автореферат диссертации по металлургии, 05.16.09, диссертация на тему:Обеспечение заданного комплекса свойств изделий из алюминиевых деформируемых коррозионно-стойких сплавов выбором режима охлаждения при закалке и нанесением многослойных покрытий

На правах рукописи

Ван Яньлун

ОБЕСПЕЧЕНИЕ ЗАДАННОГО КОМПЛЕКСА СВОЙСТВ ИЗДЕЛИЙ ИЗ АЛЮМИНИЕВЫХ ДЕФОРМИРУЕМЫХ КОРРОЗИОННО-СТОЙКИХ СПЛАВОВ ВЫБОРОМ РЕЖИМА ОХЛАЖДЕНИЯ ПРИ ЗАКАЛКЕ И НАНЕСЕНИЕМ МНОГОСЛОЙНЫХ ПОКРЫТИЙ

05.16.09 - Материаловедение (машиностроение)

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

2 5 НОЯ 2010

Москва-2010

004614082

Работа выполнена в Московском Государственном Техническом Университете им. Н.Э. Баумана

Научный руководитель: кандидат технических наук, доцент

Пучков Юрий Александрович

Официальные оппоненты: доктор технических наук

Захаров Валерий Владимирович

кандидат технических наук, доцент Еремина Анна Ивановна

Ведущая организация: Институт металлургии и материаловедения

им. А.А. Байкова РАН

Защита состоится «0% »J^ 2010 года в^,-30часОв на заседании диссертационного совета Д 212.141.04 в Московском Государственном Техническом Университете им. Н.Э. Баумана по адресу: 105005, г. Москва, 2-я Бауманская ул., д. 5.

Ваш отзыв на автореферат в одном экземпляре, заверенный печатью организации, просим направлять по адресу: 105005, г. Москва, 2-я Бауманская ул., д. 5, МГТУ им. Н.Э. Баумана.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке МГТУ им. Н.Э. Баумана.

Автореферат разослан «¿5» <*tól0 г.

Телефон для справок: 8499-267-09-63

Ученый секретарь диссертационного совета кандидат технических наук, доцент

j^/íwí Семенов В.И.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы

Свойства алюминиевых термически упрочняемых сплавов в значительной степени зависят от режимов охлаждения при закалке.

При их закалке с недостаточно высокой скоростью происходит частичный распад твердого раствора с образованием грубых гетерогенных вторичных включений. В результате этого при последующем старении в твердом растворе образуется меньшее количество дисперсных упрочняющих выделений и снижается равномерность их распределения. При этом снижаются не только характеристики прочности, но и увеличивается склонность к питтинговой, а в ряде случаев и к межкристаллитной коррозии.

При слишком высокой скорости охлаждения возможно появление значительных растягивающих напряжений, что также отрицательно сказывается на прочности и увеличивает склонность к коррозионному растрескиванию и коррозионной усталости. Кроме того, рост скорости охлаждения приводит к увеличению коробления, что особенно сильно проявляется в крупногабаритных изделиях сложной конфигурации, правка которых после закалки весьма трудоемка и дорогостояща. Выбор режимов закалки алюминиевых сплавов требуется для многочисленных изделий металлургии (экструдированные профили, плиты, лист и т.д.) и машиностроения (тарелки устранения перекоса, элементы центропланов и высокоскоростных поездов, прессформы для получения изделий из вспенивающихся пластмасс и т.д.).

Обеспечение заданной структуры и свойств, за счет выбора режимов охлаждения при закалке, может быть выполнено, применяя термокинетические (ТКД) и диаграммы изотермического распада (ДИР) (для временного сопротивления, твердости, массового показателя коррозии и т.д.). Так как экспериментальное построение ТКД для алюминиевых сплавов связано с большими трудностями, в связи с развитием компьютерных технологий, актуальным становится их расчет. В то же время большое практическое значение имеют и ДИР, которые, пока еще, построены не для всех алюминиевых сплавов, например, не построены для сплава В91. При наличии данных об изменении температурного поля при охлаждении во время закалки, ДИР могут быть использованы для определения величины закалочного фактора и прогнозирования с его использованием свойств в объеме изделия.

Для обеспечения требуемого уровня коррозионной стойкости для ряда изделий одной термической обработки недостаточно. Увеличение коррозионной стойкости в этом случае может быть достигнуто применением антикоррозионных покрытий, из которых наиболее эффективны многослойные покрытия.

Цель работы. Обеспечение комплекса свойств изделий из коррозионно-стойких алюминиевых сплавов выбором режимов охлаждения при закалке и нанесением многослойных покрытий.

Для достижения этой цели необходимо решить следующие задачи.

1. Рассчитать ТКД распада пересыщенного твердого раствора коррозионно-стойких обладающих повышенной прокаливаемостью сплавов АДЗ1, АДЗЗ и В91,

2. Построить экспериментальные ДИР коррозионной стойкости и твердости сплава В91,

3. С использованием полученных ДИР, ТКД и теории закалочного фактора разработать методику прогнозирования структуры и свойств термоупрочняемых алюминиевых сплавов,

4. Выбрать и исследовать перспективные антикоррозионные многослойные покрытия.

Научная новизна

1. Рассчитаны ДИР и ТКД распада твердого раствора сплавов АД31, АДЗЗ,

В91.

2. Для сплава В91 построены экспериментальные ДИР: время-температура-твердость; время-температура-скорость коррозии.

3. Показано, что уменьшение скорости охлаждения во время закалки приводит к появлению на границах и внутри зерен крупных неравноосных включений г)-фазы в сплаве В91ТЗ и р-фазы в сплавах АД31Т и АДЗЗТ1, а также к образованию вдоль границ зерен зоны, свободной от выделений (ЗСВ), при этом увеличивается склонность к питтинговой и межкристаллитной коррозии. Предложен механизм коррозионного разрушения указанных сплавов и уравнения, связывающие скорость коррозии с величиной закалочного фактора.

4. Выполнено математическое описание С-образных кривых вышеперечисленных сплавов как функций температуры от времени и ряда коэффициентов, связанных с характеристиками зародышеобразования и диффузии. Для С-образных кривых ДИР время-температура-временное сопротивление сплавов системы А1-2п-М§-Си, с использованием литературных данных, установлена математическая связь между значениями этих коэффициентов и химическим составом.

5. Показано, что рассчитанные и построенные диаграммы, а также полученные уравнения могут быть использованы для прогнозирования структуры и свойств изделий из этих сплавов с погрешностью, не превышающей 10 %.

Практическая ценность работы

1. Предложенная расчетная методика, снижая затраты на подготовку производства, позволяет выбирать термоупрочняемые алюминиевые сплавы и режимы их охлаждения при закалке с целью достижения заданного комплекса свойств, уменьшения объема правки и снижения припусков на механическую обработку.

2. Показано, что нанесение ламельных цинкалюминиевых покрытий Дакромет можно проводить после отжига изделий из АМгЗ и АМгб, а нанесение получаемых методом высокоскоростного газопламенного напыления СоК1СгА1У покрытий на изделия из сплавов В91ТЗ и АДЗ 1Т - после старения,

без изменения структуры и свойств этих сплавов.

3. Применение исследованных многослойных покрытий позволяет значительно увеличить коррозионную стойкость алюминиевых сплавов. В щелочной воде при 8<рН<10 покрытие Дакромет понижает скорость коррозии сплава АМгЗ в 2,2...4 раза, а сплава АМгб в 3,4...3,8 раза. В кислой воде с 4<рН<6 это покрытие понижает скорость коррозии сплава АМгЗ в 12...5 раз, а сплава АМгб в 18...7 раз. Покрытие Со№СгА1У в воде с 8<рН<10, понижает скорость коррозии сплава АД31Т в 4,8...8,4 раза, сплава В91ТЗ в 3,5...11,2 раза, а в воде с 4<рН<6 - понижает скорость коррозии сплава АДЗ1Т в 2,9... 1,8 раза, а сплава В91ТЗ в 3,6 ... 2,6 раза.

Достоверность результатов работы обеспечена согласованностью экспериментальных результатов, полученных с использованием разнообразных методов исследования структуры, фазового состава и свойств изучаемых сплавов и покрытий и подтверждена результатами статистической обработки результатов экспериментов.

Апробация работы. Результаты диссертации доложены и обсуждены на научных семинарах кафедры «Материаловедение» МГТУ им. Н.Э. Баумана, а также на 1-й и 2-й Международных конференциях «Будущее машиностроения России».

Публикации. Основное содержание диссертационной работы изложено в четырех научных работах в изданиях, рекомендованных ВАК РФ, и трех тезисах докладов.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, общих выводов, списка литературы. Работа изложена на 185 страницах, содержит 127 рисунков и 27 таблиц. Библиография включает 91 наименование.

Основное содержание работы

Введение. Проведен анализ направлений улучшения комплекса свойств изделий из коррозионно-стойких алюминиевых сплавов. Показана актуальность темы, изложены цель, научная новизна и практическая ценность работы, сформулированы основные положения, выносимые на защиту.

В Главе 1 дан аналитический обзор, посвященный обсуждению влияния термообработки и антикоррозионных покрытий на свойства алюминиевых сплавов, особенностей и механизмов коррозии алюминиевых сплавов и влиянию коррозионных поражений на их эксплуатационные свойства. Проанализированы методы прогнозирования и оптимизации структуры и свойств изделий из термообработанных алюминиевых сплавов. Показано, что к настоящему времени наиболее полно изучено изменение структуры и свойств при старении, и в меньшей степени - во время охлаждения при закалке. Показано, что закалочный фактор по сравнению с критической скоростью охлаждения является более информативной характеристикой распада пересыщенного твердого раствора и может быть использован для прогнозирования свойств термообработанных изделий при наличии ДИР и данных об изменении температурного поля изделий при охлаждении во время закалки. Среди обладающих повышенной коррозионной стойкостью

многослойных покрытий в качестве перспективных выбраны ламельные цинкалюминиевые покрытия и покрытия, получаемые высокоскоростным газопламенным напылением. На основе проведенного анализа сформулированы задачи исследования, изложенные выше.

В главе 2 приведены материалы и методика исследований. Исследования выполнены на образцах из сплавов В91, АД31, АДЗЗ, АМгЗ, АМгб с размерами 20x20x2,5 мм и образцах для торцовой закалки с размерами 40х40х140 мм. Химический состав образцов определен на стилоскопе 080750 (табл. 1).

Таблица 1.

Химический состав образцов и сплавов (ГОСТ 4784-97)_

сплав Содержание химических элементов, % (массе)

М8 Си Тп Мп Хг Ре Т1 №

В91 (1913) 1,73 0,097 0,53 4,38 0,29 0,14 0,2 0,024 0,003

1,6-2,0 <0,3 0,3-1,0 3,7-4,5 0,2-0,5 0,1-0,2 <0,5 - -

АД31 (1310) 0,62 0,418 0,08 0,06 0,02 0,48 0,009

0,4-0,9 0,3-0,7 - <0,2 - - <0,5 <0,15 -

АДЗЗ (1330) 1,00 0,63 0,18 0,056 0,044 Сг0,21 0,32 0,024 0,019

0,8-1,2 0,4-0,8 0,15-0,4 <0,25 - - <0,7 <0,15 -

АМгЗ (1530) 3,63 0,60 0,061 0,040 0,41 Сг0,041 0,39 0,024

3,2-3,8 0,5-0,8 <0,1 <0,2 0,3-0,6 Ск0,05 <0,5 <0,1 -

АМгб (1560) 6,45 0,22 0,044 0,56 0,73 Сг0,003 0,27 0,041

5,8-6,8 <0,4 <0,1 <0,2 0,5-0,8 <0,4 0,02-0,1 -

Приведена методика расчета ДИР и ТКД сплавов В91, АД31, АДЗЗ с применением программы ХМаФго, использующей методологию САЬРНАБ. Показано, что простой термодинамический подход имеет ограниченные возможности для расчета ДИР и ТКД. Поэтому в расчете учтен ряд кинетических данных, в частности, процесс образования и роста зародышей, диффузионный массоперенос, а также упругое взаимодействие фаз. Для расчета диаграмм были использованы данные, полученные при изучении других сплавов и образующих их фаз. Расчет проводили в несколько этапов с обобщением результатов в ДИР и ТКД.

Для построения экспериментальных ДИР температура-время-твердость и температура-время-коррозионная стойкость сплава В91 проводили изотермическую закалку с последующим ступенчатым коагуляционным старением. Для закалки использовали 2 шахтные печи с соляными ваннами состава: 55 % НаЫ03 + 45 % ЫаЫ02. Старение проводили в камерных печах в воздушной атмосфере.

При закалке образцы помещали в соляную ванну первой печи с температурой 465 °С и выдерживали в течение более 3 ч, после этого быстро (за 1...2 с) переносили образцы в соляную ванну второй печи. Температуру в соляной ванне второй печи поддерживали равной одной из температур: 250, 300,

350, 400 °С, а продолжительность выдержки в соляной ванне второй печи выбирали равной 5, 60, 120, 300, 1200 с. После выдержки образцы немедленно охлаждали в воде и подвергали ступенчатому старению: 100 "С, 6 ч + 170 °С, 6 ч. После термической обработки определяли твердость, скорость коррозии образцов и строили диаграмму изотермического распада. Твердость измеряли на твердомере ИТ5010 по методу Виккерса с нагрузкой 5 кг и выдержкой 10 с. Металлографическое исследование сплавов и покрытий проведено на микроскопе «Неофот 21» при увеличении 100...1000 крат с использованием системы цифровой обработки изображений и пакета Adobe Photoshop. Тонкая структура сплавов исследована на электронном просвечивающем микроскопе JEM-2010 и сканирующем микроскопе TESCAN VEGA 2 LMH. Рентгеноструктурный анализ выполнен на дифрактометре ДРОН-3 с использованием фильтрованного Сок0-излучения. Микрорентгено-спектральное исследование проведено на энергодисперсионном спектрометре Oxford Instruments INCA Energy.

Коррозионные исследования выполнены с применением потенциодинамического метода на потенциостате П5827. Скорость коррозии определена методом поляризационного сопротивления по стандарту ASTM Gl02. Аналитическое описание экспериментальных С-образных кривых выполнено с применением метода подгонки программой Matlab.

Для расчета тепловых полей при закалке использовали метод конечных элементов. В качестве начальных условий было принято равенство температур всех точек образца температуре закалки. При определении теплового взаимодействия поверхности образца с охлаждающей средой были использованы граничные условия 3-го рода.

С целью защиты от коррозии сплавов АД31Т и В91ТЗ методом высокоскоростного напыления (HVOF) плазматроном Praxair-TAFA наносили CoNiCrAlY покрытия. Для их нанесении использовали порошок состава (32 % Ni, 21 % Cr, 8 % Al, 0,5 % Y, Со ост.) с диаметром 10...45 мкм. Расход кислорода составлял - 53,8 м3/ч, керосина - 20 л/ч. Расстояние между соплом и поверхностью образца составляло 380 мм. Давление в камере сгорания плазмотрона составляло 1,2 МПа, скорость частиц при выходе из сопла 600 м/с. В газовом потоке порошок частично расплавлялся. Скорость движения горелки относительно подложки составляла 500 мм/с. Покрытие толщиной 400 мкм наносили за 15 проходов. За один проход толщина покрытия увеличивалась на 0,03 мм. CoNiCrAlY покрытия наносили на сплавы после термообработки, так как температура сплава при нанесении покрытия повышается несущественно и на непродолжительное время.

На сплавы АМгЗ и АМгб, которые не упрочняются термической обработкой, наносили покрытие Дакромет. Это покрытие наносили на обезжиренную, обработанную пескоструйным методом поверхность образцов путем окунания в высокодисперсную суспензию цинкового и алюминиевого порошков, имеющих форму чешуек (ламелей), в связующем материале с

последующим нагревом деталей до температуры отжига для сушки и отверждения. Продолжительность сушки составляла 40 мин. Перед размешиванием в суспензии порошки обрабатывали в хроматном растворе.

В третьей главе приведены результаты расчета ДИР и ТКД сплавов АД31, АДЗЗ, В91, изменения их фазового состава при старении, а также их равновесного состава при повышенных температурах.

На рис. 1 приведены расчетные ДИР и ТКД сплава В91 с линиями начала выделения зон ГП, метастабильных и стабильных фаз из пересыщенного твердого раствора а. В качестве значимого уровня превращения выбрано значение 0,5 % выделяющихся зон ГП или фаз. Максимальная температура С-образной кривой, соответствует расчетному значению температуры растворения tp данного выделения. В соответствии с ДИР образование зон ГП происходит при температурах ниже 150 °С, причем с наибольшей скоростью при температурах 120 °С ; впоследствии образуются включения Al3Zr, метастабильных и стабильных фаз. В условиях непрерывного охлаждения (рис. 1, б) последовательность образования выделений и превращений определяется режимом охлаждения. При больших скоростях охлаждения образованию зон ГП предшествует образование Al3Zr. При малых скоростях охлаждения распад твердого раствора начинается при высоких температурах и сопровождается образованием метастабильных и стабильных фаз, а образование зон ГП происходит только в результате его дораспада. С уменьшением скорости охлаждения, вследствие уменьшения переохлаждения, температура образования выделений увеличивается.

t/C

юооо юоооо т, с

10000 100000 б т'с Рис. 1. Расчетная диаграмма изотермического распада (а) и термокинетическая диаграмма распада (б) твердого раствора сплава В91

Глава 4 посвящена исследованию влияния режимов охлаждения при закалке на структуру и свойства сплавов, а также прогнозированию структуры и свойств термообработанных изделий.

Изменение твердости НУ, временного сопротивления <тв при непрерывном охлаждении описывается уравнением, предложенным Стейли. Для

прогнозирования твердости HV и ав им показано, что

HV = ЯКгпах -exp{kxQHV)( ав = <xfimax -ехр^^Д

где к/ =-0,005, HVmm, cr„max - максимальные значения I1V и <тв, QHV и Оа -закалочные факторы по твердости и временному сопротивлению.

Закалочный фактор Q рассчитывают по кривой охлаждения и С-образной кривой диаграммы время-температура-свойство. Для данного температурного интервала At по кривой охлаждения определяют изменение времени Дт и среднюю температуру Т, для которой на С-образной кривой определяют значение С(7). Далее вычисляют отношение

А г

4 ~ С (Г ) • (2)

Этот процесс выполняют по всему интервалу температур и, суммируя, значения q, определяют закалочный фактор Q. В интегральной форме закалочный фактор

ö = rW) • (3)

Линии ДИР хорошо описываются уравнением факторного анализа

■ <4>

где С(Т) - время до образования определенного количества (в долях от единицы) выделений какой либо фазы, с; к; - коэффициент, равный ln(l-x), где х - доля образовавшегося выделения (для сплава, содержащего 0,5 % выделений данного типа, т.е. для доли 0,005 ki =1п(1- 0,005) = -0,00501); к2 - коэффициент, связанный с обратной величиной скорости зародышеобразования, с; к3 -коэффициент, связанный с работой образования зародыша, Дж/моль; к4 -коэффициент, связанный с температурой растворения выделившейся фазы, К; к5 - коэффициент, связанный с энергией активации процесса диффузии, Дж/моль; R - универсальная газовая постоянная, 8,314 Дж-моль''-K"1; Т- температура, К.

Для расчета закалочного фактора по формуле (2) необходимо определить аналитические зависимости кривой охлаждения и линий, полученных изотермических диаграмм (рис. 2). Кривые охлаждения целесообразно описывать полиномом, а линии полученных изотермических диаграмм хорошо апроксимируются уравнением (4). Коэффициенты к2, к3, к4, к5 (табл.2) были определены методом подгонки с помощью программы Matlab. Этот метод требует введения близких к расчетным величин коэффициентов, определенных по литературным данным для аналогичных по составу и термообработке сплавов.

1,'С 1,'С

1 1« 100 1000 10000 100000 1 ю 100 1000 10000 а т-с б т,с

Рис. 2. С-образные кривые время-температура-твердость (а) и время-температура-доля площади, занятой питгингом (б) сплава В91.

Максимальное значение твердости Н7мах= 133 ЯК(100 %). Минимальное значение доли площади, занятой питтингом/т{п = 4 % (100 %)

На основе литературных данных установлена эмпирическая зависимость от химического состава коэффициентов уравнения, описывающего С-образные кривые время-температура-временое сопротивление алюминиевых сплавов системы А1-гп^-Си в состоянии ТЗ. Это позволяет при известном составе сплава, на основе теории закалочного фактора прогнозировать значение о8, а также диапазон изменения оа, определяемый допуском на химический состав данного сплава:

к2= -8,6-10"6-гп-63 • 10"6-М8+23,9-10"6-Си-240-1 О^гН ,68-10"6; ку= -0,93 • 106-гп-5,33-106-Мё+2,4-106-Си-19-10б-2г+0,148-106;' ¿4=-0,0462-106-2п-0,272-106-Мё+0,1203-10б-Си-0,927-106-2г+0,00821-106; къ= 13,6-10б-7.п+82,9-106^-35 ^■ 106-Си+285-108-7.г-2,14-106.

Экспериментально построенные ДИР время-температура-твердость (рис. 2, а) и время-температура-доля площади, занятой питтингом (рис. 2, б) состоят из кривых по форме и положению идентичных кривым ДИР распада пересыщенного твердого раствора (рис. 1, а), что свидетельствует о большом влиянии этого процесса на свойства сплава после старения. Снижение на 5 % твердости и увеличение на 50 % доли площади, занятой питтингом, при температурах 300...350 °С наблюдается соответственно после изотермической выдержки продолжительностью 30 и 40 с и связано, вероятно, с началом образования включений А13гг (рис. 1, а) или более тонких изменений структуры. В табл. 2 приведены расчетные значения коэффициентов уравнения (4).

С целью получения данных необходимых для прогнозирования характеристик коррозии выполнен ряд структурных исследований. Рентгеноструктурный анализ показал, что в независимости от продолжительности изотермической выдержки основной вторичной фазой после окончательной термической обработки является г|-фаза (М^пг).

Таблица 2.

Коэффициенты уравнения факторного анализа (4) диаграмм время-температура-твердость НУ (ряс. 2, а) и время-температура-доля / _площади, занятой питтингом (рис. 2, б) сплава В91_

С - кривые Коэффициенты уравнения факторного анализа

к, к2, с Дж/моль к,, К ¿5, Дж/моль

99,5 % Н¥т* -0,00501 3,54-10'9 1572,76 813,20 105055,0

95 %#Кмах -0,0513 4,26- 10"у 1475,19 803,80 105970,6

90 %#Кмах -0,1054 4,92-10"9 1586,12 814,82 108094,9

105 %/т1п -0,0690 1,58-10"8 942,08 786,96 87506,4

150 % /л,,,, -0,2657 1,62-10"8 3945,8 916,50 82019,2

200 %/т1П -0,5108 1,90-10"8 2908,2 872,55 86466,1

Рис. 3. Морфология выделений на границах и внутри зерен сплава В91 после изотермической закалки с выдержкой при 300 °С продолжительностью 5 с (а) и 300 с (б) и двухступенчатого старения, а также соответствующие этим состояниям микроэлектронограммы: с осью зоны а-фазы [110] (в) и [112] (г)

Методами просвечивающей электронной микроскопии установлено, что с ростом продолжительности изотермической выдержки увеличивается ширина

ЗСВ (рис. 3 и 5, а) а также количество и размер неравноосных выделений г)-фазы на границах и в теле зерен; на отдельных участках границы зерна выделения Г|-фазы приобретают непрерывный характер (рис. 3).

Внутри зерна наблюдается две различные группы выделений т]-фазы: неравноосные (реечные, игольчатые) («100 нм) закалочного происхождения, и глобулярные («10 нм), образующиеся при старении. Включения г|-фазы часто образуются на включениях А\ъЪс. С ростом продолжительности изотермической выдержки внутри зерна увеличивается доля неравноосных включений закалочного происхождения и уменьшается доля глобулярных включений, образующихся при старении. Коррозионное растворение неравноосных включений приводит к структурному питтингу в виде ямок и канавок на поверхности зерен и их границах. Возникающие при этом пары дифференциальной аэрации формируют щелочную среду на поверхности сплава и кислотную - на дне ямок и канавок, что приводит к локальной распассивации сплава и развитию язвенной коррозии (рис. 4). Зависимости ширины Ш ЗСВ и доли площади /, занятой питтингом от продолжительности изотермической выдержки имеют идентичный характер (рис. 5).

При прогнозировании массового показателя коррозии исходили из следующего. Доля х гетерогенных выделений, образовавшихся при замедленном охлаждении во время закалки, описывается уравнением Аврами

х = 1-ехр [-(кт)"] 5 (5)

где к - коэффициент, зависящий от температуры; т - продолжительность выдержки при данной температуре.

Рис. 4. Поверхность сплава В91 после коррозионного испытания. Перед испытанием сплав подвергнут изотермической закалке с выдержкой при 300 °С продолжительностью 5 с (а) и 300 с (б) и двухступенчатому старению

100 1000 10000

Я т, с

Рис. 5. Влияние продолжительности выдержки г при 300 °С во время охлаждения при изотермической закалке сплава В91 (после закалки сплав подвергнут двухступенчатому старению) на ширину й^зоны, свободной от выделений (а); долю площади/(б), занятой: 1 -питтингом; 2 - выделениями, образующимися при старении

Если предположить, что коррозионное растворение включений, образующихся во время замедленного охлаждения при закалки и во время старения, не оказывает взаимного влияния, а скорость коррозии этих частиц пропорциональна их объемной доле, то для расчета массового показателя коррозии Кт сплава можно использовать уравнение аддитивности

+ > (6) где Ктси Кт,- вклад вКт включений образующихся при старении и закалке. Подставляя в (6) уравнение (5) и, учитывая, что х«1, получаем

= Кт,с + К„Л 1 - ехр[-(Ь-)"]) . (7)

Для случая непрерывного охлаждения Агможно заменить на к/()Кт. Ввиду игольчатой формы выделений п = 1. Тогда

К„ = Ктс + К„,, (1 - ехр )) . (8)

Известно, что доля поверхности сплава, пораженного питтингом

/„=/<,+ /,еР + /,ф = Аш + и > (9)

гДе /ш Лф - доли поверхности сплава, пораженного питтингом, образующимся на границах дисперсоида, зерен и неравноосных выделениях, формирующихся при замедленном охлаждении. Полагали, что

1 = 1-ехра1а)) = /т!п+а(1-ехр(^е„)) _ (10)

где к, а - коэффициенты; Еа и Езф — электродные потенциалы матрицы и неравноосных включений закалочной фазы; 5зф и Кзф - площадь и объем включений этой фазы.

Результаты расчета температурного поля и фазового состава проверяли методом торцовой закалки (рис. 6, рис. 7). Прогнозирование с использованием

предложенных уравнений и метода закалочного фактора показало, что значения, твердости и доли площади, занятой питтингом, отличаются не более чем на 10 % от значений, определенных с применением метода торцовой закалки (рис. 8), т.е. экспериментальные и расчетные результаты хорошо согласуются.

Полученные данные были использованы для прогнозирование фазового состава и свойств (рис. 9) элементов сборной пресс-формы из сплава В91. В центральной части элемента пресс-формы прогнозируемые значения твердости ниже, а расчетная доля / площади, занятой питтингом, выше, чем на поверхности. Увеличение толщины элемента практически не сказывается значение Кт, но заметно увеличивает /. Различия в характеристиках отдельных участков увеличиваются с ростом толщины элемента пресс-формы.

10

100 1000 10000 100000

Рис. 6. Расчетная термокинетическая диаграмма распада пересыщенного твердого раствора сплава В91ТЗ и кривые охлаждения

для точек торцового образца удаленных от охлаждаемого водой торца на 0 (1), 10 (2), 30 (3), 50 (4), 70 (5), 100 (6), 130 (7) мм яг

100 120 140

(/, мм

Рис. 7. Зависимость содержания выделений в сплаве В91ТЗ от расстояния с? до охлаждаемой поверхности после закалки торцового образца

140

120 100 80 60 40 20 О

10 8 6 4

г

0.01 0.1

10

100

10

100

IV

Рис. 8. Зависимость твердости НУ (а) и доли площади, занятой питтингом/(б) сплава В91 от величины закалочного фактора 0

¡1, мм й, мм

а б

Рис. 9. Зависимость твердости НУ (а) и доли/(б) площади поверхности, занятой питтингом в точках элемента сборной пресс-формы 300x500хс? от его толщины 4 мм: 1 - центр пресс-формы; 2 - центр большой грани; 3 - центр длинного ребра; 4 - угол пресс-формы

Глава 5 посвящена исследованию и выбору антикоррозионных покрытий для изделий из алюминиевых сплавов. Приведены сравнительные результаты коррозионных испытаний двух перспективных видов многослойных покрытий: лакокрасочного цинкалюминиевого покрытия Дакромет и Со№СгА1У покрытия, нанесенного методом высокоскоростного газопламенного напыления (НУОР).

Металлографическое и микроренгеноспектральное исследование показало, что покрытие Дакромет содержит более 70 % цинковых и до 10 % алюминиевых чешуек толщиной менее 1 мкм и шириной около 10 мкм, расположенных параллельно друг другу и покрываемой поверхности, соединенных связующим компонентом. Толщина покрытия составляет 3... 8 мкм. Нанесение покрытия не изменяет структуры и твердости сплавов АМгЗ и АМгб.

На рис. 10 показано, что потенциал Е покрытия Дакромет близок к потенциалу сплавов АМгЗ и АМгб. По величине электродного потенциала Со№СгА1У покрытие превосходит потенциалы сплавов АД31 и В91 и является катодным, однако высокая плотность и многослойность этого покрытия обеспечивают его высокие антикоррозионные свойства. Методом поляризационного сопротивления установлено (рис. 11), что в щелочной воде при 8<рН<10 покрытие Дакромет понижает скорость коррозии сплава АМгЗ в 2,2...4 раза, а сплава АМгб в 3,4...3,8 раза. В кислой воде с 4<рН<6 это покрытие понижает скорость коррозии сплава АМгЗ в 12... 5 раз, а сплава АМгб в 18-7 раз. Покрытие Со1\ПСгА1У в воде с 8< рН< 10, понижает скорость коррозии сплава АД31Т в 4,8...8,4 раза, а сплава В91ТЗ в 3,5... 11,2 раза, а в воде с 4<рН<6 - понижает скорость коррозии сплава АД31Т в 2,9... 1,8 раза, а сплава В91ТЗ в 3,6... 2,6 раза.

Е, В 0.1

О -0.1 -0.2 -0.3 -0.4 -0.5 -0.6 -0.7 -О.И

АД^)(СоМСгА1У)

В91(СоХИ>АПГ)

йм-АЛГгй(г..л1К.

10 11

|>Н

а

Рис. 10. Влияние водородного показателя рН (а) и концентрации поваренной соли (б) на величину электродного потенциала сплавов и покрытий

Л"„ мкм/год в

яг

700 600 500 400 300 200 100 0

ми

0 200 400 600 800 (I, мкм

Рис. 12. Зависимость твердости сплава с Со№СгА1У покрытием от расстояния от поверхности

3(2л1А1) ГСо№СгА1У)

8 9 РП

Рис. 11. Влияние водородного показателя рН на коэффициент линейных потерь сплавов и покрытий

Металлографические исследования показали, что пористость Со№СгА1У покрытий не превышает 1 % и не имеет сквозного характера. Сравнительно высокая твердость (500 НУ) (рис. 12) и коррозионная стойкость покрытия объясняется высокой скоростью охлаждения (~106 °С/с) порошка и капель на холодной поверхности подложки и образованием в распадающемся твердом растворе Со(№,Сг,А1) мелкодисперсных включений интерметаллида (Со,М)А1. Нанесение покрытия по данным режимам не изменяет структуры и твердости сплавов В91 и АД31.

Покрытия Дакромет и Со№СгА1У являются эффективным средством защиты алюминиевых сплавов, в том числе и от негативного влияния дисперсоида и анодных гетерогенных включений закалочного происхождения.

Основные выводы и результаты работы

1. Показано, что анализ закалочного фактора является эффективным средством прогнозирования и оптимизации свойств изделий из термоупрочняемых алюминиевых сплавов. Этот метод до настоящего времени не нашел применения в отечественной практике и его внедрение является актуальной задачей.

2. Рассчитаны диаграммы изотермического распада и термокинетические диаграммы распада твердого раствора сплавов АДЗ1, АДЗЗ, В91.

3. Для сплава В91 построены экспериментальные диаграммы изотермического распада: время-температура-твердость и время-температура-скорость коррозии.

4. Показано, что уменьшение скорости охлаждения во время закалки приводит к появлению на границах и внутри зерен сравнительно крупных неравноосных включений г|-фазы в сплаве В91ТЗ и (З-фазы в сплавах АД31Т, АДЗЗТ1 и снижению доли дисперсных глобулярных включений.

5. Показано, что коррозионное растворение неравноосных включений перечисленных выше фаз приводит к структурному питтингу в виде ямок и канавок на поверхности зерен и их границах. Возникающие при этом пары дифференциальной аэрации формируют щелочную среду на поверхности сплава и кислотную на дне ямок и канавок, что приводит к локальной распассивации сплава и развитию язвенной коррозии. Предложены уравнения, связывающие массовый показатель коррозии и скорость питтинговой коррозии с величиной закалочного фактора.

6. Выполнено математическое описание С-образных кривых перечисленных выше сплавов как функций температуры от времени и ряда коэффициентов, связанных с характеристиками зародышеобразования и диффузии. Для С-образных кривых

7. Время-температура-временное сопротивление сплавов системы А1-гп-М£-Си, с использованием литературных данных, установлена математическая связь между значениями этих коэффициентов и химическим составом.

8. Показано, что рассчитанные и построенные диаграммы, а также полученные уравнения могут быть использованы для прогнозирования методом закалочного фактора структуры и свойств изделий из этих сплавов с погрешностью, не превышающей 10 %.

9. Предложенная расчетная методика, снижающая затраты на подготовку производства, позволяет выбирать термоупрочняемые алюминиевые сплавы и режимы их охлаждения при закалке с целью достижения заданного комплекса свойств, уменьшения объема правки и снижения припусков на механическую обработку.

10. Показано, что эффективным способом увеличения коррозионной стойкости деталей из термоупрочняемых сплавов АД31Т и В91ТЗ является нанесение методом высокоскоростного напыления (НУОР) многослойного Со№СгА1У покрытия, которое не изменяет структуры и свойств этих сплавов. Покрытие

Со№СгА1У в воде с 8<рН<10, понижает скорость коррозии сплава АД31Т в 4,8...8,4 раза, сплава В91ТЗ в 3,5...11,2 раза, а в воде с 4<рН<6 понижает скорость коррозии сплава АД31Т в 2,9...1,8 раза, сплава В91ТЗ в 3,6... 2,6 раза.

11. Показано, что эффективным способом увеличения коррозионной стойкости деталей из не упрочняемых термической обработкой сплавов АМгЗ и АМгб является нанесение многослойного ламельного цинкалюминиевого покрытия Дакромет. В нейтральной воде с 6,5<рН<8, это покрытие понижает скорость коррозии сплава АМгЗ в 2 раза, а сплава АМгб в 3 раза. В щелочной воде при 8<рН<10 покрытие Дакромет понижает скорость коррозии сплава АМгЗ в 2,2...4 раза, а сплава АМгб в 3,4...3,8 раза. В кислой воде с 4<рН<6 это покрытие понижает скорость коррозии сплава АМгЗ в 12...5 раз, а сплава АМгб в 18...7 раз.

Публикации по теме диссертации

1. Исследование напряженного состояния и коррозионной стойкости пресс-форм из алюминиевых сплавов /Ю.А. Пучков [и др.]

// Заготовительные производства. 2008. № 12. С. 41-44.

2. Исследование распада переохлажденного твердого раствора алюминиевого сплава В91 системы А1-2п-М£-Си /Ю.А. Пучков [и др.]

// МиТОМ. 2010. № 8. С. 16-22.

3. Исследование влияния скорости охлаждения при закалке на структуру и свойства сплава В91ТЗ системы А1-7л-Мо-Си Ю.А. Пучков [и др.] // Технология металлов. 2010. № 8. С. 15-21.

4. Прогнозирование свойств деталей из сплава В91ТЗ системы А1-2п-М|£-Си /Ю.А. Пучков [и др.] // Заготовительные производства. 2010. № 8. С. 37-42.

5. Ван Яньлун, Ампилогов А.Ю., Пучков Ю.А. Напряженное состояние и коррозионная стойкость алюминиевых пресс-форм // Будущее машиностроения России: Сб. тез. докл. Всероссийской конференции молодых ученых и специалистов. М., 2008. С. 130-131.

6. Ван Яньлун, Ампилогов А.Ю., Пучков Ю.А. Увеличения коррозионной долговечности алюминиевых пресс-форм // Будущее машиностроения России: Сб. тез. докл. Второй всероссийской конференции молодых ученых и специалистов. М., 2009. С. 76-77.

7. Ван Яньлун. Исследование напряженного состояния пресс-форм из алюминиевых сплавов // Общество массовых коммуникаций: человек, технологии, культура: Сб. тез. докл. XI Международного симпозиума «Уникальные феномены и универсальные ценности культуры». М., 2008. С. 243-244.

Подписано к печати 21.10.10. Заказ №585 Объем 1,0 печ.л. Тираж 100 экз. Типография МГТУ им. Н.Э. Баумана 105005, Москва, 2-я Бауманская ул., д.5 (499) 263-62-01

ВВЕДЕНИЕ.

ОБОЗНАЧЕНИЯ И СОКРАЩЕНИЯ.

ГЛАВА 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР.

1.1. Влияние химического состава и технологических факторов на структуру и свойства термоупрочняемых алюминиевых сплавов.

1.1.1. Литейный процесс.

1.1.2. Обработка давлением.

1.1.3. Термообработка.

1.1.3.1. Отжиг.

1.1.3.2. Закалка.

1.1.3.3. Старение.

1.2. Способы прогнозирования фазового состава и свойств изделий из термоупрочняемых алюминиевых сплавов.

1.2.1. Прогнозирование фазового состава сплавов по изотермическим и термокинетическим диаграммам, рассчитанным методом САЬРНАЕ).

1.3. Прогнозирование свойств сплавов по экспериментальным диаграммам температура-время-свойство.

1.3.1. Построение С-кривых методом определения механических свойств.

1.3.2. Построение С-кривых методом определения чувствительности к межкристаллитной коррозии.

1.4. Прогнозирование свойств изделий на основе теории закалочного фактора.

1.4.1. Кинетика образования выделений при непрерывном охлаждении.

1.4.2. Влияние изотермических выдержек при охлаждении на свойства сплавов.

1.4.3. Влияние непрерывного охлаждения на свойства сплавов.

1.5. Влияние антикоррозионных покрытий на структуру и коррозионную стойкость термоупрочняемых алюминиевых сплавов.

1.5.1. Многослойные ламельные цинкнаполненные покрытия.

1.5.2. Покрытия, получаемые методом высокоскоростного газопламенного напыления.

Выводы по главе 1.

ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ.

2.1. Материалы исследования.

2.2. Методика проведения исследований.

2.2.1. Исследование температурного поля при закалке.

2.2.2. Расчет изотермических и термокинетических диаграмм, изменения фазового состава при старении закаленных сплавов, равновесного фазового состава сплавов в твердом состоянии. Расчет теплофизических характеристик сплава.

2.2.3. Металлографические исследования.

2.2.4. Просвечивающая электронная микроскопия.

2.2.5. Дюротометрические исследования.

2.2.6. Рентгеноструктурное и микрорентгеноспектральное исследование.

2.2.7. Коррозионные исследования.

2.2.8. Исследование влияние скорости охлаждения при закалке на структуру и свойства методом торцовой закалки.

2.2.9. Методы и оборудование для построения С-образных диаграмм время-температура-свойства.

2.2.10. Методика нанесения покрытий.

ГЛАВА 3. РАСЧЕТ ИЗОТЕРМИЧЕСКИХ И

ТЕРМОКИНЕТИЧЕСКИХ ДИАГРАММ ФАЗОВОГО РАСПАДА ТЕРМОУПРОЧНЯЕМЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ.

3.1. Уравнения, использованные при расчете диаграмм состояния.

3.2. Результаты расчета ИТД, ТКД, диаграмм эволюции фаз при изотермической выдержке во время охлаждения при закалке и старении сплава В91.

3.3. Результаты расчета ИТД, ТКД, диаграмм эволюции фаз при старении сплавов АДЗ1, АДЗ3.

3.4. Результаты расчета равновесного состава сплавов АД31, АДЗЗ и В91 при повышенных температурах.

3.5. Результаты расчета температурных зависимостей физических характеристика сплавов АДЗ 1, АДЗЗ и В91.

Выводы по главе 3.

ГЛАВА 4. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ РЕЖИМОВ ОХЛАЖДЕНИЯ ПРИ ЗАКАЛКЕ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА СПЛАВОВ.

4.1. Исследование влияния продолжительности изотермической выдержки при закалке на структуру и свойства сплавов.

4.2. Теоретическое обоснование уравнений теории закалочного фактора.

4.2.1. Описание кинетики образования выделений и свойств при изотермическом и непрерывном охлаждении.

4.2.1.1. Прогнозирование механических характеристик.

4.2.1.2. Прогнозирование показателей коррозионной стойкости.

4.3. Построение С-образных диаграмм твердости и коррозионной стойкости сплава В91.

4.4. Проверка результатов прогнозирования методом торцевой закалки.

4.5. Прогнозирование структуры и свойств элементов пресс-форм для производства изделий из вспенивающихся пластмасс.

Выводы по главе 4.

ГЛАВА 5. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ПОКРЫТИЙ НА

КОРРОЗИОННУЮ СТОЙКОСТЬ СПЛАВОВ.

5.1. Микроструктура и состав покрытий.

5.2. Коррозионные свойства сплавов и покрытий.

Выводы по главе 5.

Одним из наиболее важных направлений технической политики является сокращение энергетических затрат на транспорте, производстве и улучшение в связи с этим экологической обстановки. Решение этих проблем во многом может быть обеспечено заменой стальных изделий на изделия из алюминиевых сплавов. Алюминиевые сплавы, которые раньше преимущественно применяли для аэрокосмической техники (табл. 1), все шире применяют в автомобильном (рис. В.1.) и железнодорожном транспорте, строительстве и т.д., так как алюминиевые сплавы легче, теплопроводнее сталей, превосходят стали по коррозионной стойкости; алюминиевые сплавы лучше обрабатываются резанием, горячим прессованием. Однако применение наиболее широко распространенных и прочных термообрабатываемых алюминиевых сплавов осложнено в связи с зависимостью механических и коррозионных свойств этих сплавов от скорости охлаждения при закалке.

К деформируемым коррозионно стойким термически упрочняемым сплавам с повышенной прокаливаемостью относятся широко применяемые сплавы системы Al-Mg-Si (АД31, АДЗЗ и т.д.) а также некоторые сплавы системы Al-Zn-Mg-Cu, в частности сплав В91. Алюминиевый сплав В91 системы Al-Zn-Mg-Cu относится к термически упрочняемым сплавам. После термической обработки ТЗ, вызывающей перестаривание, сплав превосходит по коррозионной стойкости и пластичности другие сплавы (В96, В95, В93) этой системы. Из него могут изготовляться все виды полуфабрикатов (профили, панели, штамповки, плиты, листы). Обладая пониженной критической скоростью охлаждения и имея хорошую прокаливаемость, сплав позволяет изготавливать из него детали сложной формы [1]. В настоящее время этот сплав применяется сравнительно мало, в литературе отсутствуют сведения об изменении его свойств после термообработки ТЗ с различными скоростями охлаждения при закалке.

Освоение производства современной конкурентно способной техники, модернизация производства требуют внедрения компьютерных технологий, позволяющих сократить продолжительность и затраты на подготовку производства. Обладание подобными технологиями позволит в будущем сократить объемы "отверточного" производства и наладить полномасштабное производство конкурентно способной техники, улучшая социально-экономическую обстановку в обществе и снижая зависимость от иностранных производителей.

Таблица 1.

Доля разных материалов в системе самолетов Боинга [2]

А1-сплав Сталь Тьсплав Композитный материал Другой материал

В 747 81% 13% 4% 1% 1%

В757 80% 14% 2% 3% 1%

В767 78% 12% 6% 3% 1%

В777 70% 11% 7% 11% 1%

2§/о

10

15 5 0

1977 1983 1989 1995 2001 2007 г.

Рис. В.1. Изменение доли алюминиевых сплавов в японских автомобилях [3]

Актуальность темы

Свойства алюминиевых термически упрочняемых сплавов в значительной степени зависят от режимов охлаждения при закалке.

При их закалке с недостаточно высокой скоростью происходит частичный распад твердого раствора с образованием гетерогенных вторичных включений. В результате этого при последующем старении в твердом растворе образуется меньшее количество дисперсных упрочняющих выделений и снижается равномерность их распределения. При этом снижаются не только характеристики прочности, но и увеличивается склонность к питтинговой, а в ряде случаев - и к межкристаллитной (расслаивающей) коррозии.

При слишком высокой скорости охлаждения возможно появление значительных растягивающих напряжений, что также отрицательно сказывается на прочности и увеличивает склонность к коррозионному растрескиванию и коррозионной усталости. Кроме того, рост скорости охлаждения приводит к увеличению коробления, что особенно сильно проявляется в крупногабаритных изделиях сложной конфигурации, правка которых после закалки весьма трудоемка и дорогостояща. Выбор режимов закалки алюминиевых сплавов требуется для многочисленных изделий металлургии (экструдированные профили, плиты, лист и т.д.) и машиностроения (тарелки устранения перекоса, элементы центропланов и высокоскоростных поездов, прессформы для получения изделий из вспенивающихся пластмасс и т.д.).

Обеспечение заданной структуры и свойств, за счет выбора режимов охлаждения при закалке может быть выполнено, применяя термокинетические (ТКД) и изотермические (ИТД) диаграммы (для временного сопротивления, твердости, массового показателя коррозии и т.д.). Т.к. экспериментальное построение ТКД для алюминиевых сплавов связано с большими трудностями, в связи с развитием компьютерных технологий, актуальным становится их расчет. В тоже время большое практическое значение имеют и ИТД, которые пока еще построены не для всех алюминиевых сплавов, в том числе - и для сплава В91. ИТД, при наличии данных об изменения температурного поля при охлаждении во время закалки, могут быть использованы для определения величины закалочного фактора и прогнозирования с его использованием свойств в объеме изделия.

Для обеспечения требуемого уровня коррозионной стойкости для ряда изделий термической обработки недостаточно. Увеличение коррозионной стойкости в этом случае может быть достигнуто за счет применения антикоррозионных покрытий, из которых наиболее эффективны многослойные покрытия, позволяющие до минимума снизить сквозную пористость.

Цель работы. Обеспечение требуемого комплекса свойств изделий из коррозионно-стойких алюминиевых сплавов выбором режимов охлаждения при закалке и нанесением многослойных покрытий

Для достижения этой цели необходимо решить следующие задачи:

1. рассчитать ТКД распада пересыщенного твердого раствора коррозионно-стойких обладающих повышенной прокаливаемостью сплавов АД31, АДЗЗ и В91;

2. построить экспериментальные ИТД коррозионной стойкости и твердости сплава В91;

3. с использованием полученных ИТД, ТКД и теории закалочного фактора разработать методику прогнозирования структуры и свойств термоупрочняемых алюминиевых сплавов;

4. выбрать и исследовать перспективные антикоррозионные многослойные покрытия.

Научная новизна

1. Рассчитаны изотермические и термокинетические диаграммы распада твердого раствора сплавов АД31, АДЗЗ, В91.

2. Для сплава В91 построены экспериментальные ИТ диаграммы: время-температура—твердость', время-температура—скорость коррозии.

3. Показано, что уменьшение скорости охлаждения во время закалки приводит к появлению на границах и внутри зерен крупных неравноосных включений т]-фазы в сплаве В91ТЗ и |3-фазы в сплавах АД31Т и АДЗЗТ1, а также к образования вдоль границ зерен зоны свободной от выделений (ЗСВ), увеличивая тем самым склонность к питтинговой и межкристаллитной коррозии. Предложен механизм их коррозионного разрушения и уравнения, связывающие скорость коррозии с величиной закалочного фактора.

4. Выполнено математическое описание С-образных кривых вышеперечисленных сплавов как функций температуры от времени и ряда коэффициентов, связанных с характеристиками зародышеобразования и диффузии. Для С-образных кривых ИТД время-температура-временное сопротивление сплавов системы А^п-М^-Си, с использованием литературных данных, установлена математическая связь между значениями этих коэффициентов и химическим составом.

5. Показано, что рассчитанные и построенные диаграммы, а также полученные уравнения могут быть использованы для прогнозирования структуры и свойств изделий из этих сплавов с погрешностью, не превышающей 10%.

Практическая ценность работы

1. Предложенная расчетная методика, снижая затраты на подготовку производства, позволяет выбирать термоупрочняемые алюминиевые сплавы и режимы их охлаждения при закалке с целью достижения заданного комплекса свойств, уменьшения объема правки и снижения припусков на механическую обработку.

2. Показано, что нанесение ламельных цинкалюминиевых покрытий Дакромет можно проводить после отжига изделий из АМгЗ и АМгб, а нанесение получаемых методом высокоскоростного газопламенного напыления Со№СгА1У покрытий на изделия из сплавов В91ТЗ и АД31Т - после старения, без изменения структуры и свойств этих сплавов.

3. Применение исследованных многослойных покрытий позволяет значительно увеличить коррозионную стойкость алюминиевых сплавов. В щелочной воде при 8<рН<10 покрытие Дакромет понижает скорость коррозии сплава АМгЗ в 2,2.4 раза, а сплава АМгб в 3,4.3,8 раза. В кислой воде с 4<рН<6 это покрытие понижает скорость коррозии сплава АМгЗ в 12.5 раз, а сплава АМгб в 18.7 раз. Покрытие СоМСгАГУ в воде с 8<рН<10, понижает скорость коррозии сплава АД31Т в 4,8.8,4 раза, сплава В91ТЗ в 3,5. 11,2 раза, а в воде с 4<рН<6 - понижает скорость коррозии сплава АД31Т в 2,9. 1,8 раза, а сплаваВ91ТЗ в 3,6 . 2,6 раза.

На защиту выносятся:

1. Результаты расчета изотермических и термокинетических диаграмм распада твердого раствора сплавов АДЗ1, АДЗЗ, В91.

2. Результаты построения для сплава В91ТЗ экспериментальных изотермических диаграмм: время-температура—твердость'. время-температура—скорость коррозии.

3. Теоретическое и экспериментальное обоснование уравнений, предложенных для прогнозирования коррозионной стойкости методом закалочного фактора.

4. Математическое описание С-образных кривых, как функций времени от температуры и коэффициентов, связанных с характеристиками распада пересыщенного твердого раствора (скоростью зародышеобразования, работой образования зародыша, температурой растворения выделившейся фазы, энергией активации процесса диффузии). Установленная математическая связь между значениями этих коэффициентов и химическим составом сплавов системы А1^п-М£-Си для линий изотермической диаграммы время-температура-временное сопротивление.

5. Результаты исследования влияние скорости охлаждения при закалке на структуру, фазовый состав, твердость и коррозионную стойкость сплава В91 и структурное обоснование влияния скорости охлаждения на коррозионную стойкость сплавов АД31, АДЗЗ и В91.

6. Результаты исследования структуры, фазового состава, твердости и коррозионной стойкости ламельных цинк-алюминиевых покрытий на сплавах АМгЗ и АМгб а также №СоСгА1У покрытия, нанесенного методом высокоскоростного напыления на сплавы В91 и АД31.

ОБОЗНАЧЕНИЯ И СОКРАЩЕНИЯ к - константа Больцмана, 1,381-10"23 Дж-К"1; ИА - число Авогадро, 6,022-10 моль" ; Я — газовая постоянная, 8,314 Дж-моль'^К"1; <70>2 - условный предел текучести, МПа; ав — временное сопротивление разрыву, МПа; НУ— твердость по Виккерсу; КСII- ударная вязкость, МДж/м ; 5 - относительное удлинение, %; \|/ - относительное сужение, %; Е - модуль Юнга, ГПа; в - модуль сдвига, ГПа; а - температурный коэффициент линейного расширения, "С "1; аК - коэффициент теплоотдачи,

Х- коэффициент теплопроводности, Дж-м^-с^-'С"1; с - удельная теплоемкость, Дж/(кг- "С); т- время, с;

1 - температура в градусах Цельсия, °С; Т - температура в градусах Кельвина, К; Кд ~ равновесное количество выделений; Л^ - скорость образования зародышей; Ог - скорость роста зародыша; х - объемная доля выделений; в - краевой угол смачивания;

C(t) - время в точке С-образной кривой при данной температуре t; к] — коэффициент, равный 1п(1-х ), где доля образовавшегося выделения (для сплава, содержащего 0,5% выделений данного типа, т.е. для доли 0,005 kf= =ln(l- 0,005) = -0,00501) ; к2 — коэффициент, связанный с обратной величиной скорости зародышеобразования, с; кз~ коэффициент, связанный с работой образования зародыша, Дж/моль; к4 — коэффициент, связанный с температурой растворения выделившейся фазы,

К; к5 - коэффициент, связанный с энергией активации процесса диффузии, Дж/моль;

Q — закалочный фактор.

Коррозионные характеристики Ьа - тафелевский наклон, В; ЕКор - потенциал свободной коррозии, В; Епо- потенциал питтингообразования, В; Епас - потенциал пассивации, В; jo — плотность тока коррозии, А/м2; Кт - массовый показатель коррозии, г/(м-сут). /- доля площади поверхности, занятой питтингом

Условные сокращения ЗГВ - зернограничные выделения; ЗГП - зоны Гинье-Престона; ЗСВ - зона свободная от выделений; ЗФ - закалочный фактор

КР - коррозионное растрескивание;

МКК - межкристаллитная коррозия; н.в.э. - нормальный водородный электрод сравнения;

ПЭМ - просвечивающая электронная микроскопия;

РСА - рентгеноструктурный анализ;

РСМА - рентгеноспектральный микроанализ;

СЭМ - сканирующая электронная микроскопия.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ И РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ

1. Показано, что анализ закалочного фактора является эффективным средством к прогнозирования и оптимизации свойств изделий из термоупрочняемых алюминиевых сплавов. Этот метод до настоящего времени не нашел применения в отечественной практике и его внедрение является актуальной задачей.

2. Рассчитаны изотермические и термокинетические диаграммы распада твердого раствора сплавов АД31, АДЗЗ, В91.

3. Для сплава В91 построены экспериментальные изотермические диаграммы: время-температура-твердость и время—температура-скорость коррозии.

4. Показано, что уменьшение скорости охлаждения во время закалки приводит к появлению на границах и внутри зерен сравнительно крупных неравноосных включений ri-фазы в сплаве В91ТЗ и ß-фазы в сплавах АД31Т, АДЗЗТ1 и снижению доли дисперсных глобулярных включений.

5. Показано, что коррозионное растворение неравноосных включений перечисленных выше фаз приводит к структурному питтингу в виде ямок и канавок на поверхности зерен и их границах. Возникающие при этом пары дифференциальной аэрации формируют щелочную среду на поверхности сплава и кислотную на дне ямок и канавок, что приводит к локальной распассивации сплава и развитию язвенной коррозии. Предложены уравнения, связывающие массовый показатель коррозии и скорость питтинговой коррозии с величиной закалочного фактора.

6. Выполнено математическое описание С-образных кривых перечисленных выше сплавов как функций температуры от времени и ряда коэффициентов, связанных с характеристиками зародышеобразования и диффузии. Для Сообразных кривых ИТД время-температура-временное сопротивление сплавов системы А1-2п-М§-Си, с использованием литературных данных, установлена математическая связь между значениями этих коэффициентов и химическим составом.

7. Показано, что рассчитанные и построенные диаграммы, а также полученные уравнения могут быть использованы для прогнозирования методом закалочного фактора структуры и свойств изделий из этих сплавов с погрешностью, не превышающей 10 %.

8. Предложенная расчетная методика, снижающая затраты на подготовку производства, позволяет выбирать термоупрочняемые алюминиевые сплавы и режимы их охлаждения при закалке с целью достижения заданного комплекса свойств, уменьшения объема правки и снижения припусков на механическую обработку.

9. Показано, что эффективным способом увеличения коррозионной стойкости деталей из термоупрочняемых сплавов АД31Т и В91ТЗ является нанесение методом высокоскоростного напыления (НУОБ) многослойного Со№СгА1У покрытия, которое не изменяет структуры и свойств этих сплавов. Покрытие Со№СгА1У в воде с 8<рН<10, понижает скорость коррозии сплава АД31Т в

4,8.8,4 раза, сплава В91ТЗ в 3,5.11,2 раза, а в воде с 4<рН<6 понижает скорость коррозии сплава АД31Т в 2,9. 1,8 раза, сплава В91ТЗ в 3,6. 2,6 раза.

10. Показано, что эффективным способом увеличения коррозионной стойкости деталей из не упрочняемых термической обработкой сплавов АМгЗ и АМгб является нанесение многослойного ламельнош цинкалюминиевош покрытия Дакромет. В нейтральной воде с 6,5<рН<8, это покрытие понижает скорость коррозии сплава АМгЗ в 2 раза, а сплава АМгб в 3 раза. В щелочной воде при 8<рН<10 покрытие Дакромет понижает скорость коррозии сплава АМгЗ в 2,2.4 раза, а сплава АМгб в 3,4.3,8 раза. В кислой воде с 4<рН<6 это покрытие понижает скорость коррозии сплава АМгЗ в 12.5 раз, а сплава АМгб в 18.7 раз.

1. Машиностроение: Энциклопедия. Т. II-3: Цветные металлы и сплавы. Композиционные металлические материалы /И.Н. Фридляндер и др. М.: Машиностроение, 2001. 880 с.

2. Li Xingdan. Development of aluminum alloys used for the construction of commercial aeroplane // Shanghai Nonferrous Metals. 1994. No. 3. P. 160-168.

3. Peng Xiaodong, Li Yulan, Liu Jiang. The applications of light alloys to automotive industry // Materials for Mechanical Engineering. 1999. No. 2. P. 1-4.

4. Справочник по конструкционным материалам /Б.Н. Арзамасов и др. М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2006. 636 с.

5. Материаловедение /Б.Н. Арзамасов и др. М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2008. 646 с.

6. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов /Б.А. Колачев и др. М.: Металлургия, 1981. 410 с.

7. Huang Jianzhong, Zuo Yu. Corrosion Resistance of Materials and Corrosion Data. Beijing: Chemical industry, 2002. 625 p.

8. Exfoliation corrosion behavior of 7150 A1 alloy /Jinfeng Li et al. // Corrosion Science and Protection Technology. 2009. Vol. 29, No. 2. P. 107-109.

9. Survey of aging precipitation process of Mg2Si phase in aluminum alloy /Кe Ding et al. // Special Casting and Nonferrous Alloys. 2009. Vol. 29, No. 12. P. 11601164.

10. Xiao Congwen. Study on Characteristics of heat treatment of large section aluminum alloy 6005A and 7005 for rail traffic vehicleD. Changshang: Central South University, 2004. 52 p.

11. Shen Kai, Yin Zhimin, Wang Tao. ТЕМ study on microstructural development of single-ageing 7055 aluminum alloys // Transaction of Nanjing University of Aeronautics and Astronautics. 2007. Vol. 24, No. 3. P. 265-269.

12. Mondolfo L.F. Structure of the Al-Mg-Zn alloys // Metallurgical Reviews. 1971. Vol. 16. P. 95-124.

13. Testing of continuous cooling transformation curve of Al-Zn-Mg-Cu alloy /Hongying Li et al. // The Chinese Journal of Nonferrous Metals. 2008. Vol. 18, No. 9. P. 1613-1621.

14. Characterisation of precipitation micristructures in aluminium alloys 7040 and 7050 and their relationship to mechanical behavior /D. Dumont et al. //Materials Science and Technology. 2004. Vol. 20. P. 1-10.

15. Lee S., Lifka B.W. Modification of the EXCO test for 7xxx, 2xxx, and Al-Li aluminum alloys // Alcoa Laboratories Report. 1990. No. OM204.

16. Metastable phase formation in multi-component aluminium alloys /А.Р. Miodovnic et al. // Defect and Diffusion Forum. 2007. Vol. 263. P. 31-40.

17. Saunders N., Miodownik A.P. CALPHAD Calculation of Phase Diagrams (a comprehensive guide). Oxford: Elsevier Science, 1998. 479 p.

18. The composition design of Al-Mg-Si alloys /Jing Li et al. // Materials for Mechanical Engineering. 2009. Vol. 30, No. 9. P. 35-38.

19. Ravi C., Wolverton C. Comparison of thermodynamic databases for 3xx and 6xxx aluminum alloys // Metallurgical and Materials Transaction A. 2005. Vol. 36A, No. 8. P. 2013-2023.

20. Dong Yaohua, Li Wen. The application of computers in calculating phase diagrams // Journal of Jiangxi University of Science and Technology. 2007. Vol. 28, No. 3. P. 18-20.

21. Qiao Zhiyu, Hao Shiming. New progress of CALPHAD approach // Journal of Materials and Metallurgy. 2005. Vol. 4, No. 2. P. 83-90.

22. Диаграммы изотермического распада раствора в алюминиевых сплавах /В.Г. Давыдов и др. М.: Металлургия, 1973. 152 с.

23. Christian J.W. The theory of transformation in metals and alloys Part 1. Oxford: Pergamon Press, 1975. 421 p.

24. Cahn J.W. Kinetics of transformation under nonisothermal conditions // Acta Metall. 1956. No. 4. P. 449-459.

25. Evancho J.W., Staley J. T. Kinetics of precipitation in aluminum alloys during continuous cooling // Metal. Trans. 1974. Vol. 5. P. 43-47.

26. Staley J.T. Quench factor analysis of aluminium alloys // Materials Science and Technology. November 1987. Vol. 3. P. 923-933.

27. Rometsch P.A., Starink M.J., Gregson P.J. Improvements in quench factor modeling // Materials Science and Engineering. 2003. No. A339. P. 255-264.

28. Quench sensitivity and tensile property inhomogeneity in 7010 forgings /J.S. Robinson et al. // Journal of Materials Processing Technology. 2001. No. 119. P. 261-267.

29. Dorward R.C. A dynamic quench model for strength predictions in heat treatable aluminum alloys // Journal of Materials Processing Technology. 1997. No. 66. P. 25-29.

30. Dolan G.P., Robinson J.S. Residual stress reduction in 7175-T73, 6061-T6 and 2017A-T4 aluminium alloys using quench factor analysis // Journal of Materials Processing Technology. 2004. No. 153-154. P. 346-351.

31. Окулов В.В. Российское общество гальванотехников и специалистов в области обработки поверхности // galvanicrus.ru: Сервер гальванотехников России. 2010. http://www.galvanicrus.ru/qa/?answer=60

32. Peng Wu. Processing and capability of Dacromet // Processing of Vehicle. 2003. No. 6. P. 32-34.

33. Wei Jiwen. New technology of corrosion resistance for metal-DACRO // Technology of Wugang. 2002. Vol. 40, No. 5. P. 58-60.

34. Corrosion prevention characteristics and mechanism of zinc-aluminum-chromium coating /Shumin Han et al. // The Chinese Journal of Nonferrous Metal. 2002. Vol. 12, No. 3.P. 619-623.

35. Study and application of the zinc-aluminum coating /Guangyu Li et al. // Heat Treatment of Metal. 2003. Vol. 28, No. 6. P. 8-12.

36. Балдаев JI.X. Технологические Системы Защитных Покрытий // tspc.ru: сервер ТСЗП. 2006-2010. http://www.tspc.ru/tech/PiVOF.php

37. Development of theory and technology of hypersonic oxy-fuel spraying /Zhijian Wang et al. // Orgnance Material Science and Engineering. 2002. Vol. 25, No. 3. P. 63-66.

38. Koomparkping Т., Damrongrat S., Nirantlumpong. P. Al-rich precipitation in CoNiCrAlY bondcoat at high temperature // Journal of Thermal Spray Technology. 2005. Vol. 14, No. 2. P. 264-267.

39. CoNiCrAlY microstructural changes induced during cold gas dynamic spraying /Р. Richer et al. // Surface and Coatings Technology. 2008. Vol. 203, Issues 3-4. P. 364-371.

40. Nikitin V.I. The effect of the alloying element of a CoNiCrAlY system on the corrosion resistance of alloys for protective coatings of gas turbine blades

41. Thermal Engineering. 2007. Vol. 54, No. 2. P. 123-126.

42. Development of modeling of particle behavior during HVOF spray process /Kai Tao et al. // Journal of Materials. 2006. Vol. 20, No. 4. P. 112-115.

43. ГОСТ 4784-97. Алюминий и сплавы алюминиевые деформируемые: Марки. М., 2000. 11 с.

44. ANSYS в руках инженера: Практическое руководство /А.Б. Каплун и др. М.: Едиториал УРСС, 2003. 272 с.

45. Люты В. Закалочные среды: Справ. Челябинск: Металлургия, 1990. 192 с.

46. The measurement and calculation of heat transfer coefficient under different cooling conditions /Jian Yuan et al. // Transaction of Materials and Heat Treatment. 2005. Vol. 26, No. 4. P. 115-119.

47. Справочник по металлографическому травлению /М. Беккерт и др. М.: Металлургия, 1979. 335 с.

48. Карпухин С.Д., Быков Ю.А. Световая микроскопия и количественная обработка изображений структур материалов: Учебное пособие. М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2003. 48 с.

49. Полянский В.М. Металловедческие основы предотвращения разрушения деталей из высокопрочных алюминиевых сплавов, длительно нагруженных при нормальной нагрузке: Дис. .доктора техн. наук. М., 1986. 514 с.

50. Терентьев В.Ф., Колмаков А.Г. Механические свойства металлических материалов: Учебное пособие. М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2003. 110 с.

51. ГОСТ 9450-76 Измерение микротвердости вдавливанием алмазных наконечников. М.: Изд-во стандартов, 1976. 35 с.

52. Пастухова Ж.П., Каплун Ю.А. Методы исследования дисперсионно-твердеющих сплавов: Учебное пособие. М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 1986. 40 с.

53. Миркин Л.И., Уманского Я.С. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов. М.: Физматгиз, 1961. 863 с.

54. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. Рентгенографический и электронографический анализ металлов. М.: Металлургиздат, 1963. 92 с.

55. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. Рентгенографический и электронный анализ. М.: МИСиС, 1994. 328 с.

56. Фрейман Л.И. Потенциостатические методы в коррозионных исследованиях и электрохимической защите. Л.: Химия, 1972. 240 с.

57. Семенова И.В., Флорианович Г.М., Хорошилов А.В. Коррозия и защита от коррозии. М.: Физматлит, 2002. 336 с.

58. Фокин М.Н., Жигалова К.А. Методы коррозионных испытаний металлов. М.: Металлургия, 1986. 78 с.

59. Hardenability of 2D70 Aluminum Alloy /Guojun Wang et al. // Chinese Journal of Rare Metals. 2009. Vol. 33, No. 3. P. 304-307.

60. Quenching sensitivity of 7050 aluminium alloy hot-rolled plate /Yong Zhang et al. // Chinese Journal of Nonferrous Metals. 2008. Vol. 18, No. 10. P. 1788-1794.

61. Methodology for research on aluminum alloy hardenability /Guojun Wang et al. // Light Alloys Fabrication Technology. 2008. Vol. 36, No. 6. P. 5-8.

62. Li X., Miodownic A.P., Saunders N. Modelling of materials properties in duplex stainless steels //Mater. Sci. Tech. 2002. Vol. 18. P. 861-868.

63. Porker B.A. Effects of certain trace elements additions on ageing phenomena of Al-4%Zn-3%Mg alloys // Austr. Inst. Met. 1972. Vol. 17, No. 1. P. 31-38.

64. Chen Xiaoming, Song Renguo, Tang Puhong. New progress of ageing treatment technology of 7xxx series aluminum alloy // Heat Treatment of Metals. 2009. Vol. 34, No. 12. P. 73-77.

65. Suzuki H., Kanno M., Asamis. Effects of copper additions on ageing phenomena in Al-Zn-Mg Alloys // Jap. Inst. Flight Met. 1972. Vol. 22, No. 11. P. 661-667.

66. Исследование напряженного состояния и коррозионной стойкости пресс-форм из алюминиевых сплавов/Ю.А. Пучков и др. // Заготовительные производства. 2008. № 12. С. 41-44.

67. Study on strengthening solution treatment for 7050 high strength aluminum alloy /Jie Li et al. // Material and Heat Treatment. 2000. Vol. 38, No. 6. P. 125-128.

68. Failure analysis of cracking of coupler beam of aluminum alloy 7020 /Rong Wang et al. // J. Chin. Soc. Corrosion Protect. 2008. Vol. 28, No. 4. P. 240-245.

69. Li Hai, Zheng Ziqiao, Wang Zhixiu. Investigation of secondary ageing characteristics of 7055 aluminum alloy-(II) Microstructures and fractography

70. Rare Metal Materials and Engineering. 2005. Vol. 34, No. 8. P. 1230-1234.

71. Influence of 1,0 wt% Li on precipitates in Al-Zn-Mg-Cu alloy /Fang Wei et al. // Chinese Journal of Aeronautics. 2008. Vol. 21. P. 565-570.

72. Novel Al-7,5Zn-1,65Mg-1,4Cu-0,12Zr alloys with high strength high toughness and low quench sensitivity /Baiqing Xiong et al. // The Chinese Journal of Nonferrous Metals. 2009. Vol. 19, No. 9. P. 1539-1547.

73. ТЕМ observation of precipitaties in a 7050 alloy after RRA treatment /Yijie Gu et al. // Journal of Aeronautical Materials. 2000. Vol. 20, No. 4. P. 1-7.

74. Researches of structures and mechanical properties of spray formed Al-Zn-Mg-Cu alloy /Caiping Yuan et al. // Rare Metal Materials and Engineering. 2007. Vol. 36, Suppl. 3.P. 480-483.

75. Ageing precipitation and strengthening behavior of 7B04 aluminum alloys /Zhihui Li et al. // The Chinese Journal of Nonferrous Metals. 2007. Vol. 17, No. 2. P. 248-253.

76. Fan Xigang. Study on the microstructures and mechanical properties and the fracture behavior of the Al-Zn-Mg-Cu-Zr alloysD. Harbin: Harbin Institute of Technology, 2007. 162 p.

77. Deschamps A., Brechet Y. Nature and distribution of quench-induced precipitation in an Al-Zn-Mg-Cu alloy // Scripta Materialia. 1998. Vol. 39, No. 11. P. 15171522.

78. Hideo Yoshida, Yoshio Baba. The role of Zirconium to improve strength and stress-corrosion resistance of Al-Zn-Mg-Cu alloys // Transactions of the Japan institute of metals. 1982. Vol. 23, No. 10. P. 620-630.

79. Gang Sha, Alfred Cerezo. Early-stage precipitation in Al-Zn-Mg-Cu alloy (7050) // Acta Materialia. 2004. Vol. 52. P. 4503-4516.

80. Улиг Г. Г., Реви Р. У. Коррозия и борьба с ней. Введение в коррозионную науку и технику: Пер. с англ. Л.: Химия, 1989. 456 с.

81. Pitting behavior of aluminum /Lixin Xu et al. // Aerospace Materials Technology. 2002. No. 2. P. 21-24.185 ¿к^

82. Li Jinfeng, Zheng Ziqiao, Ren Wenda. Function mechanism of secondary phase on localized corrosion of all alloy // Journal Materials. 2005. Vol. 19, No. 2. P. 81-90.

83. Burleigh T.D., Ludwiczak E., Petri R.A. Intergranular corrosion of an aluminum-magnesium-silicon-copper alloy // Corrosion Science. 1995. Vol. 51, No. 1. P. 50-55.

84. TTP curve of aluminum alloy 7050 /Xinming Zhang et al. // The Chinese Journal of Nonferrous Metals. 2009. Vol. 19, No. 5. P. 861-868.

85. TTP of 7055 aluminum alloy and its application /Shengdan Liu et al. // The Chinese Journal of Nonferrous Metals. 2006. Vol. 16, No. 12. P. 2034-2039.

86. Quenching sensitirity of 7055 aluminium alloy /Shengdan Liu et al. // Journal of Central South University (Science and Technology). 2006. Vol. 37, No. 5. P. 846849.

87. Pierre Archambault, David Godard. High temperature precipitation kinetics and TTT curve of a 7*xx alloy by in-situ electrical resistirity measurements and differential calorimetry // Scripta Mater. 2000. Vol. 42, No. 7. P. 675-680.

88. Zhang Yong. Study on Jominy End Quench of hardenability of 7050 aluminum alloyD. Changshang: Central South University, 2008. 67 p.

89. Abubake O.K., Mamaki U.P., Muriana R.A. Investigation of the quenching properties of selected media on 6061 aluminum alloy // Journal of Minerials and Materials Characterication and Engineering. 2009. Vol. 8, No. 4. P. 303-315.

90. Степнов M.H., Гиацинтов E.B. Усталость легких конструкционных сплавов. М.: Машиностроение, 1973. 317 с.

91. Combustion gas flow analysis for supersonic spray using finite element method /Genliang Hou et al. // Transactions of the China Welding institution. 2005. Vol. 26, No. 3. P. 77-80.