Високоміцні алюмінієві сплави системи Al–Zn–Mg–Cu, зокрема сплав 7075, набули широкого застосування в авіаційній, автомобільній та оборонній галузях завдяки високим питомій міцності, експлуатаційним характеристикам та здатності до ефективного термічного зміцнення [1]. Формування комплексу їхніх властивостей визначається, насамперед, характером і послідовністю фазових перетворень, що реалізуються на різних стадіях технологічної обробки матеріалу.

Серед сучасних методів отримання напівфабрикатів з алюмінієвих сплавів важливе місце займає валкова розливка (twin-roll casting) – технологія безперервного лиття, що поєднує розлив і первинну прокатку в одній установці [2]. Процес реалізується шляхом подачі розплаву між двома водоохолоджуваними обертовими валками, де відбувається його інтенсивна кристалізація з формуванням суцільної штаби або листа. Застосування такого підходу забезпечує скорочення кількості технологічних операцій, зниження енергоспоживання та собівартості продукції порівняно з традиційними методами лиття і прокатки [2–4].

Реалізація ефективності валкової розливки безпосередньо визначається можливістю керування процесами структуроутворення, що формуються як на стадії кристалізації, так і під час наступних операцій термічної обробки [5]. Ключовим у цьому контексті є встановлення температур солідус і ліквідус, а також дослідження послідовності фазових змін у процесах кристалізації, нагріву та охолодження в твердому стані, що забезпечує формування керованої мікроструктури та мінімізацію термічно індукованих дефектів. Отримані результати створюють науково обґрунтовану основу для вибору температурних режимів валкової розливки [6] і подальших стадій термічної обробки, на яких відбувається завершальне формування структурно-фазового стану сплаву, механічних і експлуатаційних характеристик.

У процесі нагріву, гартування та старіння реалізується комплекс фізико-хімічних явищ, пов’язаних із утворенням та розпадом пересиченого твердого розчину та виділенням дисперсних зміцнюючих інтерметалідних фаз [7, 8]. Їх морфологія, розміри та характер розподілу визначаються параметрами загартування і старіння – температурою та тривалістю витримки, що безпосередньо впливає на ступінь зміцнення матеріалу.

У роботі [9] показано, що застосування інтегрованої технології «валкова розливка – гаряча прокатка – термічна обробка» для сплаву Д16 забезпечує отримання штаби з підвищеним рівнем механічних властивостей, які перевищують нормативні вимоги. Отримані результати створюють підґрунтя для подальших досліджень у цьому напрямі. Зокрема, актуальним є вивчення закономірностей формування структури та властивостей високоміцних алюмінієвих сплавів системи Al–Zn–Mg–Cu за умов поєднання валкової розливки з наступною термічною обробкою.

Об’єктом дослідження були зразки листової заготовки зі сплаву 7075 (табл. 1), отриманої на експериментальній установці двовалкового лиття-вальцювання (ФТІМС НАН України), у литому стані та після термічної обробки, параметри якої обирали за даними диференційного термічного аналізу (ДТА).

Таблиця 1. Хімічний склад досліджуваного сплаву, % мас.

Фазові перетворення вивчали методом ДТА на приладі Derivatograph Q 1500-D (MOM Угорщина). Термограми знімали за швидкості нагрівання та охолодження 5°С/хв у діапазоні температур 25…750 °C у повітрі під час навішування проби масою 140 ± 0,1 мг [6]. Середні значення параметрів плавлення та кристалізації визначали графічно, довірчі інтервали температур становили ± 0,5 °С. Площу під кривою ДТА встановлювали числовим інтегруванням часової залежності ΔT = f (τ) за лінійної екстраполяції базисної кривої.

Дослідження мікроструктури проводили із використанням мікроскопа AXIOVERT-200MAT. Кількісну оцінку розмірів структурних складових здійснювали методом січних ліній. У межах роботи проаналізовано вплив режимів термічної обробки на параметри мікроструктури, зокрема: частку інтерметалідних фаз уздовж меж зерен твердого розчину алюмінію (E), розмір кристалів інтерметалідів (D), параметр форми інтерметалідів (A), а також розмір дендритних комірок (R) і параметр їх форми (Ar).

Механічні властивості матеріалу за розтягу – границі плинності (σ_0,2), тимчасовий опір розриву (σ_В) та відносне видовження (δ) – визначали на універсальній випробувальній машині UTM-100 відповідно до вимог ДСТУ EN 10002-1:2006.

За результатами дослідження процесів фазоутворення методом ДТА встановлено, що плавлення сплаву ініціюється в області низькотемпературних евтектик у відносно широкому температурному інтервалі 468…550 °С, що супроводжується інтенсивним поглинанням теплової енергії (рис. 1, а). Температури солідус і ліквідус становлять відповідно 468 °С та 630 °С, що визначає інтервал кристалізації на рівні 162 °С.

Складна несиметрична форма піка кривої ДТА в діапазоні 468…550 °С і його розташування, яке корелює з таким першого піка на кривих для сплавів системи 7ххх [10, 11], дають можливість припустити, що в інтервалі 468…525 °С відбувається плавлення щонайменше чотирьох фаз (MgZn₂, Al₂Mg₃Zn₃, Al₂CuMg і Мg₂Si), з чим пов’язаний досить відчутний тепловий ефект. Процес починається з перетворення (Al) + MgZn₂ + Al₂Mg₃Zn₃ → L, яке може реалізовуватися через реакції (Al) + MgZn₂ → L і (Al) + Al₂Mg₃Zn₃ → L, що, найімовірніше, відбуваються при 468…480 °С. Далі розчиняються фази Mg₂Si і Al₂CuMg, відповідно, при 478…525 °C [10] і 490…501 °C [12]. Не виняток, що плавлення фаз Al₂CuMg і Mg₂Si здійснюється за реакцією (Al) + Al₂CuMg + Mg₂Si → L [12].

1 – ДТА крива; 2 – частка твердої фази

Рисунок 1. ДТА криві плавлення (а) та кристалізації (b) досліджуваного сплаву

В інтервалі температур 525…550 °С зафіксували перетворення (Al) + CuAl₂ → L, яке за рівноважних умов відбувається при 549 °С [10]. За досить високої температури 583 °С, коли найчастіше плавляться (кристалізуються) залізовмісні фази [10, 13], на кривій присутній ледь помітний ендотермічний пік, що свідчить про їх незначну об’ємну частку. Найбільший ендотермічний ефект, зафіксований у діапазоні 583...685 °С, пов’язаний з розпаданням і плавленням перенасиченого твердого розчину алюмінію.

Кристалізація починається при 630 °С (рис. 1, б) з появи первинних кристалів алюмінію. При ~ 581°С і в інтервалі 470…445 °С спостерігаються евтектичні перетворення, які, як і формування (Al), відбуваються з виділенням тепла за дещо нижчих температур порівняно з плавленням (рис. 1, а). Найбільша частка твердої фази (до 82 % об.) з’являється на перших етапах кристалізації зі зниженням температури від 630 до 560 °С. Подальше охолодження несуттєво впливає на темп зміни вмісту рідкої та твердої фаз (див. рис. 1, б).

Характерною особливістю сплаву 7075 є розширений температурний інтервал кристалізації, який приблизно на 30 °С перевищує відповідний показник для сплаву Д16 (2024) [9]. Така особливість ускладнює формування якісної заготовки (штаби) в умовах процесу лиття-вальцювання.

З урахуванням експериментально визначеної температури ліквідус (630 °С) валкову розливку здійснювали в інтервалі 640…650 °С. Вибір режимів термічної обробки здійснювали з урахуванням нерівноважного солідусу (468 °С), що визначає верхню межу температур нагрівання без небезпеки локального підплавлення.

Таким чином, на підставі аналізу характеру та температурних інтервалів фазових змін, що реалізуються під час нагріву й охолодження сплаву 7075, було обґрунтовано такі режими термічної обробки:

ТО1 – відпал при 400 °С протягом 2 год із подальшим охолодженням разом із піччю до 150 °С та наступним охолодженням на повітрі;

ТО2 – нагрівання до 460 °С, витримка 30 хв, гартування у воді з подальшим природним старінням протягом 72 год;

ТО3 – нагрівання до 460 °С, витримка 30 хв, гартування у воді з подальшим штучним старінням при 120 °С упродовж 24 год та охолодженням на повітрі.

Мікроструктура сплаву 7075 у литому стані, сформованому за швидкості охолодження 0,5…1,0 °С/с, представлена твердим розчином легуючих елементів (Zn, Cu, Mg) в алюмінії з характерною розеткоподібною морфологією, а також інтерметалідними фазами (рис. 2, а). Фазовий склад сплаву включає: (Al), CuAl₂, MgZn₂, Al₂Mg₃Zn₃, Al₂CuMg, Al₆CuMg₄, Mg₂Sі, Al₇Cu₂Fe, Al(Fe,Mn)Sі [10].

Стрічкова заготовка, сформована в процесі валкової розливки (рис. 2, б), кристалізується за умов надвисоких швидкостей охолодження розплаву (V_охол ≈ 10³ °С/с), що зумовлює формування недендритної структури (Al), морфологічно наближеної до глобулярної. У межах цих зерен спостерігається рівномірно розподілена дисперсна інтерметалідна складова.

Порівняльний аналіз із вихідним литим станом (див. рис. 2, б) показує, що відпал за режимом ТО1 (400 °С) (рис. 2, в) викликає помірне зростання характерного розміру дендритних комірок (Al) – з 37 до 39 мкм, одночасно зі зменшенням параметра форми з 1,33 до 1,29 (табл. 2), що вказує на наближення геометрії їх форми до рівновісної. На межах зерен (Al) зростає кількість евтектичних колоній, розміри яких у окремих випадках досягають до 50 мкм.

Рисунок 2. Мікроструктура сплаву 7075 в литому (а, б) стані та після валкової розливки і термічної обробки (в, г, д): а – литий, швидкість охолодження 0,5…1,0 °С/с; б – валкова розливка, V_охол ~ 10^{3 о}С/с; в – ТО1; г – ТО2; д – ТО3

Термічна обробка за режимом ТО2 (рис. 2, г) призводить до зростання комірок дендритів (Al) до 50 мкм, параметр їх форми практично такий, як після відпалу (див. табл. 2). Під час гартування з природним старінням спостерігається зменшення об’ємної частки та розміру евтектичних колоній на межі (Al) майже у 2,5 рази. Відбувається сфероїдизація інтерметалідів в евтектиках. Їх розмір зменшується до 3 мкм, а частка ‒ до 10 %, що на 7 % менше порівняно з литим станом і на 3 % після відпалу.

У структурі сплаву 7075 після ТО3 (рис. 2, д) порівняно з ТО2 (див. рис. 2, г) спостерігається деяке збільшення розміру та кількості евтектичних колоній, але менше, ніж внаслідок відпалу (див. рис. 2, в, та табл.2). Після ТО2 інтерметаліди мають переважно компактну форму, але більші за розміром, в окремих випадках досягаючи до 7…10 мкм, що зумовлено інтенсифікацією процесів їх сфероїдизації та коагуляції. Розмір та параметр форми дендритних комірок (Al) при термічних обробках сплаву за режимами ТО2 і ТО3 практично однакові (див. табл. 2).

Таблиця 2. Кількісні параметри структури сплаву 7075 після валкової розливки в залежності режимів термічної обробки

Механічні властивості сплаву 7075 після комплексної обробки «валкова розливка – термічна обробка» за режимами ТО1, ТО2 і ТО3 представлені в табл. 3. У результаті відпалу за режимом ТО1 порівняно з литим станом фіксується суттєве підвищення пластичності сплаву, при зниженні міцнісних характеристик. Такий ефект, ймовірно, зумовлений релаксацією деформаційного зміцнення, сформованого в процесі валкової розливки за умов високих швидкостей кристалізації та супутньої первинної пластичної деформації.

Таблиця 3. Механічні властивості сплаву 7075 після валкової розливки в залежності від термічної обробки

Застосування загартування з подальшим природним старінням (ТО2) забезпечує одночасне зростання як міцності (приблизно у 1,4 рази), так і пластичності у порівнянні з литим станом, що свідчить про ефективне дисперсійне зміцнення при збереженні достатньо високого рівня деформованості матеріалу.

Перехід до штучного старіння після загартування (ТО3) сприяє досягненню максимального рівня міцності. При цьому пластичність, порівняно з литим станом, зростає у 5–6 разів, що вказує на формування оптимального структурно-фазового стану, обумовленого контрольованим виділенням дисперсних зміцнюючих фаз.

Література:

1. Куцова В. З., Погребна Н. Е., Хохлова Т. С. та ін. Алюміній та сплави на його основі. Дніпропетровськ: Пороги, 2004. – 136 с.
2. Гридин А. Ю., Шапер М., Данченко В. Н. Получение полос из высокопрочных алюминиевых сплавов валковой разливкой-прокаткой // Обработка металлов давлением. – 2011. – № 3 (28). – С. 184–194.
3. Aluminium alloys strip casting usingan unequal diameter twin roll caster / T. Haga, M. Ikawa, H. Wtari, S. Kumai // Journal of Materials Processing Technology. – 2006. – Vol. 172. – P. 271–276.
4. Rolling of flat aluminum strips with tailored mechanical properties / O. Grydin, S. Bondarenko, M. Stolbchenko, M. Schaper // Materials Science Forum.  – Switzerland: Trans Tech Publications. – 2016. – Vol. 854. – P. 87-92.
5. Effects of Aging Temperature, Time, and Pre-Strain on Mechanical Propertiesof AA7075/ S. Kilic, I Kacar, M. Sahin, F. Ozturk, O. Erdem, // Materials Research. – 2019. – 22 (5), e20190006. DOI:10.1590/1980-5373-mr-2019-0006
6. Djurdjevic MB, Vicario I, Huber G. Review of thermal analysis applications in aluminium casting plants . Revista de Metalurgia. 2013;50(1):e004. https://doi.org/10.3989/revmetalm.004.
7. Mondal Chandan, Mukhopadhyay A.K.  On the nature of T(Al2Mg3Zn3) and S(Al2CuMg) phases present in as-cast and annealed 7055 aluminum alloy // Materials Science and Engineering. – A 391. – Issues 1–2. – 25 January 2005. – P. 367-376. https://doi.org/10.1016/j.msea.2004.09.013.
8. Ozer G., Karaaslan A. Properties of AA7075 aluminum alloy in aging and retrogression and reaging process // Trans. Nonferrous Metals Soc. China. – 2017. – 27. – P. 2357-2362.  doi.org/10.1016/S1003-6326(17)60261-9.
9. Структура і властивості литої стрічки зі сплаву Д16 в технологічному ланцюжку «валкова розливка-гаряча прокатка-термічна обробка» / О.В. Ноговіцин, А.С. Нурадинов, А.Г. Пригунова, В.З. Куцова, Т.А. Аюпова, І.А. Нурадинов // Металознавство та обробка металів. – 2020. – № 2. – т. 26(94). – С. 49-59.
10. Mondolfo L. F. Aluminium Alloys: Structure and Properties. – London: Butterworths, 1976. – 842 p.
11. Lim S. T., Eun I. S., and Nam S. W. Control of equilibrium phases (M, T, S) in the modified aluminum alloy 7175 for thick forging applications // Mater. Trans. – 2003. – 44, No. 1. – P. 181–187. DOI: 10.2320/matertrans.44.181.
12. Lim S. T., Lee Y. Y., and Eun I. S. Microstructural evolution during ingot preheat in 7xxx aluminum alloys for thick semiproduct applications // Mater. Sci. Forum. – 2006. – 519–521. – Р. 549-554.
13. Thermodynamic Modelling and Thermal Analysis of AK5M2 Alloy with 0,8-3,3 % Iron / A.G. Prygunova, O.A. Shcheretskiy, M.V. Koshelev, V.D. Babuk, E.A. Zhidkov // Metallophysics and advanced technologies. – 2022. – Vol. 44. – No 5. – Р. 671-689.  https://doi.org/10.15407/mfint.44.05.0671