本发明涉及冶金学，并且可用于由工业级铝和工业级铝基合金生产各种截面形状的变形的半成品、棒材、轧制型材(包括线材)以及其他半成品。变形的半成品可用于电气工程，用于生产接线产品、焊丝、用于建筑中和用于其他应用。
背景技术：
：采用了用于生产可变形半成品的不同方法来由锻铝合金生产产品，并且在所有其他条件相同的情况下，这些方法决定最终的机械性能水平。同时，并不总是能够实现总体高水平的各种物理和机械特性，特别是当实现高强度性能时，通常存在低塑性，反之亦然。最常用的生产铝线材的方法包括诸如铸棒的连续铸造、轧制其生产线材、以及线材的随后卷绕等步骤。该方法广泛用于生产电线材，特别是由工业级铝、al-zr合金和1xxx、8xxx和6xxx族合金生产。这类设备的主要生产商是vniimetmash(http://vniimetmash.com)和properzi(http://www.properzi.com)。这类设备的主要优点首先是线材生产的高产量。在这种方法的缺点中，应该提到以下：1)轧制变形方法不允许生产几何形状复杂的产品(特别是角材和其他具有不对称横截面的半成品)；2)当仅使用轧制方法时，通常不可能实现高百分比的伸长率，并且需要额外的热处理来增加伸长率。此外，在一个热轧循环期间，通常不可能进行大的单次变形，大的单次变形需要连续识别变形区域，特别是需要使用集束式轧机，这将需要分配大的生产区域来放置设备。存在另一种生产铝合金的方法，其反映在alcoa专利us20130334091a1中。连续的带铸造和热加工方法包括以下基本操作：连续带铸造，轧制以获得最终或中间带材，以及进一步硬化。为了实现给定水平的特性，所提出的方法提供变形的半成品，特别是轧制带材的强制热处理，这在某些情况下使生产过程复杂化。与要求保护的发明最接近的是一种用于生产线材的方法，如专利us3934446中所反映。该方法涉及使用以下组合步骤的连续线材生产工艺：铸棒的轧制及其随后的压制。在所提出的发明的缺点中，应该注意到没有可以确保实现所需的物理和机械特性的工艺参数(铸棒温度、变形程度等)。技术实现要素：本发明的目的是创造一种生产可变形半成品的新方法，当使用与铁以及由锆、硅、镁、镍、铜和钪组成的组中的至少一种元素的合金化的锻铝合金时，该方法可以实现总体高水平的物理和机械特性，特别是高伸长率百分比(最小10％)、高极限拉伸强度和高导电率。技术效果是解决所述问题，即在一个生产阶段中实现物理和机械特性的总体水平，而无需多个生产阶段，例如单独的卷材生产、硬化或退火阶段。所述问题的解决方案和所述技术效果的实现通过作者提出由铝基合金生产变形的半成品的方法确保，该方法由以下步骤组成：a)制备含有铁和选自由锆、硅、镁、镍、铜和钪组成的组的至少一种元素的熔体。b)通过使所述熔体以一定冷却速率结晶来生产连续铸棒，所述冷却速率使得形成以不大于70μm的枝晶胞尺寸为特征的铸态组织。c)通过对所述铸棒热轧制来生产具有最终或中间横截面的变形的半成品，初始铸棒温度不高于520℃，变形程度至多60％(最佳地，至多50％)，并另外使用下列操作中的至少一种：-通过使所述铸棒通过模具，在300℃～500℃的温度范围内压制所述铸棒；-在不低于450℃的温度对所得的变形的半成品进行水淬；在这种情况下，变形的半成品结构是具有一些合金元素和分布在其中的横向尺寸不大于3μm的共晶颗粒的铝基质。在特殊情况下，可以在室温(约23℃～27℃)进行轧制。压制成型产品可以通过使其通过多个轧机机架进行轧制。建议使用以下浓度范围的合金元素，以重量％计：铁，0.08～0.25锆，至多0.26硅，0.05～11.5镁，至多0.6锶，至多0.02。具体实施方式下面给出了由该合金生产变形的半成品的方法所提出的工艺参数的基本原理。根据对最终特性的要求，熔体将含有铁以及由zr、si、mg、ni和sc组成的组中的至少一种元素，特别是：a)使用铁以及由锆和组成的组中的至少一种元素来生产变形的耐热半成品(工作温度高达300℃)；b)使用铁、硅和镁生产具有高强度性能(不低于300mpa)的变形的半成品；c)使用铁以及由硅、锆、锰、硅、锶和钪组成的组中的至少一种元素生产焊丝；d)使用铁以及由镍、铜和硅组成的组中的至少一种元素生产细丝。众所周知，铸棒的结构组分的尺寸直接取决于结晶区间的冷却速率，特别是枝晶胞的尺寸、共晶组分等。因此，结晶速率(在该结晶速率，小于60μm的树枝状晶胞的形成可能导致共晶来源的粗糙相的形成)的降低将损害后续变形加工过程中的加工性，从而导致薄的变形的半成品(特别是细丝和薄型)的整体机械特性水平下降。此外，冷却速率降低到低于所需温度将不能确保在铸棒结晶期间形成过饱和固溶体，特别是就锆含量而言，这将对变形的半成品的最终物理和机械特性产生负面影响。如果初始铸棒的轧制温度超过550℃，则可在锻合金中发生动态再结晶过程，这可能不利地影响为进一步使用而生产的半成品的整体强度特性。对于含锆的锻合金，初始铸棒温度不应超过450℃，否则可能在结构中形成al3zr(l12)相的粗二次析出物或al3zr(d023)相的粗二次析出物。如果轧制铸棒的压制温度超过520℃，则可在锻合金中发生动态再结晶过程，这可能不利地影响整体强度特性。如果轧制的铸棒的压制温度低于400℃，则半成品在压制时可能表现出较差的加工性。淬火温度降低到低于450℃将导致铝固溶体过早分解，这将对最终强度性能产生不利影响。下面给出了所提出的方法的具体实施例。生产铸棒的方法影响al-zr合金的结构参数，并且在较小程度上影响其他体系。特别是，对于al-zr合金，所有的锆都应包含在铝固溶体中，这可通过以下方式实现：1)将温度提高到高于al-zr体系的液相线；和2)结晶过程中的冷却速率。虽然几乎不可能直接在工厂中测量冷却速率，但冷却速率与枝晶胞直接相关；为此，此参数仅作为标准引入。实施例1在实验室条件下，在不同的结晶条件下，由含有0.26％zr、0.24％fe和0.06％si(重量％)的al-zr型合金制造铸棒(横截面积为1,520mm2)。通过铸锭模具的加热改变结晶条件。所有选项的铸造温度为760℃。使用金相分析方法(扫描电子显微镜)研究通过轧制生产的直径为9.5mm的铸棒和变形棒材的结构。轧制前的初始铸棒温度为500℃。测量结果列于表1中。表1-冷却速度对铸棒结构和共晶来源的含fe相最终尺寸的影响(al)-铝固溶体；al3zr(d023)-具有d023型结构的al3zr相的初晶；*-由于存在初晶而未能轧制铸棒根据表1给出的结果，如果铸棒的铸造在5℃/s以下的冷却速度进行，则在al-zr合金结构中形成al3zr(d023)相的初晶，这是不可移除的结构缺陷。从表1中可以看出，在结晶间隔中只有在7℃/s以上的冷却速率时，铸棒结构才为铝固溶体(al)，其中分布有尺寸为3.8μm以下的含fe共晶相的肋。为了评估变形时的可加工性，由no3～6铸棒(表1)生产直径为9.5mm的线材，并由线材生产直径为0.5mm的细丝。在表2中给出了与拉伸时的可加工性和决定退火丝的机械性能有关的结果。表2-0.5mm直径丝的机械性能noσuts,mpaσ0.2,mpaδ,％注3---拉丝时的加工性低(断裂)41301558-513116010-613116714-从表2可以看出，仅在11℃/s以上的冷却速率下才能确保在拉伸直径为0.5mm的细丝时的高加工性，在该冷却速率下形成含fe相的共晶颗粒。通过实现最大尺寸不超过3.1μm的含fe相的粒径来提供高加工性。实施例2通过连续轧制和压制，由含有11.5％si、0.02％sr和0.08％fe(重量％)的合金制成直径为12mm的棒材形式的变形的半成品。铸棒的初始横截面如下：1,080mm2、1,600mm2和2,820mm2。在不同温度下进行铸棒的轧制和所轧制铸棒的压制。轧制和压制参数在表3中给出。表3-al-11.5％si-0.02％sr合金的轧制和压制参数*-轧制时出现小裂缝实施例3棒材由含有al-0.6％mg-0.5％si-0.25％fe的合金通过各种变形操作生产：轧制、压制、和组合轧制和压制工艺。表4显示了机械性能(拉伸强度)的对比分析。初始铸棒的横截面为960mm2。轧制和压制温度为450℃。变形棒材的最终直径为10mm。在样品老化48小时后进行测试。拉伸试验中的设计长度为200mm。表4-机械性能(拉伸强度)变形操作σuts,mpaσ0.2,mpaδ,％轧制18214312压制15112325轧制和压制16513623从给出的结果可以得出，当压制或在组合过程中压制和轧制铸棒时，实现了最佳的伸长率(δ)。在这种情况下，在轧制和压制过程中形成薄结构时实现不同的伸长百分比，特别是压制后形成平均亚晶粒尺寸不超过150的多边形结构，与结构主要由晶胞结构代表时的轧制形成对比。实施例4通过在不同模式下组合的轧制和压制工艺，棒材由含有al-0.45％mg-0.4％si-0.25％fe(名称1)和al-0.6％mg-0.6％si-0.25％fe(名称2)的合金(请参见表5)制成。轧制和压制参数如表5所示。初始铸棒的横截面为960mm2。轧制时，变形程度为50％。压制时，变形程度为80％。在离开压制机时，将生成的棒材用水强冷，得到用合金元素过饱和的固溶体。初始铸棒的横截面为960mm2。轧制和压制温度在520℃～420℃范围内变化，这使得可以获得压制成型铸棒的不同温度。轧制和压制时，温度损失为20℃至40℃。变形棒材的最终直径为10mm。在样品老化48小时后进行测试。拉伸试验中的设计长度为200mm。表5显示了伸长率百分比和电阻的对比分析。比电阻值指示着铝固溶体的分解(分别为32.5±0.3和33.1±0.3μohm*mm，对应于所考虑的合金1和2的过饱和条件)。表5-根据离开压制机后的棒材的温度的伸长率百分比和电阻从表5中给出的结果可以看出，如果初始铸棒的温度为约520℃并且压制的铸棒的温度不低于490℃，则在压制和用水进行强烈冷却之后可以获得过饱和溶体，这在淬火的情况下提供了在压制成型的铸棒上获得过饱和铝溶体的可能性。实施例5通过组合的轧制和压制工艺，由含有0.24％fe和0.06％si(重量％)的工业级铝生产直径为9.5mm的线材。线材生产过程涉及以下操作：-以提供形成平均尺寸为约30μm的枝晶胞的冷却速率连续铸造铸棒。在这种情况下，铸棒结构是铝溶体，其中分布有最大尺寸不大于1.5μm的含fe相的共晶肋。-在初始铸棒温度约为400℃热轧，变形程度为50％；-以78％变形度随后压制铸棒，以产生15mm的棒材；-随后轧制棒材以产生9.5mm线材。表6显示了通过组合工艺、和使用用于在vniimetmash铸造和轧制机器上连续生产线材的常规设备生产的线材的机械性能(拉伸强度)的对比分析。表6-通过组合轧制和压制工艺以及vniimetmash机器确保的机械性能的值变形操作σuts,mpaδ,％vniimetmash10514.5轧制和压制10820.5与传统的线材生产方法相比，通过组合方法生产的铸棒的伸长率增加值多提供了25％的伸长率值。实施例6使用组合的轧制和压制工艺由12mm直径的棒材生产直径为3.2mm的线材。初始铸棒横截面为1,520mm2。轧制时，变形程度为45％；压制时，变形程度为86％。将得到的直径为12mm的棒材在375℃热处理150小时，然后用这种棒材生产丝。丝在400℃退火1小时后评估性能损失，并根据比率计算：δσ＝(σ初始-σ退火)/σ初始·100％，其中σ初始–丝的初始极限强度σ退火-在400℃退火1小时后丝的极限强度。表7-al-0.25％zr合金的组合轧制和压制参数对在400℃退火1小时后丝的性能损失的影响*-在生产过程中，铸棒温度以10℃的精度保持从表7中所示的结果可以看出，在高的铸棒温度，性能损失超过12％，这与铝固溶体的不受控制和不均匀(扇形)分解有关，包括在变形加工过程中已部分形成al3zr相。随着温度降低，未观察到不均匀的分解。当温度降至低于300℃时，丝特征为更高的极限拉伸强度，这在退火过程中可引起强度性能的更大下降。当前第1页12