границы, разориентированные относительно соседних зерен на углы 10 град и более. Одновременно с формированием УМЗ структуры в процессе ИПД по пред- ложенному способу в алюминиевой матрице проходит ДДС, в результате че- го образуются наноразмерные выделения частиц упрочняющей фазы (Mg 2 Si) стабильной модификации (β) глобулярной формы. После завершения ИПД образовавшиеся частицы β фазы преимущественно расположены в областях, прилегающих к границам зерен.
На третьем этапе УМЗ заготовку подвергают искусственному старению при температуре Ю0... 180°С с временем выдержки 0.5...24 часов. Искусст- венное старение по указанному режиму приводит к дальнейшей эволюции структуры, полученной после ИПД, заключающейся в формировании в цен- тральной области зерен наноразмерных выделений частиц упрочняющих фаз Mg 2 Si метастабильной модификации (β', β"), имеющих форму иглы, что обеспечивает дополнительное повышение прочности материала. Обеднение алюминиевой матрицы основными легирующими элемента- ми (Mg и Si) на втором этапе обработки - в процессе ДДС, и на третьем этапе обработки - в ходе искусственного старения, обеспечивает повышение элек- тропроводности материала.
Для получения УМЗ заготовок в виде катанки, проволоки или профиля после ИПД осуществляют дополнительную пластическую деформацию во- лочением или прокаткой.
Примеры конкретной реализации изобретения:
Пример JVsl
В качестве исходной заготовки использовали горячепрессованный пру- ток сплава 6060 системы Al-Mg-Si, стандартного химического состава диа- метром 20 мм. Из данного прутка механической обработкой изготавливали заготовку в виде диска диаметром 20 мм и толщиной 1.5 мм. Данную заго- товку подвергали термической обработке - закалке, включающей нагрев до температуры 540°С, выдержку при заданной температуре 1 час и последую- щее охлаждение в воду комнатной температуры. Промежуток времени между операцией термической обработки и ИПД составлял не более 1 часа.
После закалки заготовку подвергали ИПДК при температуре 180°С, при приложенном давлении 6 ГПа, с истинной накопленной деформацией е = 10. Затем заготовку извлекли из инструмента/оснастки, охладили на воздухе до комнатной температуры.
Из полученной заготовки были изготовлены образцы для исследования микроструктуры, механических свойств и электропроводности.
Анализ микроструктуры осуществляли методом просвечивающей элек- тронной микроскопии (ПЭМ) на микроскопе Jeol 2100 EX.
С помощью рентгеноструктурного анализа (РСА) на дифрактометре Rigaku, и пространственной атомной томографии на установке фирмы «Сатеса» производили анализ изменения концентрации в алюминиевой мат- рице основных легирующих элементов.
Механические испытания образцов осуществляли в соответствие с тре- бованиями ГОСТ 1497-84.
Полученная УМЗ структура в заготовке сплава (фиг. 1 а), которая была сформирована в ходе реализации предлагаемого способа обработки, имеет средний размер зерна (1) 350 нм. Внутри зерен видны выделения глобуляр- ной формы вторичной упрочняющей β фазы (Mg 2 Si) (2) со средним размером 30 нм, равномерно распределенные в алюминиевой матрице.
В таблице 1 представлены результаты структурных исследований, ме- ханических испытаний и измерений удельной электрической проводимости полученных образцов. В качестве сравнения приведены результаты исследо- ваний образцов сплава, подвергнутых способу ТМО по прототипу.
Таблица 1
Параметр Содержание
Способ легирующих σ Β , δ, Р, IACS
Тип структуры кристал- обра- МП % Ом* * % лической элементов в
ботки а мм /
решетки алюминие- м
( ), вой матрице
А (am. %)
УМЗ структура
с размером зер- на менее 400
По за- нм. Внутри зе- явлен- 0.052Mg
рен расположе- 4.0498 ± 347 8 0.029 58.1 ному 0.088Si
ны выделения 0.0002 67 способу О.ООбСи
глобулярной
99.837А1
формы вторич- ной упрочняю- щей β фазы
(Mg 2 Si) ста- бильной моди- фикации, рав- номерно рас- пределенные в алюминиевой
матрице
Вытянутые, не- рекристаллизо- ванные зерна,
0.400Mg
тмо содержащие 4.051 1 ± 250 7 0.032 53.6 развитую ячеи- 0.427Si
0.0002 15 стую структуру 0.01 l Cu
с выделениями 99.1 19A1
упрочняющих
метастабиль- ных фаз β" и β'
(MfeSi)
* - удельная электрическая проводимость материала при температуре 20°С относительно эталонного значения удельной электрической проводимости отожженной меди, которое принимают за 100 % по IACS (International Annealed Copper Standart)
Из таблицы 1 , видно, что содержание легирующих элементов в алюми- ниевой матрице после обработки по предложенному способу снизилось поч- ти на порядок. Достигнутое снижение в алюминиевой матрице концентрации легирующих элементов в сочетании с УМЗ структурой позволило значитель- но повысить значение временного сопротивления (σ Β ), понизить величину удельного электросопротивления (р) и, соответственно, повысить электро- проводность алюминиевого сплава 6060 в сравнении с соответствующими значениями, достигнутыми в материале, подвергнутом стандартному способу ТМО.
Пример JV22
В качестве исходной заготовки использовали горячепрессованный пру- ток сплава АДЗ 1 системы Al-Mg-Si стандартного химического состава диа- метром 12 мм и длиной 500 мм. . Данную заготовку подвергали термической обработке - закалке, включающей нагрев до температуры 540°С, выдержку при заданной температуре 1 час и последующее охлаждение в воду комнат- ной температуры. Промежуток между операцией термической обработки и ИПД составлял не более 1 часа. После закалки заготовку подвергали обработке РКУП-К до истинной накопленной деформации е— 4.8 в изотермических условиях при температу- ре 100°С. Угол сопряжения каналов в инструменте составлял П О градусов. Затем заготовку извлекли из инструмента/оснастки, охладили на воздухе до комнатной температуры, после чего подвергли волочению при комнатной температуре с суммарной степенью деформации 50%. В результате такой об- работки получили пруток диаметром 6 мм и длиной более 1 м. После волоче- ния заготовку подвергали термической обработке - искусственному старе- нию при температуре 130°С и времени выдержки 12 часов.
Из полученной заготовки были изготовлены образцы для исследования микроструктуры, механических свойств и электропроводности.
Анализ микроструктуры осуществляли методом просвечивающей элек- тронной микроскопии (ПЭМ), на микроскопе Jeol 2100 EX.
С помощью рентгеноструктурного анализа (РСА) на дифрактометре Rigaku, и пространственной атомной томографии на установке фирмы «Сатеса» производили анализ изменения концентрации в алюминиевой мат- рице основных легирующих элементов.
Механические испытания образцов осуществляли в соответствие с тре- бованиями ГОСТ 1497-84. Удельное электросопротивление образцов опреде- ляли в соответствие с ГОСТ 7229-76 и ГОСТ 12177-79.
Полученная УМЗ структура в заготовке сплава (фиг. 2а), которая была сформирована в ходе реализации предлагаемого способа обработки, имеет средний размер зерна (3) 600 нм. Внутри зерна (фиг. 2Ь) видны выделения частиц глобулярной формы вторичной упрочняющей β фазы (Mg 2 Si) (2) ста- бильной модификации со средним размером 20 нм, расположенные в пригра- ничной области, и выделения частиц упрочняющих фаз (β', β") метастабиль- ной модификации в форме игл (5) (рис. 2с) диаметром 2 нм и длиной до 40 нм, расположенные в центральной области зерен (4) (фиг. 2Ь). В таблице 2 представлены результаты структурных исследований, ме- ханических испытаний и измерений удельного электросопротивления полу- ченных образцов. В качестве сравнения приведенные результаты исследова- ний образцов сплава, подвергнутых способу ТМО по прототипу.
Таблица 2
Из таблицы 2, видно, что содержание легирующих элементов в алюми- ниевой матрице после обработки по предложенному способу снизилось поч- ти на порядок. Достигнутое предложенным способом снижение в алюминие- вой матрице концентрации легирующих элементов в сочетании с УМЗ струк- турой позволило значительно повысить значение временного сопротивления (<^в), условный предел текучести (σ 0 .2), понизить величину удельного элек- тросопротивления (р) и, соответственно, повысить электропроводность алю- миниевого сплава АДЗ 1 , в сравнении с соответствующими значениями, дос- тигнутыми в материале, подвергнутом способу ТМО.
Таким образом, предложенное изобретение позволяет сформировать в алюминиевых сплавах УМЗ структуру, обеспечивающую материалу повы- шенную механическую прочность и электропроводность.