автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Повышение структурной и химической стабильности при разработке высокопрочных коррозионностойких литейных алюминиевых сплавов

ВСЕРОССИЙСКИЙ НАУЧНО-ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ИНСТИТУТ АВИАЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ

^ На правах рукописи

Г4—

ч ■■

ЧЕРКАСОВ Виктор Васильевич

ПОВЫШЕНИЕ СТРУКТУРНОЙ И ХИМИЧЕСКОЙ СТАБИЛЬНОСТИ ПРИ РАЗРАБОТКЕ ВЫСОКОПРОЧНЫХ КОРРОЗИОННОСТОЙКИХ ЛИТЕЙНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

Специальность 05.16.01 «Металловедение и термическая обработка металлов»

Диссертация в форме научного доклада на соискание ученой степени доктора технических наук

Москва, 1997 г.

Всероссийский научно-исследовательский институт Авиационных материалов

со о

с\2

, С\2 (О

На правах рукописи

Для служебного пользования

^ П Г ! ч 1 * Экз. № ч,- О и 1 /

ЧЕРКАСОВ Виктор Васильевич

ПОВЫШЕНИЕ СТРУКТУРНОЙ И ХИМИЧЕСКОЙ СТАБИЛЬНОСТИ ПРИ РАЗРАБОТКЕ ВЫСОКОПРОЧНЫХ | КОРРОЗИОННОСТОЙКИХ ЛИТЕЙНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ й СПЛАВОВ

Специальность 05.16.01 "Металловедение и термическая обработка металлов"

Диссертация в форме научного доклада на соискание ученой степени доктора технических наук

Москва, 1997 г.

Официальные оппоненты:

Доктор технических наук, профессор Н.Ф. АНОШКИН Доктор технических наук, профессор Л.Л. РОХЛИН Доктор химических наук, профессор В.Ю. ВАСИЛЬЕВ

Ведущая организация: Таганрогский авиационный научно-технический комплекс им. Г.М. Бериева

Защита диссертации состоится ■Ли2ртсг_ 1997 г

в " № " час. на заседании диссертационного Совета Д.003.15.03 в Институте металлургии им. A.A. Байкова РАН (117911, Москва, ГСП-1, Ленинский проспект, 49).

С диссертацией в виде научного доклада можно ознакомиться в библиотеке ИМЕТ.

Диссертация в виде научного доклада разослана CpefpOJSj 1997 г.

Ученый секретарь диссертационного Совета доктор технических наук

^0-tZZZI в.м. БЛИНОВ

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Отливки из алюминиевых сплавов широко используются в различных отраслях техники. Одной из важнейших характеристик, определяющей их надежность и ресурс, является коррозионная стойкость. Наиболее широко распространенные литейные /М-Бьсплавы, особенно высокопрочные, где в качестве легирующего элемента используется медь, обладают недостаточной коррозионной стойкостью в условиях повышенной влажности и морского климата. Известные коррозионностойкие А1-М§-сплавы при малых концентрациях магния имеют низкую прочность, а при повышенных -склонны к длительному естественному старению, приводящему к ухудшению служебных характеристик, особенно коррозии под напряжением, в процессе эксплуатации.

К началу наших работ (1974 г.) информация о литейных алюминиевых сплавах, сочетающих хорошую коррозионную стойкость с высокими механическими свойствами и высокой технологичностью при литье, была недостаточна. Недостаточно также были изучены и систематизированы вопросы, связанные с особенностями формирования структуры литейных коррозионностойких сплавов на базе многокомпонентных систем, не определены факторы, влияющие на ее стабильность во времени. Отсутствовали литейные сплавы с высокой коррозионной стойкостью, которые бы удовлетворяли требования конструкторов к прочности и надежности. Это существенно снижало возможность использования фасонных отливок в ответственных конструкциях, заставляя, в частности, изготавливать многие сложные по форме детали путем обработки резанием деформированных полуфабрикатов. В результате повышалась трудоемкость, снижался коэффициент использования металла и показатели производительности.

Такая ситуация требовала постановки комплекса исследований, направленных на разработку коррозионностойких и одновременно высокопрочных и технологичных литейных сплавов. Эти исследования проводились под руководством и при участии автора в ВИАМе и ряде других институтов и промышленных предприятий. Металловедческие подходы, которые были использованы в работе при организации исследований базируются на результатах и закономерностях, установленных известными коррозионистами и металловедами А.А.Бочваром, Г.В.Акимовым, Я.М.Колотыркиным, Н.Н.Бело-усовым, И.И.Новиковым, В.С.Золоторевским, В.И.Добаткиным, И.Н.Фридляндером и др.

Настоящий доклад систематизирует и обобщает проведенные почти 20-летние исследования.

Цель работы. Целью работы являлось развитие принципов легирования и установление общих закономерностей формирования структурного состояния литейных алюминиевых сплавов, сочетающих высокие коррозионные и механические свойства, сохраняющих их в процессе длительной эксплуатации и обладающих удовлетворительной технологичностью. Прикладной целью являлась разработка и внедрение в производство новых литейных алюминиевых сплавов, сочетающих указанные свойства.

Для достижения этих целей необходимо было последовательно решить следующие задачи:

• на базе прямых структурных исследований коррозионного поражения отливок установить структурные критерии уровня коррозионной стойкости;

• установить закономерности изменения коррозионных, а также механических свойств литых и термически обработанных сплавов

от состава и структурного состояния в многокомпонентных системах на основе алюминия; определить способы воздействия на формирование структуры для обеспечения комплекса заданных свойств;

• изучить электрохимические свойства и их связь со скоростью коррозии структурных составляющих сплавов различных систем; определить условия, при которых сплавы склонны к локальным коррозионным поражениям;

• на базе установленных закономерностей разработать и внедрить в производство фасонного литья серию новых коррозионностой-ких алюминиевых сплавов с повышенной прочностью.

Научная новизна работа.

• Установлены структурные факторы коррозионной стойкости термически обработанных отливок из сплавов систем А1-М0,

7x1, А1-2п-М§-Си. Показано, что наиболее важными требованиями к структуре при создании коррозионностойких сплавов повышенной прочности, обеспечивающей стабильность механических и коррозионных свойств во времени являются: формирование равномерного распределения продуктов распада алюминиевого твердого раствора; повышение дисперсности структурных элементов сплавов; уменьшение сплошности выделения продуктов распада на межзеренных 1раницах; снижение электрохимической гетерогенности фазовых составляющих; уменьшение рассеянной пористости.

Исследовано влияние микролегирования (титан, цирконий, хром, марганец, скандий, бор, бериллий) и режимов высокотемпературной и низкотемпературной обработки на указанные структурные факторы. Существенное повышение коррозионной стойкости под напряжением сплавов, упрочняемых за счет применения искусственного старения, обеспечивается введением хрома и применением двухступенчатого режима старения. При этом, по сравнению с одноступенча-

тым старением происходит повышение плотности выделений в матрице на 20-25% (до 4-Ю16 см 3), ширина зоны, свободной от выделений, уменьшается с 200-300 мкм до 50-100 мкм.

Микролегирование указанными элементами (особенно бором и титаном) увеличивает плотность зон на ранних стадиях старения, задерживает начальную стадию распада твердого раствора, обеспечивая тем самым равномерность распределения и дисперсность выделяющихся фаз (25-60 нм).

Повышение коррозионной стойкости под напряжением сплавов, применяющихся в закаленном состоянии (система обеспечивается за счет использования высокотемпературной термостабили-зирующей обработки (кратковременный нагрев при температуре 400°С закаленного сплава с последующим относительно медленным охлаждением), в результате чего устраняется сплошность выделений Р(АЬМ£2) - фазы по границам зерен при естественном старении и эксплуатационных нагревах.

• Исследована кинетика развития общей коррозии и коррозии под напряжением сплавов исследованных систем. Установлен механизм структурной коррозии литейных алюминиевых сплавов. Начальная стадия коррозионных поражений характеризуется образованием питтинга преимущественно вокруг избыточных фаз кристаллизационного происхождения, литейных пор и по границам зерен. В последующем (к 15 суткам коррозионных испытаний) происходит только развитие уже образовавшихся коррозионных язв.

Определены необходимые и достаточные условия для возникновения межкристаллитной коррозии (МКК) - одного из наиболее опасных видов коррозионного поражения. Наряду с необходимым условием возникновения МКК, а именно, относительно непрерывного выделения фаз по границам зерен, установлено, что межкристаллитная

коррозия возникает только при достижении потенциала пробоя участков твердого раствора, обедненных магнием и цинком. Показано, что применительно к реальному структурному состоянию сплавов по показателю скорости растворения структурных составляющих нельзя сделать заключение о склонности сплавов к МКК.

Для установления качественного и количественного распределения бора в литейных алюминиевых сплавах разработана методика и применен метод прицельной трековой авторадиографии. Установлена преимущественная локализация бора вокруг Р(А1зМ§г) - фазы. Дополнительное легирование титаном приводит к более равномерному распределению бора в структуре, при этом его содержание в объеме составляет около 0.001%, а во включениях - повышено на порядок. Кроме того, используя изотоп 63№ в качестве индикатора процессов диффузии в алюминиевых сплавах установлено, что введение бора понижает коэффициент диффузии никеля с 1.7-1012 см2/сек до 0.4-1012 см2/сек, т.е. понижается диффузионная проницаемость сплавов, что, в свою очередь, обусловливает повышение их структурной стабильности.

Установлено сильное модифицирующее действие скандия при повышенных скоростях кристаллизации (выше 160град/мин) на литейные алюминиевые сплавы исследованных систем. Кроме того, при нагревах (320-420°С) происходит выделение когерентных матрице дисперсных (около 20 нм) частиц фазы АЬБс с плотностью распределения достаточной для существенного упрочнения.При этом максимум прочности в сплавах системы А1-М§ смещается в область более низких концентраций магния, что важно с точки зрения увеличения стойкости против коррозионного растрескивания. Положительная роль скандия повышается при дополнительном введении циркония. Построены политермические разрезы систем А1-Р^-Бс, АЫ^-Бс-И, А1-Мд-8с-гг, А1-М^-Бс-Тл-гг, А1-Мд-8с-Сг, АЬМ^-Бс-Мп в области концентраций ле-

гирующих элементов реально использованных при создании сплавов (до 12%Mg; 0.3%Sc; 0.15%Ti; 0.15%Zr; 0.2%Mn; 0.2%Cr).

* Исследованы механические свойства (предел прочности и относительное удлинение) в различных реологических состояниях сплавов и линейная усадка в эффективном интервале кристаллизации. Установлено, что комплексное микролегирование уменьшает темп нарастания линейной усадки при понижении температуры в эффективном интервале кристаллизации и повышает механические свойства в интервале хрупкости, что способствует повышению запаса деформационной способности и снижению, тем самым, горячеломкости сплавов. На основании прямых структурных исследований сплавов в твердо-жидком состоянии даны объяснения влияния легирующих элементов (Ti, Zr, Cr, Мп) на технологические свойства.

Установлены зависимости механических и коррозионных свойств от состава сплавов в системе Al-Mg-Zn-(Cu) в сопоставлении с фазовым составом и структурными параметрами закаленных и состаренных сплавов. Показано, что оптимальным комплексом свойств обладают сплавы в области концентраций 5.5+6.5%Mg; 2-2.5%Zn (в системе Al-Mg-Zn) и 5-7%Zn; 1.5+2.5%Mg; l-r2%Cu (в системе Al-Zn-Mg-Cu). В системе Al-Mg-Zn, в частности, установлена зависимость между коррозией под напряжением и отношением предела текучести к пределу прочности. Наиболее оптимальным уровнем коррозионной стойкости под напряжением обладают сплавы с соотношением оо.г/ств = 0.5.

Практическая ценность работы

Разработаны составы, режимы термической обработки и технология производства новых высокопрочных коррозионностойких литейных сплавов на базе систем Al-Mg, Al-Mg-Zn, AI-Zn-Mg-Cu. Новые

сплавы защищены авторскими свидетельствами и превосходят ранее известные сплавы аналогичного назначения по комплексу механических, коррозионных и технологических свойств на 35-60%, обеспечивая при этом, за счет выбора оптимального легирующего комплекса и режимов термообработки, существенное повышение их стабильности во времени. Разработанные сплавы предназначены для различных областей применения в зависимости от требований, предъявляемых к работе конструкций и рекомендованы для ответственных деталей, работающих при повышенных температурах, статических и динамических нагрузках, в том числе в сварном варианте с деформируемыми сплавами. Тем самым расширен диапазон применения литейных коррози-онностойких алюминиевых сплавов.

Сплавы паспортизованы по нормам, принятым в авиационной промышленности, и внедрены на предприятиях отрасли: ВАЛ-16 (А1-М£), ВАЛ-11 (А1-1^-2п), ВАЛ-12 (А1-гп-?^-Си) на ТАНТК им. Г.М.Бериева, ВМП "Авитек", МКБ "Радуга", АНПК "МиГ" им. А.И.Микояна, НПП "Наука"; ВАЛ-19 (A1-Mg-Sc) успешно прошел технологическое опробование на АНПК "МиГ" им. А.И.Микояна и МКБ "Радуга" и рекомендован к внедрению.

Фасонные отливки из указанных сплавов используются в узлах и агрегатах изделий авиационного назначения, а также товаров народного потребления. Применение разработанных сплавов, в частности для силовых деталей, позволило существенно уменьшить трудоемкость и повысить коэффициент использования металла за счет замены деформированных полуфабрикатов. За счет использования отливок для деталей авиационного назначения трудоемкость уменьшена в 1,5-2 раза, КИМ увеличен в 1.5-2 раза.

Для деталей не авиационного назначения использован сплав 01984 (A1-Mg-Zn-Cu) с повышенным содержанием железа и кремния,

что позволяет использовать при его изготовлении алюминий низкой чистоты и вторичные алюминиевые сплавы.

На сплавы, используемые в авиационной промышленности, в процессе освоения выпущены технические условия и технологические рекомендации, заводские инструкции, внесены изменения и дополнения в отраслевую документацию.

Апробация работы. Основные результаты диссертации докладывались на шести международных, межотраслевых и отраслевых конференциях, симпозиумах и совещаниях.

Публикации. Основные результаты диссертации опубликованы в монографии, 34 статьях. Разработки, полученные в данной работе, защищены 12 авторскими свидетельствами на изобретения.

I. ОБЪЕКТЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЙ

С учетом поставленных задач, анализа литературных данных и результатов предварительных исследований [1-6] в качестве базовых систем разрабатываемых сплавов были выбраны системы А1-Г^, А1-и А^п-й^Си-

Наиболее изученными к моменту начала настоящей работы были сплавы систем А1-Мд, на основе которой разработано несколько литейных алюминиевых сплавов. Для обеспечения высоких механических свойств и коррозионной стойкости под напряжением (особенно после эксплуатационных нагревов) исследуемый диапазон концентраций магний был ограничен 5-9% и основное внимание было уделено поиску малых добавок, способствующих формированию оптимальной с точки зрения повышения механических, технологических свойств и стабильности во времени структуры. В качестве таких добавок использовали скандий, цирконий, титан и др. переходные металлы (см раздел 4).

При разработке новых литейных и А1^п-М§-Си

сплавов исследован широкий диапазон концентраций основных легирующих элементов 1-И0%2п; 0-кЗ%Си), а также малые добавки. В результате, как видно из разделов 5 и 6, количество исследованных сплавов этих систем оказалось очень большим.

Структуру сплавов исследовали с использованием основных современных методов: оптической, сканирующей и просвечивающей электронной микроскопии, микрорентгеноспектрального и ренггспо-структурного анализов, измерения электросопротивления. В связи с проблемой микролегирования в работе впервые при изучении литых алюминиевых сплавов применен метод прицельной трековой авторадиографии, позволяющий определить качественно и количественно характер распределения бора в микроструктуре сплава. Чувствительность метода составляет 10 А масс.%. Так как в литературе отсутствовали систематические данные о характере распределения бора в А1-сплавах, то для однозначной интерпретации результатов использовали двухэтапную методику: сначала получали контактную авторадиограмму с полированной поверхности для предварительной оценки распределения бора, а затем - авторадиограмму - реплику с той же поверхности. В качестве твердотельного трекового детектора применяли пленку из ацетобутирата целлюлозы. Образцы в контакте с детектором облучали нейтронами с использованием реакции 10В(п,а)71л при плотности нейтронного потока 7-10псм-2/с-! . Авторадиограммы с треками диаметром > 0.6 мкм изучали в световом микроскопе, получая четкую картину распределения бора в микроструктуре алюминиевых сплавов [16,19,30].

Свойства исследуемых сплавов оценивали по результатам механических, коррозионных испытаний и определения литейных характеристик.

Механические испытания проводили по стандартным методикам. При изучении природы литейных свойств, которые, как известно из работ А.А.Бочвара и И.И.Новикова, в значительной мере определяются механическими свойствами в твердо-жидком состоянии, использовалась усовершенствованная высокотемпературная установка профессора И.И.Новикова [27]. В ней образец нагружался с постоянной скоростью деформирования. Высокоточную оценку силы сопротивления образца деформации и относительного удлинения проводили по диаграммам растяжения с помощью потенциометра КСП-4.

Литейные свойства (горячеломкость и жидкотекучесть) сплавов определяли по технологическим пробам.

Для оценки коррозионной стойкости использовали прямые испытания на общую и межкристаллитную коррозию, а также коррозию под напряжением. Были отработаны и впервые использованы применительно к литейным алюминиевым сплавам сопоставимые методики исследования стойкости к коррозионному растрескиванию, даны формулы расчета задаваемых напряжений. В результате специально проведенной работы в качестве оптимальных выбраны две методики оценки стойкости к коррозии под напряжением. Первая - на установке "Сигнал" при постоянной нагрузке, она является наиболее жесткой и соответствует экстремальным условиям эксплуатации отливок. Вторая - испытания образцов типа "вилка" при постоянной деформации. Этот метод в максимальной степени соответствует реальным условиям эксплуатации. Результаты по этим двум методикам взаимно дополняют друг друга.

Наряду с прямыми коррозионными испытаниями сплавов для изучения структурной коррозии применен электрохимический метод исследования, основанный на эквипотенциальное™ корродирующей поверхности и заключающийся в том, что каждая структурная составляющая будет характеризоваться своей дифференциальной парциаль-

ной анодной поляризационной кривой. При стационарном потенциале сплава токи растворения структурных составляющий могут существенно отличаться. Проводилась одновременная оценка коррозионного поведения отдельных структурных составляющих методом атом-но-абсорбционной спектроскопии по количеству металла, перешедшего в раствор, с применением металлографического анализа корродирующей поверхности сплава.

Исследование склонности сплава к межкристаллитной коррозии в зависимости от режимов термообработки проводили стационарным потенциостатическим методом в сравнении с прямыми ускоренными методами испытаний. Оценка коррозионной стойкости сплавов по склонности к межкристаллитной коррозии является в данном случае наиболее показательной, так как МКК является одним из наиболее опасных видов коррозионных поражений. Кроме того, по склонности к МКК можно в значительной степени судить о чувствительности сплавов к коррозионному растрескиванию. Образцы с полированной поверхностью погружали в раствор и выдерживали 0.25-6 часов при определенном значении потенциала. После заданной выдержки в растворе наблюдали состояние поверхности под микроскопом. Потенциалы задавали в различных областях анодной потенциостати-ческой кривой: пассивной области, при стационарном потенциале, в области активного растворения.

Для компьютерной обработки экспериментальных данных использованы методы математической статистики: регрессионный и корреляционный анализы, планирование экспериментов. При решении задач оптимизации (например, выбор оптимального состава сплава с заданным комплексом свойств) применяли функцию желательности как среднее геометрическое заданных характеристик.

г. СТРУКТУРНЫЕ КРИТЕРИИ КОРРОЗИОННОЙ СТОЙКОСТИ ЛИТЕЙНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ [20,24,26]

Сплавы в отливках (и в литом, и в термически обработанном состояниях) имеют макро-, микро- и субструктуру, существенно отличную от формирующейся в деформированных полуфабрикатах. При этом закономерности коррозионного поведения отливок из алюминиевых сплавов изучены недостаточно. В частности, не установлены взаимосвязь и степень влияния структурных параметров на коррозионное поражение отливок.

С целью выработки структурных критериев коррозионной стойкости проведено исследование кинетики развития общей коррозии в 3%-ном водном растворе ИаС1 с добавкой 0.1% Н2О2. Для этого образцы с электрохимически полированной поверхностью изучали методом сканирующей электронной микроскопии через 1; 7 и 15 суток нахождения в коррозионной среде. Исходную структуру образцов подробно исследовали методами световой, просвечивающей и сканирующей электронной микроскопии.

В качестве основных объектов исследования использовали термически обработанные сплавы А1-8%М§; А1-6.5%М§-2.5%гп и А1-6%2п-1.6%1У^-(1-2)%Си без добавок и с добавками переходных металлов (Т1,2г, Мп, Сг, Бс), а также бора и бериллия.

Исходная структура сплавов представляет собой алюминиевый твердый раствор, алюминиды переходных металлов кристаллизационного происхождения и вторичные, образовавшиеся при нагреве под закалку, а в сплавах А1-Мд-2п и А1-2п-Л^-Си - также частицы фаз-' упрочнителей, образовавшихся во время старения. Кроме того, по границам дендритных ячеек располагаются Ре- и 81- содержащие ин-терметаллиды и, иногда, остатки основных избыточных фаз р(АЬР^г),

Т(АЬГ^з7пз), г|(1У^2п2). Основная фаза - алюминиевый твердый раствор - неоднородна по составу: дендритная ликвация переходных металлов не успевает устраняться при гомогенизациоином нагреве под закалку. Плотность дислокаций относительно невысока - 108- 109см-2 и они формируют ячеисто-полигонизованную структуру внутри бывших дендритных ячеек. Важным элементом литой структуры являются также поры усадочного и газового происхождения, образующиеся при кристаллизации.

Прямые структурные наблюдения показали, что при общей коррозии в первую очередь поражаются поры, анодные фазы кристаллизационного происхождения, далее границы зерен и области алюминиевого твердого раствора, обогащенные легирующими элементами (рис.1). Как показывает дифракционная электронная микроскопия, в этих областях максимальна плотность всех продуктов распада алюминиевого раствора и плотность дислокаций.

Наиболее глубокие коррозионные язвы вокруг интерметалли-дов кристаллизационного происхождения и по границам зерен, а также вокруг пор развиваются примерно в одинаковой последовательности. Кинетически в сплавах системы А1-1^ в первые сутки происходит зарождение питгинга, в последствии продолжается только развитие уже имеющихся язв. Дополнительное легирование сплавов микродобавками (Т1, Zr, Сг, Мп) увеличивает плотность питтинга вблизи интерметаллидных фаз (рис.2). Все виды поражений происходят в начальной стадии коррозионных испытаний. К 15 суткам заметных ухудшений не происходит.

Процесс образования коррозионных язв идет последовательно, начиная с областей, прилегающих к интерметаллидам. Далее этот процесс развивается с выносом продуктов коррозии на край несплошности. Сама фаза инициирующая образование полости, окружающей ее, постепенно растворяется и может исчезнуть совсем (рис.3). После

растворения фазы язва в электролите продолжает действовать как гейзер. Скорее всего, из-за разности концентраций ионов внутри полости и снаружи. Продукты коррозии покрывают все большую поверхность вблизи растворяющейся фазы. Далее происходит перекрытие между областями, покрытыми продуктами коррозии, которые изменяя РН среды в сторону увеличения влияют на потенциал структурных составляющих, сближая их, и замедляя тем самым коррозионный процесс. Поэтому область, покрытая продуктами коррозии, расширяется медленнее, чем происходит образование первоначального питтинга.

Вдали от частиц фаз кристаллизационного происхождения коррозионные поражения гораздо меньше по размеру и развиваются медленнее. Их количество и распределение в сильной степени связаны с влиянием малых добавок, вводимых в сплавы, а также с режимами термической обработки (подробнее об особенностях формирования структуры под воздействием микродобавок будет сказано в следующих разделах). Более равномерному распределению, меньшим размерам и замедленному росту питтингов при общей коррозии способствует диспергирование и равномерное распределение в объеме дендритных ячеек всех продуктов распада алюминиевого твердого раствора, т.е. вторичных алюминидов переходных металлов, выделившихся при гомогенизации, и частиц основных фаз, образовавшихся при старении после закалки.

Процесс межкристаллитной коррозии начинается также с питтинга по границам зерен. Мелкие очаги коррозии на границах зерен коагулируют, образуя сплошное межкристаллитное поражение и начинается процесс, аналогичный тому, который развивается вблизи коррозионно-неустойчивых интерметаллидов. Отмечается меньшая роль фаз кристаллизационного происхождения на развитие коррозии под напряжением.

Рис. 1 Коррозионное поражение поверхности образца сплава А1-

8%Мд

Рис. 1 Коррозионное поражение поверхности образца сплава А 1-8%Мя-0.15%Т1 ■ -

Рис. 3 Образование язвенной коррозии вблизи первичных ин-терметаллидов (сплав А1-8%М£-0.15°/сЛП-0.15%2г-0.2%Сг)

Характер поражения поверхности при коррозионных испытаниях сплавов системы /\1-Mg-Zn также, в основном, связан с наличием пор и избыточными ингерметаллидами кристаллизационного происхождения. Анализ изломов образцов после испытания на коррозионное растрескивание показывает, что структура изломов в значительной степени определяется наличием пористости усадочного и газового происхождения (рис.4). Отмечается, что развитие трещин на поверхности образца происходит во многих участках, однако только одна из их, ставшая магистральной приводит к разрушению; остальные вырождаются в язвенные поражения на поверхности. Изучение краев изломов показывает, что развитие магистральной трещины существенным образом инициируется именно наличием несплошностей по границам зерен, при этом глубина проникновения электролита составляет 150-250 мкм.

Рис. 4 Межзеренное разрушение образца сплава А1-6.5%К^-2.5%гп(0.15%Т1,0.15%гт)

Исследование химической стойкости базового сплава системы А1-М§-2п после различных режимов термической обработки, показало, что скорость растворения при одноступенчатом и двухступенчатом старении приблизительно одинакова (1.52-10-6 кг/и2 и 1.5-10 6 кг/м2 соответственно). Однако следует учитывать, что потери веса при одно ступенчатом старении происходят главным образом за счет процессов на границах зерен, субзерен и скоплениях дислокаций, т.е. там, где существуют скопления продуктов старения, в то время как потери веса при двухступенчатом старении происходят, в основном, за счет общего питтинга по поверхности образца. При испытании на коррозионное растрескивание в первом случае несплошности локализованы по участкам неоднородного распада твердого раствора и служат зародышами магистральных трещин, а во втором случае объем "потерянного" материала рассредоточен по всей корродирующей поверхности, что увеличивает стойкость к коррозии под напряжением. Таким образом, наблюдается тесная связь общей коррозии с коррозией под напряжением через масштабный фактор распределения продуктов старения.

Несколько по иному развиваются коррозионные процессы в сплавах системы А1-7п-М§-Си. Здесь только на начальной стадии (2-3 суток) проявляется некоторая склонность очагов корррзии к отдельным структурным элементам (избыточные интерметаллиды, границы зерен и др.). Уже после 7 суток коррозионных испытаний образцы покрываются почти сплошной пассивационной пленкой (рис.5).

В процессе дальнейших испытаний пленка трескается. При этом образование трещин практически не связано с какими-либо структурными элементами. Через трещины поступает свежий электролит, происходит вспучивание и процесс повторяется. Таким образом, происходит постепенное почти однородное утонение образца за исключением участков, где существует пористость. Такое коррозионное поведение

также объясняется особенностями формирования структуры сплавов, содержащих медь (раздел 3).

С«- /

•л "

1» , ч $ У ^

>7

^ ^"■"'■К^ >

' аЧ >

' •'X *

^ % . & ?

' V <

V 13

У '

. . • .Ъ V •« ЛЛ,

„ „ } А

& 'Л* 1 #' :

4 4 !

Рис. 5 Коррозионное поражение поверхности образца сплава М-Т/оХп-2.2%Ы%-1.2%Си(0.15°/ГП, 0.15%Хт)

На основании проведенных коррозионных и структурных исследований и известных литературных данных сформулированы основные требования к структуре, обеспечивающие высокую коррозионную стойкость литейных алюминиевых сплавов.

Необходимо:

• уменьшать количество выделений избыточных фаз кристаллизационного происхождения, минимизировать их размеры, обеспечивать как можно более глобулярную морфологию и равномерное распределение в объеме;

• снижать рассеянную пористость отливок, уменьшать размеры пор, не допускать их скоплений;

• уменьшать ликвационную макронеоднородность и связанную с ней неоднородность в распределении продуктов распада алюминиевого твердого раствора и дислокаций;

• уменьшать размеры продуктов старения и межчастичное рас-:-. стояние при одновременном уменьшении полей упругих напряжений вокруг них;

• стремиться обеспечивать чистоту границ зерен от интерме-таллидных частиц, несплошностей и дислокационных скоплений.

Следует подчеркнуть, что сформулированные требования к параметрам структуры имеют разную степень важности и могут реали-зовываться по-разному в сплавах различных систем и применительно к разным видам коррозии. Это продемонстрировано в разделах 4-6.

В дальнейшем основное содержание настоящей работы состояло в поиске общих и частных (применительно к конкретному сплаву) путей реализации сформулированных выше требований к структуре коррозионностойких сплавов.

Одной из важнейших и ранее мало изучавшихся является проблема электрохимических свойств различных фаз и сплавов с разным фазовым составом и концентрацией алюминиевого твердого раствора. Основными избыточными фазами, образующимися при кристаллизации и старении в сплавах систем А1-1у^, и А1-гп-1^-Си являются фазы р(А1з1^2), г\{М.%Ъхг) й Т(А12№^з2пз).

Электрохимические исследования проводили на сплавах, а также на реальных структурных составляющих (фазы р, Т, г|, 8, обедненный по и Ъъ твердый раствор). Сплавы исследовали после различных режимов термической обработки и после закалки в холодной воде (что соответствовало пересыщенному а-твердому раствору). Модельные обедненные твердые растворы готовили по результатам микро-рентгеноспектрального анализа. Определяли изменение электродного

потенциала во времени в растворе 3%-ного хлористого натрия, снимали анодные поляризационные кривые и оценивали токи растворения структурных составляющих при потенциале пробоя и стационарном потенциале сплава. За стационарный принимали установившийся за 24 часа потенциал. Результаты исследования приведены в табл. 1.

Таблица 1

Стационарные потенциалы коррозии (Ест) и потенциалы пробоя (Епр) исследованных сплавов и структурных элементов

Сплав, фаза Ест,В(Н2) Епр,В(Н2)

А1-8%М8 -0.59 -0.55

Р(АЬМё2) -0.97 -0.84

обедненный по Мд а- твердый раствор -0.63 -0.58

А1-6.5%\^-2.5%гп -0.75 -0.68

Т(АШ§з2т) -0.86 -0.80

обедненный по М^ и Ъх\ а-твердый раствор - 0.70 -0.65

А1-6%гп-2%М§-1.5%Си -0.50 -0.38

т^М^пг) -0.87 -0.84

8(АЬСиМд) -0.75 -0.72

обедненный по и Ъп а-твердый раствор -0. 42 -0.4

Необходимо отметить, что применительно ко всем сплавам и структурным элементам происходит облагораживание потенциалов во времени. Так, например, начальный потенциал Р-фазы составляет -1.32(-0.97 через 24 часа), Т-фазы - - 1.35 (-0.86 через 24 часа), т|-фазы - -1.12(-0.87 через 24 часа), А1-6.5%М&-2.5%гп - -1.18(-0.75 через 24 часа) и т.д.

На рис. б приведены в качестве примера кривые анодной поляризации фаз р, Т, л и сплава А1-6.5%Л^-2.5%2п, определены токи их растворения при значении стационарного потенциала сплава в закаленном и состаренном состоянии. Видно, что при уменьшении электроотрицательности сплава меняются скорости растворения а(А1)-твердого раствора и избыточных фаз. Если в начальный момент скорости растворения р и Т-фаз близки к скорости растворения твердого раствора, а скорость растворения фазы ^ максимальна, то с приближением к установившемуся потенциалу сплава возрастают скорости растворения всех фазовых составляющих, особенно фазы Т. При этом плотность тока растворения фаз Т и л на два порядка больше тока растворения |3-фазы.

1,2--------

1,0

0,8

р

0 ш

|3 0,4

1

0,2

0 1 2 3 4 5

2 4

1д I, тс/М хЮ

Рис. 6 Кривые анодной поляризации фаз р, Т, Т1 и а-твердого раствора сплава А1-6.5%М§-2.5%гп

* •—1_р-фаза Л- Т' фаза Х-¿"фаза -Я- твердый раствор -0,77в (Т4) -0 83в ПЧ\

\ Л 5« ^Трь,

—И I 1 лЫ ¿V

1 1 I | II II |> 1 А*

! II 1 1 V 4 1 \ '

! II II 1 1 1 1 1

Электрохимические исследования указанного сплава и его структурно-фазовых составляющих показали, что фазы Т, р и а-твердый раствор анодны по отношению к сплаву: их потенциалы пробоя, стационарные потенциалы ниже, чем у сплава. При стационарном потенциале коррозии сплава фазы (3 и Т находятся в области активного растворения, а-твердый раствор - в пассивной.

О различии в скоростях растворения структурных составляющих можно судить по результатам испытаний их в растворе трехпроцентного ИаС1 (табл. 2).

Таблица 2

Коррозионная стойкость сплавов и их структурно-фазовых составляющих

Сплав, фаза Скорость коррозии по потере массы в 3% растворе NaCl, г/м2- сутки

А1-8%1^ 0.185

Р(А1зМё2) 3.14

пересыщенный а- твердый раствор 0.4

обедненный по М^ а- твердый раствор 0.1

А1-6.5%М§-2.5%2п 0.308

Т(АЬМ§з7пз) 32.75

пересыщенный а-твердый раствор 0.65

А1-6%2п-2%Мй-1 ,5%Си 0.32

8(АЬСиМ§) 0.69

Г|(М§2П2) 6.64

пересыщенный а-твердый раствор 1.25

Из данных, приведенных в таблице видно, что применительно ко всем системам легирования скорость растворения основных фаз на порядок превышает скорость растворения твердого раствора. Однако, с учетом реального структурного состояния сплавов по показателю скорости растворения структурных составляющих нельзя сделать заключение о склонности сплава к межкристаллитной коррозии. Для определения области потенциалов, в которой сплавы склонны к МКК, проводили потенциостатическую выдержку полированных образцов в 3%-ном растворе ИаС1 при потенциалах, соответствующих различным областям поляризационной кривой: пассивной области, потенциалу пробоя, области активного растворения с последующим металлографическим анализом поверхности образцов. При этом, для сравнения использовали различные режимы термической обработки, установленные предварительными исследованиями, когда один режим обеспечивал максимальную стойкость к межкристаллитной коррозии, а другой не обеспечивал необходимый уровень стойкости к МКК при испытании ускоренным методом (табл. 3).

Результаты металлографического анализа образцов показывают, что если сплавы проявляют склонность к МКК при испытании ускоренным методом, то на анодных поляризационных кривых обнаруживаются области потенциалов, где склонность к межкристаллитной коррозии проявляется при потенциостатической выдержке образцов в растворе, содержащем хлор-ионы. Для сплава системы Al-Mg это наблюдается после провоцирующего нагрева при потенциале - 0.58 в, т.е. при потенциале пробоя твердого раствора, обедненного магнием. Аналогично склонность к МКК сплавов системы А1-Мд-гп и А1-Zn-Mg-Cu наблюдается при одноступенчатом старении и проявляется соответственно при потенциалах - 0.65 и 0.4в, т.е. опять-таки при потенциалах пробоя твердого раствора, обедненного магнием и цинком. Если сплавы не проявляют склонность к МКК при испытании

ускоренным методом, то не проявляется она и в результате иотен-циостатической выдержки ни при стационарном потенциале, ни при. потенциале пробоя, ни в области активного растворения.

Таблица 3

Показатели коррозии по данным металлографического исследования сплавов при анодной поляризации и после испытаний на склонность к МКК

Сплав Склонность к Потенциостатическая

режим т/о МКК выдержка

по ускоренному

методу, мм

(3%МаС1+1%НС1)

-Е, в т, час характер

коррозии

А1-8%М8 нет 0.59 6 шптинг

(закалка) 0.58 6 _" _

0.54 6 -" -

А1-8%Мё 0.62 6 ниттинг

закалка+(140°- 0.28 0.60 6

20час) 0.58 1 МКК

А1-6.5%М^-2.5%2:п 0.77 6 потемнение

закалка+(80°-8час+ нет 0.70 6 поверхности

190°-2час) 0.65 6 питтинг

0.62 6

А1-6.5%Мс-2.5%2п 0.68 6 ниттинг

закалка+(150°- 0.32 0.65 1 МКК

12час) 0.62 1 МКК

А\-6%7п-2%Мо-1,5%Си 0.5 б питтинг

закалка+(110°-6час нет 0.4 6 а

+160°-6час) 0.3 6 а

Al-60/oZn-2%Mg-1,5%Си 0.5 6 ПИТТИНГ

закалка+(170°-4час) 0.7 0.45 6 а

0.4 1 МКК

Таким образом можно сделать заключение, что необходимым условием возникновения МКК является достижение потенциала пробоя участков твердого раствора, обедненных магнием и магнием и цинком. Естественно, что этот вывод правомерен при определенном структурном состоянии, в частности, наличия объемной доли избыточных фаз и их распределения по структуре.

Установленный уровень электрохимических свойств исследованных сплавов в литом и термически обработанном состояниях в сопоставлении с литературными данными позволяет более обоснованно подойти к выбору системы легирования и режимов термообработки при создании коррозионностойких сплавов, а также понять механизм развития коррозионных процессов.

3. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ВЛИЯНИЯ СОСТАВА НА СТРУКТУРУ, КОРРОЗИОННЫЕ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИТЕЙНЫХ А1-М8ЧгпНСи) СПЛАВОВ [7-11,13-15,18,22,23,29,30,32]

В настоящем разделе обобщаются результаты проведенных исследований по влиянию основных легирующих элементов и малых добавок на коррозионные, механические и литейные свойства сплавов А1-Mg, АЬМд^п, А1^п-Мд-Си в различных структурных состояниях. Выяснение этих закономерностей необходимо было для последующей разработки коррозионностойких и одновременно высокопрочных сплавов.

Литейные сплавы системы А1-Ме с содержанием магния до 10-12%, ранее достаточно подробно изученные в работах Н.Н.Белоусова, И.Ф.Колобнева, И.И.Новикова и др., обладают высокой общей коррозионной стойкостью. Их прочностные свойства пропорциональны концентрации магния. Однако, при содержании магния более 9% по-

является склонность к коррозии под напряжением. С учетом поставленных в работе задач исследовали сплавы с содержанием магния 59%. Основная задача сводилась к уточнению пределов концентрации магния, обеспечивающих достаточно высокую сопротивляемость коррозии под напряжением и межкристаллитной коррозии при максимальной прочности.

Эта задача была решена по результатам экспериментов, проведенных с использованием центрального композиционного плана второго порядка. В качестве переменных параметров наряду с концентрацией магния (ХО использовали температуры (Х2) 100-часовых нагревов при 50-150°С, которые провоцируют распад атоминиевомагние-вого твердого раствора и снижение стойкости против коррозии под напряжением. Параметрами оптимизации были свойства при растяжении (аа, 5) и время до разрушения образцов при коррозии под напряжением (КПН). Все испытания проводили в состоянии Т4.

В результате получили следующие математические модели:

Ста = -317 + 102X2-0.03Х1Х2-3.5Х22

5 = -65.8 + 18.2X2- 1.1Х22

КПН = 1844 - 324X2 - О.ЗХ1Х2 + 17 Х22

Их анализ демонстрирует снижение сопротивления к КПН по мере увеличения концентрации магния параллельно с повышением прочности и мало меняющейся пластичности. Электронномикроско-пический анализ показал, что снижение стойкости к КПН связано с образованием сплошных прослоек (3-фазы вдоль границ зерен по мере увеличения концентрации магния, температуры и длительности провоцирующих нагревов.

С помощью обобщенной функции желательности, учитывающей все параметры оптимизации, было показано, что оптимальное содержание магния в сплаве составляет 8%.

Литейные сплавы системы А1-М£-Хп к началу настоящей работы были изучены значительно меньше, чем атоминиевомагниевые сплавы. Поэтому потребовались более глубокие исследования в широком диапазоне концентраций и при разном соотношении магния и цинка. Исследованная концентрационная область обозначена на фазовой диаграмме сплавов системы А1-М§-2п (рис. 7).

Были построены математические модели зависимости свойств при растяжении (св, со.г, б, ао.г/ов)и КПН от химического состава сплава после закалки и старения.

Рис. 7 Область исследования на диаграмме А1-М§-гп (разрез при 200°С)

На рис. 8 показаны линии равных значений механических свойств и KITH в исследованной области концентраций магния и цинка. Анализ полученных результатов позволил выделить две представляющие практический интерес группы сплавов. К первой группе относятся сплавы, содержащие 5-6.5% магния и 2-2.5% цинка. Эти сплавы обладают удовлетворительной прочностью, высокой пластичностью и отсутствием склонности к КПН (ов - 300-350 МПа, 00.2 — 200250 МПа, 8 = 15-20%, КПН > 400 суток (при напряжении 0.8сго.2). Характерным для этих сплавов является отсутствие в их фазовом составе фазы r|(MgZm). Стойкость к КПН зависит как от суммарного, так и от относительного содержания в сплавах магния и цинка.

В данной работе установлена статистически значимая корреляционная зависимость между КПН и отношением пределов текучести к прочности сплавов. Показано, что высокой стойкостью к КПН обладают сплавы, имеющие отношение ао.il Ов< 0.5. Общая коррозионная стойкость указанных сплавов находится на уровне бинарного А1-10%Mg сплава (скорость коррозии составляет (1.3-1.75)10-бкг/мм2час).

Ко второй группе можно отнести сплавы, содержащие 6-7% цинка и 1.5-3% магния. Они обладают повышенными прочпостными свойствами, удовлетворительной пластичностью и ограниченной стойкостью к КПН (С1в = 400-500МПа, сто.2 = 300-350 МПа, 8 = 5-10%, КПН < 100 суток). С учетом известного опыта, с целью повышения стойкости к КПН эти сплавы дополнительно легировали медыо.

а) м9.%1> эА

73!

8,

СТь,МПа

б) Мд,%

а02,МПа

тшшкш/ш^ш

а1123456789 10 2п,% а!,% 12 345 678 9 10 ¿п.)

в) Мд,% 1 8,

КПН,сутки

а1123456789 ю гп.% а)123456789 10 2П,%

д) мд,% а05/аь £

7/

а1,% 123456789 10

Рис. 8 Изолинии механических и коррозионных свойств сплавов системы в зависимости от состава

Литейные сплавы на основе системы А1-7п-Ме-Си практически не были изучены к началу настоящей работы. Систематические исследования влияния меди (0.6-3%) на свойства сплавов показали, что оптимальным содержанием можно считать 1-2% меди, при этом содержание цинка и магния должно быть в пределах 5-7 и 1.5-2.5% соответственно (рис.9). При таком соотношении концентраций удается добиться наилучшего сочетания механических и коррозионных свойств, в первую очередь КПН.

В качестве примера изменения свойств в зависимости от концентрации меди приведены данные, обобщенные на рис. 9 и в табл.4 (все сплавы содержали также по 0.15% И, Сг и 0.1% Ът).

Представленные результаты влияния магния, цинка и меди в разных сочетаниях показывают хорошие возможности создания "высокопрочных и коррозионностойких сплавов

В то же время уровень свойств двойных, тройных и четверных сплавов алюминия с магнием, цинком и медью, особенно литейных, к началу работы был недостаточен, что в свою очередь выдвинуло задачу их повышения. С учетом литературных данных и проведенных предварительных исследований в качестве дополнительных легирующих элементов, положительно влияющих на повышение механических и технологических свойств, были выбраны, в основном, переходные металлы, вводимые в небольших количествах (десятые доли процента).

а ь "I (Zn.Mg.Cu)

5 (гл.Мд.Си) 6'А ЗУ.

4,0 4,8 5,6 6,4 2п,%

4,0 4,8 5,6 6,4 гп,%

Рис. 9 Изолинии механических свойств сплавов системы А1-£п-1^-Си в зависимости от состава

Рис. 9 Продолжение

Таблица 4

Влияние меди на свойства сплавов

Концентрация элементов,% МПа <30.2, МПа 6, % КПН,сутки (а=0.800.2)

Ъп мё Си

5.9 2.1 - 459 432 8.3 27

5.9 2.1 1.5 535 497 7.6 66

7.0 1.0 - 400 374 7.8 5

7.0 1.0 1.5 471 446 7.9 >90

8.3 2.7 - 577 557 4.0 10

8.3 2.7 1.5 600 585 1.1 54

Влияние малых добавок Т1, Ъх, Сг, Мп, Бс, а также бора и бериллия на все анализируемые свойства оказалось весьма существенным. При их введении удается заметно повысить прочностные характеристики, технологические свойства, сопротивление различным видам коррозии. Это достигается за счет следующих структурных эффектов:

• измельчения зерна при кристаллизации (особенно сильно при введении скандия, титана и титана совместно с бором);

• образования пересыщенного твердого раствора при кристаллизации, а затем дисперсных вторичных алюминидов при нагреве под закалку, которые сами по себе влияют на свойства (особенно АЬБс) и существенно сказываются на распределении и морфологических характеристиках продуктов старения;

• внутрикристаллитной ликвации, не устраняемой при гомоге-низационном отжиге перед закалкой для обеспечения равномерного распределения всех вторичных выделений в объеме дендритов, включая межзеренные границы.

В табл. 5 приведены данные по влиянию малых добавок на механические, коррозионные и технологические свойства сплавов систем и Повышение прочности и пластич-

ности связано с измельчением зерна и дисперсоидами, увеличение стойкости к КПН обусловлено изменением характера распада алюминиевого твердого раствора при старении после закалки, а заметное уменьшение горячеломкости достигается за счет измельчения зерна н изменения структуры в твердо-жидком состоянии.

Поскольку ставилась задача разработки сплавов с повышенными технологическими свойствами изучено влияние микролегирования на технологичность. При этом имелось ввиду, что только совокупность параметров процесса кристаллизации, механические свойства в твердо-жидком состоянии и линейная усадка в эффективном интервале кристаллизации могут наиболее полно характеризовать склонность сплавов к образованию горячих трещин. Введено понятие "запас деформационной способности", учитывающее все перечисленные параметры, и которое можно представить как отношение площади между кривыми изменения относительного удлинения, как критерия деформационной способности, и линейной усадки в температурном интервале хрупкости к его полной величине. Исходя из этого следует, что для снижения горячеломкости, т.е. повышения запаса деформационной способности, воздействуя на состав и структуру сплавов необходимо: повысить уровень относительного удлинения в интервале хрупкости; уменьшить эффективный интервал кристаллизации; уменьшить темп нарастания линейной усадки при понижении температуры в эффективном ингервале кристаллизации.

Влияние малых добавок на свойства сплавов А1-Мд, А1-М§-гп, А1-2п-М§-Си

Концентрация, % Режим термооб- Ов, О0.2, 5, КПН,сутки Показатель горячелом-

мё Хп Си 8с ъ Ъх Сг Мп В Ве работки МПа МПа % (а=0.8оо.2) кости, мм (проба ВИАМ)

8.0 Т4 240 130 12 >90 25

8.0 - - - 0.15 0.1 ■ - - - - Т4 297 152 15 >90 20

8.0 - - - 0.15 0.1 0.2 0.2 - 0.1 Т4 318 182 15 >90 17.5

6.0 - - - - - - - - - Т4 230 120 20 >90 22.5

6.0 - - 0.3 - 0.15 - - - - Т4 370 140 19 >90 15

6.5 2.5 - - - - - - - - Т5 386 235 15 80 25

6.5 2.5 - - 0.15 - - - 0.05 - Т5 394 240 27 >90 20

6.5 2.5 - - 0.15 0.2 0.2 - - 0.1 Т5 420 307 10 >90 17.5

2.0 6.3 1.0 - - - - - - - Т5 456 .426 5.5 45 27.5

2.0 6.3 1.0 - 0.1 - - - 0.05 0.1 Т5 490 448 13.6 80 22.5

На рис. 10 показано влияние легирования на изменение относительного удлинения и линейной усадки в интервале кристаллизации для сплава А1-8%М§. Наибольшее значение удлинения наблюдается при легировании И и Zr, что связано с возрастанием разветвленности дендритов а-твердого раствора, в результате чего увеличивается количество стыков между кристаллами (рис. 11). Легирование Мп и Сг существенно не влияет на структуру, поэтому интервал хрупкости практически не сужается, но сдвигается в сторону более низких температур, при которых возможно большее развитие линейной усадки.

с,,,'/-

Рис. 10 Температурные зависимости относительного удлинения 8 и линейной усадки екр в твердо-жидком состоянии сплава А1-8%М£, легированного переходными металлами: .•-'"> • - Т1 и 2г; А - Мп и Сг; х - Т1, Zr, Мп, Сг; о - без легирования

б

Рис. 11 Структура изломов после испытаний в твердо-жидком состоянии при температуре середины интервала хрупкости: а - А1-8%М£ б - 15%Т1-0. ] %&

Для всех сплавов характерно плавное увеличение линейной усадки в направлении солидуса. Дополнительное легирование приводит к некоторому снижению температуры начала линейной усадки, что, в свою очередь, приводит к сужению эффективного интервала кристаллизации и расширению области жидко-твердого состояния. Этот эффект является универсальным для сплавов всех изученных систем, позволяя использовать малые добавки - модификаторы для существенного повышения технологических свойств. Используя прямые структурные исследования сплавов в различных реологических состояниях, подтверждены данные И.И.Новикова о механизме охрупчи-вающего эффекта жидкой фазы в междендритном пространстве и факторах, определяющих горячеломкость сплавов.

Установлено положительное влияние бора на структуру и механические свойства сплавов; при этом наиболее рациональным является совместное введение бора и титана.

Методом трековой авторадиографии установлено, что бор, в основном, локализован вокруг фазы р и литейных пор. Введение титана приводит к перераспределению бора в структуре. Наблюдается его равномерное распределение. Количественный анализ показал, что содержание бора в объеме составляет около 0.001%, во включениях -около 0.013% и более.

В работе была оценена диффузионная проницаемость сплавов в зависимости от легирования бором. Для этого в качестве индикатора процессов диффузии в алюминиевых сплавов использовали изотоп 63№. Установлено, что введение бора приводит к понижению коэффициента диффузии никеля с 1.7 до 0.4 см2/сек. Дальнейшее легирование титаном вызывает повышение коэффициента диффузии атомов никеля до 0.85 см2/сек, но эта величина остается ниже, чем в исходном сплаве.

Таким образом, введение бора обеспечивает понижение диффузионной проницаемости исследованных сплавов, что является положительным фактором с точки зрения стабилизации структуры. Кроме того, легирование бором и титаном увеличивает плотность зон на ранних стадиях старения, задерживает начальную стадию распада твердого раствора, обеспечивая тем самым благоприятные условия для формирования более гомогенного распределения продуктов старения при одновременном увеличении их дисперсности (рис.12).

Рис. 12 Влияние легирования на кинетику старения сплава А1-6.3%гп-1.7%М§ при.150°С

Исходя из этого, в дальнейшем бор в сочетании с титаном был использован в качестве основного компонента или технологической добавки практически во всех сплавах.

С учетом положительного опыта применения скандия в деформируемых алюминиевых сплавах было проведено исследование его

влияния на служебные свойства и структуру литейных сплавов. Результаты исследования приведены в табл. 6.

Таблица 6

Влияние скандия (0.3%) на механические свойства и параметры структуры сплава А1-6%Р^ при различных скоростях кристаллизации

Скорость кристаллиза- Параметры структуры У. Механические свойства

ции, град/мин В (1 1 V,, г/см3 СТв, СТ02, 5,

мкм % МПа МПа %

200 34.0 18.8 5.7 0.34 2.65 365 220 15.0

160 40.8 24.9 5.6 0.40 2.57 375 206 18.0

100 51.0 30.4 10.6 2.24 2.52 217 137 6.0

80 57.4 36.8 14.4 2.02 2.50 220 157 5.0

20 85.5 48.7 19.3 2.20 2.47 194 147 4.0

Анализ полученных данных показывает, что наибольшее действие скандий оказывает при повышенных скоростях кристаллизации, при этом происходит резкое уменьшение размеров дендритной ячейки с1 (от 48.7 до 18.8 мкм), одновременно уменьшается средний линейный размер зерна Б (от 85.5 до 34 мкм). Увеличение скорости кристаллизации от 20 до 200 град/мин приводит к уменьшению линейного размера первичных интермсталлидов с 19.3 до 5.7 мкм, при этом интерес представляет изменение их объемной доли (VI). При уменьшении скорости от 200 до 160 град/мин постепенно увеличивается объемная доля выделений фазы АЬБс с 0.34 до 0.4%. Затем в достаточно узком интервале изменения скоростей охлаждения до ЮОград/мин-заметно резкое возрастание VI и в дальнейшем при уменьшении скорости кристаллизации это количество остается практически на одном уровне. Резкое возрас-

тание объемной доли фазы AbSc в диапазоне скоростей охлаждения 160-100 град/мин объясняется скорее всего невозможностью образования аномально пересыщенного твердого раствора скандия в алюминии при скоростях охлаждения менее 160 град/мин. Об этом свидетельствует и определение концентрации скандия в алюминиевом твердом растворе. Так, при V0M ~ 160 град/мин количество скандия в алюминиевом твердом растворе составляет 0.28%, а уже при 100 град/мин -0.17%. Кроме модифицирующего, добавка скандия дает второй важнейший структурный эффект - выделение во время нагрева при 320-420°С когерентных матрице дисперсных (около 20 нм) частиц фазы AhSc с плотностью распределения, достаточной для существенного упрочнения.

Малые добавки могут положительно сказываться на сопротивлении сплавов общей коррозии. Это происходит в тех случаях, когда они, частично растворяясь в основных избыточных фазах, сближают их электрохимический потенциал с алюминиевой матрицей, либо образуют собственные фазы, слабо растворяющиеся при коррозии. В этом отношении наиболее полезной добавкой является хром, который к тому же диспергирует в сплавах Al-Zn-Mg-Cu продукты старения.

Структура зависит не только от химического состава, в отливках она определяется в сильной степени условиями кристаллизации и последующей термической обработки. Поэтому большое внимание было уделено исследованию закономерностей формирования конечной структуры отливок при закалке и старении.

Влияние термической обработки на коррозионные и механические свойства подробно изучено для сплавов всех рассматриваемых систем, причем это влияние для каждой системы весьма специфично, хотя есть и некоторые общие закономерности.

Основным видом термической обработки сплавов на базе системы АТ-М% является закалка после гомогенизирующего отжига. Во время отжига идет уже хорошо изученный процесс растворения неравновесной эвтектики, при этом практически весь магний переходит в алюминиевый твердый раствор. При концентрации магния в пересыщенном твердом растворе после закалки более 6% сплавы оказываются способными к естественному старению. Чем выше концентрация магния, тем серьезнее последствия распада твердого раствора, главным из которых является образование выделений Р-фазы по границам зерен. Этот структурный эффект резко снижает пластичность и, самое главное, вызывает активное развитие коррозионных процессов, падение сопротивляемости КПП за счет облегчения межзеренного разрушения.

Проблема повышения структурной стабильности литейных алю-миниевомапшевых сплавов, содержащих от 6 до 10% магния, при низких температурах (от комнатной до 150°С) была решена путем разработки специальной стабилизирующей термообработки. Основная ее задача сводилась к устрапеншо сплошных зернограничных выделений частиц р-фазы, образующейся при вылеживании в естественных условиях или провоцирующих нагревах. Дифракционная электронная микроскопия показала, что указанные выделения представляют собой поликристаллическое образование из множества частиц стабильной р-фазы, тгогда ориентированно расположе1шых по отношению к матрице. В объеме зерна имеются частицы р' - фазы, но их количество невелико и они концентрируются в зонах, обогащенных титаном (если он содержится в сплаве) и на дислокациях.

Для уменьшения числа частиц р-фазы по границам зерен (устранения сплошности выделений) была предложена идея относительно кратковременного (в течение десятков минут) нагрева закален-

ного сплава при температуре около 400°С с последующим относительно медленным охлаждением. После такой обработки можно было ожидать образования множества обогащенных магнием зон или частиц Р'-фазы, относительно равномерно распределенных по объему зерна. При последующем вылеживании или низкотемпературном нагреве это должно было привести к уменьшению количества зерногра-ничных выделений Р-фазы.

Электронномикроскопический анализ полностью подтвердил сделанное предположение (рис. 13). Разработанная термостабилизи-рующая обработка (ТСО) позволила без изменения механических свойств существенно повысить стойкость к коррозии под напряжением (табл. 7).

Таблица 7

Влияние термостабилизирующей обработки (400°С, 40 мин, охлаждение на воздухе) на КПН сплава Al-8%Mg-0. l%Ti-0.1 %Zr-0.2%Cr)

Режим т/о Режим провоцирующего нагрева Напряжение в образцах, Количество образцов КПН время до разрушения образцов,

МПа поставлено разрушено сутки

Т4 150°С, 20 час 80(0.5ао.г) 4 4 14,34,76,76

Т4 125°С, 100 час 110(0.7ао,2) 4 3 5,14,14,>90

140(0.9ао.2) 5 5 2,2,2,2,2

Т4 120°С, 12 час 140(0.9ао.г) 4 0 >90

+ТСО 150°С, 20 час 140(0.9сто.г) 4 0 >90

125°С, 100 час 140(0.9сто.г) 4 0 >90

б х20000

Рис. 13 Тонкая структура сплава Al-8%Mg: а - Т4 + 125°С, 100 час б - Т4 + ТСО + 125°С, 100 час

В сплавах на основе системы Al-Mg-Zn уровень коррозионных и механических свойств при заданном химическом составе существенно зависит от режимов старения.

На деформируемых сплавах этой системы было показано, что их механические свойства максимальны после двухступенчатого старения. Необходимо было установить закономерности влияния одно- и двухступенчатого старения на комплекс коррозионных и . механических свойств литейных сплавов Al-Mg-Zn в оптимальной области концентраций (5.5-6.5%Mg, 2-2.5%Zn).

Методом измерения электросопротивления показано, что в этих сплавах зонная стадия плохо выражена, совпадая с процессом образования метастабильных фаз. Схема распада алюминиевого твердого раствора таких сплавов можно представить так:

<Т'->Т

Р'->Р

На рис. 14 показаны изотермические кривые электросопротивления в процессе старения тройного сплава AI-5.5%Mg-2.5%Zn при 120, 150 и 180°С. Четкой зонной стадии (роста Ар) не наблюдается. Первоначальный слабый минимум связывается с ростом зон Гинье-Престона и их растворением. Заметный спад Ар обусловлен началом активного распада с образованием основной метастабильной Т'-фазы. Малые добавки качественно не меняют представленную картину, влияя лишь на кинетику процессов.

ID1 I ID' 10г 10* 104rtuti

♦so

0

Б

£ - --50

СЭ

-100 -co

Рис. 14 Кинетика старения сплава Al-5.5%Mg-2.5%Zn при температурах 120, 150 и180°С

Электропномикроскопический анализ выявил сильную гетерогенность распада при одноступенчатом старении. Центрами зарождения продуктов распада являются границы зерен, субзерен, дислокационные скопления, особенно плоские, имевшиеся в закаленном сплаве. Соответственно, центральная часть бывших дендритных ячеек с относительно низкой плотностью дислокаций характеризуется небольшим количеством выделений.

В сплавах с добавками дополнительными центрами зарождения служат вторичные алюминиды переходных металлов. Они могут обеспечить более равномерное распределение продуктов старения в объеме дендритов, если среди добавок имеются элементы (например, Ti, Zr) с коэффициентом распределения больше единицы, ликвирующие к середине дендритных ячеек. Однако и в многокомпонентных сплавах с добавками при одноступенчатом старении не удается добиться равномерного, гомогенного распределения продуктов старения. В результа-

те уровень механических и коррозионных свойств после такого старения оказывается пониженным.

Перерыв между закалкой и старением или двухступенчатое искусственное старение качественно меняет картину распада сплавов на базе композиций Al-(5.5-6.5)%Mg-(2-2.5)%Zn. Продукты старения распределяются почти гомогенно по объему зерна, при этом их размеры и межчастичное расстояние резко уменьшаются (рис. 15). Например, после одноступенчатого старения (150°С,12 час) среднее межчастичное расстояние составляет 150-200 нм, а после двухступенчатого (80°С, 8 час + 190°С, 2 час) - 40-60 нм.

Резко меняется также характер распределения микронапряжений в объеме сплава. Двухступенчатое старение обеспечивает объемное напряжение за счет перекрытия полей упругих напряжений вокруг частично когерентных матрице выделений, а после одноступенчатого старения внутренние напряжения концентрируются вблизи границ зерен, а также субграниц и дислокационных скоплений.

Такие изменения структуры и распределение микронапряжений естественно приводят к существенному повышению прочностных свойств. Например, предел текучести при переходе от одно- к двухступенчатому старению может возрасти более чем в два раза. Одновременно повышается коррозионная стойкость сплавов - общая и под напряжением. Последняя повышается, если удается освободить границы зерен от сплошных цепочек выделений (как и в сплаве Al-Mg). Что касается общей коррозии, то для нее, помимо однородности распределения продуктов старения важным структурным параметром оказалось межчастичное расстояние. Когда оно составляет 50 нм и менее, средний потенциал сплава приближается к получаемому в закаленном однофазном состоянии. В результате состаренный, гетерогенный сплав

а

Рис. 15 Тонкая структура сплава А1-6.5%1^-2.5%гп после различных режимов старения:

а -150°С, 12 час б - 80°С, 8 час + 190°С, 2 час

б

Рис. 15 Продолжение

корродирует примерно с той же скоростью, что и однофазный алюминиевый твердый раствор.

Для получения оптимального комплекса свойств сплава заданного состава необходима оптимизация всех параметров термической обработки: температуры, времени нагрева и скорости охлаждения при закалке, длительности перерыва между закалкой и старением, темпе-ратурно-временных режимов старения. Примеры такой оптимизации представлены в разделе 5.

В сплавах на базе системы А>-2п-Ма-С'ц влияние термической обработки на свойства также является очень существенным. Уровень знаний о процессах старения в этих сплавах был ниже, чем для тройных сплавов В частности, не ясно было как меняет добавка меди фазовый состав, морфологию продуктов старения и его кинетику.

Эти вопросы были решены методом дифракционной электронной микроскопии. Установлено, что в тройных сплавах АЦ5.5-6.5)%2п-(1.5-2)%1\^-(1-2)%Си в процессе старения при температурах до 200°С выделяются:

1) гексагональная г]'г -фаза с периодами а = 0.496 и с = 1.403 нм с ориентационным соотношением (00.1) г\'г | | (111)а, (10,0) л'211 (1Ю)а;

2) гексагональная фаза г| с периодами а = 0.52 и с = 0.857 им при двух ориентационных соотношениях: (00.1) г|1 I I (110)а, (10.0) гц

I | (001)аи(00.1)л2 I I (111)а,(10.0)Л2 I I (110)а;

3) орторомбическая Б-фаза (АЬСиМд), с периодами а = 0.401, в -- 0.925, с = 0.715 нм хорошо известная в дуралюминах.

На рис. 16 показана схема микроэлектронограммы от участка структуры с частицами Б'-фазы при ее ориентационном состоянии с матрицей(121)з' I I (001)„ ,[113]3' I I [Ю0]а.

Рис. 16 Схема электроннограммы для Б'-фазы с ориентацион-ным соотношением (121)8' | | (001)«; [113]8- I I [Ю0]а.

В сплавах с медью Б'-фаза выделяется раньше всех основных фаз, причем при температурах старения > 140°С она зарождается гете-рогенно, что не типично для фаз г|' и т]. Вьщеляясь на дислокациях, мало- и высокоугловых границах, частицы Б'-фазы как бы "высасывают" из прилегающих микрообъемов магний и медь, способствуя образованию зон, свободных от выделений.

Помимо образования фазы Б' , медь тормозит переход г|'г г| и образование гц (в сравнении, с тройными сплавами Медь

также существенно диспергирует продукты старения. Например, введение 1% Си в сплав Al-6.2%Zn-1.4%Mg увеличивает плотность выделений после старения при 120°С, 10 час с 2.6 до 3.2-10|й частиц/см3.

Наконец, медь сильно влияет на структуру вблизи границ зерен в состаренном состоянии. В сплавах без меди при отношении концентраций Zn/Mg > 1 и сумме > 6%, когда основной фазой-упрочнителем является г] (и г)'), склонность к коррозии под напряжением весьма высока. Это обусловлено в значительноишере невозможностью предотвратить образование сплошных выделений г|-фазы вдоль границ зерен.

Введение меди приводит к формированию новой, довольно сложной картины распада вблизи высокоугловых границ при одноступенчатом старении. По границам зерен образуется сплошное выделение, а в приграничной области трехслойные зоны (рис. 17). Ближайшей к границе является зона, свободная от выделений, далее располагается зона шириной 300-400 нм с мелкими пластинами Б'-фазы и, наконец, последняя - шириной 400-500 нм содержит крупные редкие частицы 11 и Б'-фаз.

Двухступенчатое старение, как обычно, диспергирует продукта старения. При этом меняется также структурное состояние вблизи границ зерен, в частности, в несколько раз уже становится зона, свободная от выделений. Например, после двухступенчатого старения по режиму 110°С, 6 час + 160°С, 6 час сплава Al-6.2%Zn-1.4%Mg-1%Си-0.2%Сг ширина этой зоны становится 50-100 нм вместо 200-300 нм после одноступенчатого старения. В результате стойкость к коррозии под напряжением увеличилась (более 90 суток), в то время как об-

Рис. 17 Тонкая структура сплава А1-6%2п-1,6%Мд-2%Си после одноступенчатого старения 170°С, 4 час

разцы, обработанные по одноступенчатому режиму старения, разрушались через 30-60 суток.

Таким образом, в сплавах А1-гп-Мд-Си ширина приграничных зон, свободных от выделений, может использоваться как один из важных структурных критериев повышения стойкости к КГ1Н.

Для повышения свойств отливок, помимо обычной термической обработки, использовали горячее изостатическое прессование (ТИП) и термовакуумную обработку (ТВО). Действие этих технологических приемов в настоящее время достаточно подробно изучено и оказало существенное влияние на повышение механических и коррозионных свойств исследованных сплавов.

4. РАЗРАБОТКА И ИССЛЕДОВАНИЕ КОРРОЗИОННО-

СТОЙКИХ ЛИТЕЙНЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ С

ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТЬЮ [12-14,17, 25,34|

Сплав ВАЛ-16. Как уже отмечалось, известные литейные алю-миниевомагниевые сплавы при высокой коррозионной стойкости либо недостаточно прочны (сплавы типа АЛ23), либо склонны к КПН (АЛ8 и типа АЛ27). При разработке сплава ВАЛ-16 ставилась цель избежать этих недостатков и, кроме того, обеспечить возможность создания надежных сварных литодеформируемых конструкций.

В разделе 3 показано, что оптимальной концентрацией магния в таком сплаве является 8 ± 0.5%. В качестве малых добавок были выбраны П, Ъг, Мп, Сг, В и Ве. Титан измельчает зерно, а цирконий увеличивает разветвленность дендритов алюминиевого твердого раствора, что приводит к повышению механических и литейных свойств. Эти два элемента совместно с марганцем и хромом обеспечивают упрочнение в термообработанном состоянии также за счет дисперсоидов, рав-

номерно распределяющихся по объему дендритов. Последнее способствует и высокой общей коррозионной стойкости. Бериллий, как обычно, использован для предохранения сплава от окисления при плавке и термической обработке, а также модифицирования железосодержащих фаз.

Оптимизация состава сплава по результатам структурных исследований и оценки различных свойств привела в конечном итоге к следующему составу: 7.5-8.5%1^; 0.1-0.2%Т1; 0.1-0.15%гг; 0.15-0.2%Мп; 0.15-0.25%Сг; 0.1-0.15%Ве; В - до 0.1% (примеси Бе и допускаются до 0.25 и 0.2% соответственно).

Поскольку неравновесный солидус сплава равен 446.5°С, температуру нагрева под закалку установили 430±5°С. В качестве закалочной среды была выбрана подогретая до 80-100°С вода, обеспечивающая минимальный уровень напряжений в отливках. Методом планирования эксперимента был установлен оптимальный режим термической обработки отливок, включающий нагрев 430±5°С в течение 1020 час, закалку в воде (100°С) и термостабилизирующую обработку при 400°С (35-45 мин) с последующим охлаждением на воздухе. Основные механические, коррозионные и литейные свойства сплава ВАЛ-16 обобщены в табл.8.

На сплав ВАЛ-16 разработан и утвержден паспорт (ТЧ 1543), а также вся необходимая отраслевая документация. Сплав защищен авторским свидетельством и внедрен в АНПК "МиГ" им. А.И.Микояна, МКБ "Радуга", ТАНТК им. Г.М.Бериева, ВМП "Авитек" для литых деталей ответственного назначения, в том числе свариваемых с деформируемыми сплавами Амгб и 1420. В результате снижена трудоемкость изготовления деталей на 25-30%, повышен коэффициент использования металла в 2-3 раза, повышена технологичность конструкций деталей и узлов.

Таблица 8

Свойства сплава ВАЛ-16

Показатели свойств при

Свойства т емпературе, °С

20 150

Временное сопротивление, МПа 260-300 230-260

Предел текучести, МПа 160-190 130-160

Относительное удлинение, % 6-10 9-12

Модуль упругости, МПа 70000 -

Ударная вязкость, кДж/м2 267-334 -

Твердость НВ, МПа 800-850 -

Предел 100ч-прочности, МПа - 140

Предел ползучести (0.2% за 100ч), МПа - 110

Предел выносливости, МПа (на базе 70 -

2-107циклов)

Малоцикловая усталость (при аМах=120МПа (80.2-126.1 )• 103 -

К,= 2.2)

Скорость роста усталостной трещины

(мм/кцикл) при ДК= 12.4 МПа ыш 0.8

Временное сопротивление сварного соеди-

нения, МПа 240-260 220-250

Коррозионные свойства

Скорость коррозии в 3%-ном растворе

NaCl+0/l%H202, кг/м2час 0.39-1 О*6

КПН (при 0.75ов), сутки 90

Потери (Аств) за 3 месяца коррозии, % 2.5

Литейные свойства

Жидкотекучесть, мм (длина прутка) 315

Горячеломкость, мм (ширина кольца) 12.5

Гидропрочность, ат 60

Линейная усадка, % 1.1

Сплавы со скандием. Все алюминиевомагниевые сплавы, в том числе ВАЛ-16, неупрочняемые старением, имеют серьезный недостаток -низкий предел текучести. Вторичные алюминиды переходных металлов, обычно используемые в качестве малых добавок, ни в каких сочетаниях не могут в достаточной мере решить эту проблему из-за относительно невысокой плотности их выделений при высокотемпературном нагреве. В связи с этим в работе была сделана попытка создать литейные сплавы на базе системы АГ-Мд-Бс.

К моменту начала этого раздела исследований уже были известны данные о возможности существенного упрочнения деформируемых маг-налиев за счет добавки скандия. Было проведено исследование сначала тройных сплавов в диапазоне концентраций 4-10°/оМд и 0.1-0.7% Бс, а затем многокомпонентных сплавов с добавками циркония, титана, марганца, ванадия, бериллия в литом и термически обработанном по различным режимам состояниях.

Исследования, проведенные при разработке промышленных сплавов со скандием полностью подтвердили данные по его влиянию на структуру и механические свойства, изложенные ранее. Для уточнения распределения фазовых областей при концентрациях легирующих элементов, реально используемых в разрабатываемых сплавах (до 12%Мд, 0.3%8с, 0.15%Т1, 0Л5%гг, 0.2%Мп, 0.2%Сг) были построены политермические разрезы систем АЫУ^-Бс, А1-Мд-8с-Т1, А1-Л^-8с-2г, А1-Г^-5с-Т1-Ъх, АЬМд-Бс-Сг, АЬМд-Бс-Мп. Примеры разрезов представлены на рис. 18 и 19.

Проведена оптимизация состава скандийсодержащих сплавов и режимов их термической обработки. В результате, совместно с МИСиС, разработан термически упрочняемый сплав 01568 следующего состава: 5-Т/оМц; 0.2-0.35%8с; 0.05-0.15%гг; 0.03-0.1%У; 0.01-0.1%У; 0.04-0.1 %Ве.

%

Рис. ] 8 Политермический разрез диаграммы состояния системы АЫ^-Бс

Концентрация магния в этом сплаве ниже, чем в ВАЛ-16, поскольку при наличии скандия максимум прочности несколько смещается в область более низких концентраций магния. Это обеспечивает максимальную стойкость против коррозионного растрескивания. Важнейшей малой добавкой является цирконий, который растворяется (до 0.15%) в решетке А1з5с и главное делает ее частицы более термически стабильными: они начинают коагулировать при более высоких температурах и длительных выдержках. Это позволяет повысить температуру нагрева под закалку до 400-420°С, достаточной для полного

растворения эвтектической Р-фазы и достижения максимальных механических и коррозионных свойств. К тому же введение циркония совместно со скандием благодаря разным знакам их коэффициентов распределения способствует более равномерному распределению частиц АЬ(8с,2г) по объему дендритов. Наконец, цирконий полезен как добавка, существенно уменьшающая оптимальную концентрацию дорогостоящего скандия с 0.5-0.7 до 0.2-0.35% без снижения прочности. При больших концентрациях скандия образуются первичные кристаллы фазы АЬ(8с,2г), уменьшающие пластичность и коррозионную стойкость сплава.

Рис. 19 Политермический разрез диаграммы состояния системы АЬМв-Бс-'П-гг

Ванадий также частично растворяется в фазе АЬЗс и, кроме того, вместе с иттрием способствует сужению эффективного интервала кристаллизации.

Оптимизирован режим термической обработки сплава 01568: нагрев при 380-400°С, 8-10 час с последующим охлаждением в воде (термостабилизирующая обработка для этого сплава с пониженным содержанием магния необязательна).

Основные свойства сплава 01568 приведены в табл. 9.

Таблица 9

Гарантируемые свойства сплава 01568

Механические Временное сопротивление, МПа 360

свойства Предел текучести, МПа 230

Относительное удлинение, % 12

Твердость , НВ 860

Ударная вязкость, кДж/м2 250

Предел выносливости, МПа (2-107циклов) 65

Коррозионные Снижение механических свойств, %

свойства Д Ов 2

А СТО 2 5

Аб 10

КПН (при 0.75 ств), сутки Скорость коррозии, кг/мм2 час >90 о.з-ю-6

Технологические Жидкотекучесть, мм 320

свойства Горячеломкость, мм 15

Линейная у садка,% 1.15

Кроме того, используя в качестве базовой основы сплав ВАЛ-16 был разработан более высокопрочный коррозионный литейный сплав со скандием, которому присвоена марка ВАЛ-19 (паспорт N 1689). Сплав имеет следующий химический состав: магний - 7.5+8.5%; скандий - 0.15+0.3%; цирконий - 0.1+0.15%; хром - 0.15+0.2%; марганец - 0.1+0.2%; бериллий - 0.05+0.1%; алюминий - остальное.

Установлен режим термической обработки: 380°С, 10 час, закалка в воде 20°С.

Основные свойства сплава приведены в табл. 10.

Таблица 10

Свойства сплава ВАЛ-19

Механические Временное сопротивление, МПа 420-430

свойства Предел текучести, МПа 250-260

Относительное удлинение, % 18-20

Ударная вязкость, кДж/м2 250-300

Предел выносливости, МПа (на базе 90

2-107 циклов)

Предел ползучести а150о.2лоо, МПа 100

Коррозионные Снижение механических свойств, %

свойства Основной металл: Асв 1.6

А О0.2 2.1

А 8 5.7

Сварное соединение:

(ВАЛ-19 + АМгб; ВАЛ-19 + 1420 А о. 1.8-2.1

КПН (при 0.75 ав), сутки >90

Технологические Жидкотекучесть, мм 370

свойства Горячеломкость, мм 10

Линейная усадка, % 1

Композиции сплавов со скандием защищены авторскими свидетельствами и они прошли положительное технологическое опробование. Так, в условиях опытного и серийного производства АНПК "МиГ" им. А.И.Микояна и МКБ "Радуга" опробован сплав ВАЛ-19 применительно к деталям перспективных изделий. Проведенными исследованиями подтверждено высокое качество отливок и технологичность сплава при различных методах литья, и он рекомендован к освоению. Технический эффект от использования этого сплава аналогичен сплаву ВАЛ-16 с той лишь разницей, что повышенные свойства сплава ВАЛ-19 позволяют повысить надежность литых деталей, либо при прочих равных условиях снизить их вес на 10-15%.

5. РАЗРАБОТКА И ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕРМИЧЕСКИ

УПРОЧНЯЕМЫХ ЛИТЕЙНЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ А1- Мй- /Л1 |7-11]

Практическая цель разработки литейных сплавов системы А1-Mg-Zn - дальнейшее повышение прочности отливок при сохранении высокой коррозионной стойкости, достигнутой на сплавах системы

Сплав ВАЛ-11. Как было показано в разделе 3, оптимальное содержание основных легирующих элементов в системе А1-М^-2п составляет 5.5-6.5%Мд и 2-2.5%2п. В качестве малых добавок использовали почти тот же комплекс, что и при создании сплава ВАЛ-16: 0.054-0.15%'П; 0.05-Ю.2%гг; 0.05^-0.2%Сг; 0.05+0. ] %Ве.

Оптимизация режимов термической обработки позволила установить, что отливки следует нагревать под закалку при 430±5°С в течение 15 час с последующим охлаждением в масле при20°С, а затем

подвергать двухступенчатому старению при 80°С (8 час) + 190°С (2-3 часа).

Основные свойства сплава ВАЛ-11 приведены в табл. 11.

Таблица 11

Свойства сплава ВАЛ-11

Механические свойства Временное сопротивление (при температурах), МПа 400-450 (20°С) 320-350 (150°С)

Предел текучести, МПа 290-350 (20°С) 300-310 (150°С)

Относительное удлинение, % 6-10(20°С) 15-20 (150°С)

Ударная вязкость, кДж/м2 294

Предел выносливости, МПа (на базе 2- 107циклов) 70

Предел 100-час прочности, МПа 170 (150°С)

Предел ползучести за 100 час, МПа 110 (150°С)

Коррозионные свойства Снижение механических свойств, % А СТв А аа.г А 8 КПН (при 0.75 Ов), сутки 2.4 1.9 5.7 >90

Технологические Жидкотекучесть, мм 375

свойства Горячеломкость, мм 17.5

Линейная усадка,% 1.2

На сплав ВАЛ-11 разработаны и утверждены паспорт (Ы 1467), технологические инструкции и он внедрен в ТАНТК им. Г.М.Бериева для производства силовых деталей, к которым предъявляются повышенные требования по коррозионной стойкости, что характерно для самолетов-амфибий. Кроме того, стабильность структуры и свойств

этого сплава позволила использовать ео в конструкциях, подвергаемых в процессе эксплуатации нагревам до 150°С вблизи энергетической установки, что обеспечило Существенное увеличение эксплуатационной надежносп (.

Модификации сплава ВЛЛ-11 с малой добавкой меди и

повышенны? I содержанием примесей железа и кремния

В сплаве '¿АЛ-1! , как и в сплавах на базе системы А1-Мя, допустимое содерж ание наиболее вредных примесей железа и кремния не должно прев' г£шать '0.24-0.3%. При больших концентрациях пластичность, вязкость и коррозионные характеристики заметно снижаются. Помимо о бразования при криста шгазации доиошштельногс количества изГ пыточных интерметаллид! ;ых фаз, это связано с обеднением алюмини евого твердого раствора 1. т .гнием. который частично связывается кг ремнием в фазу Mg2Si.

Низкий уровень допустимых кс .'нентрашш примесей заставляет испоIXьзовать чистые сорта алюминия. уменьшает возможность использования отходов, требует стропто соблюдения технологической ДИС11 иилины.

Поэтому была поставлена и решс на совместно с МИСнС и НПО "Темп" задача разработки корроз яонностойкого и не менее прочного, чем ВАЛ-11, сплава с более выо эким допустимым содержанием железа и кремния.

Построены математические модели зависимости механических свойсть' при растяжении и вязкости разруш гния К»с в системе Al-Mg-7-п с содержанием по 0.5% железа и кремш ш. Показано, что наилучший компл екс свойств реализуется практиче ски в той же области концентраций, что и при низком (<0.05%) содержании примесей: 5-8%!^ и 2.5-3.5%гп.

Для компенсации потерь в прочностных свойствах от связывания магния в фазу Mg2Si было предложено использовать малую добавку (0.3-0.4%) меди, которая в таких количествах полностью растворяется в алюминиевом твердом растворе как в литом, так и в закаленном состоянии, слабо влияя на коррозионные и литейные свойства. При дальнейшем старении медь способствует диспергированию продуктов распада, обеспечивая за счет этого существенное упрочнение.

Для нейтрализации отрицательного воздействия на пластичность и трещиностойкость железосодержащих фаз были предложены добавки (Д) бериллия, никеля или кобальта. Они связывают железо в тройные соединения Fe^Alyflz, которые кристаллизуются в более компактной форме, чем фазы FeAb и a-FeíSiAl».

Негативное влияние примесей кремния на пластичность и вязкость разрушения практически полностью нейтрализуется высокотемпературным (520°С) нагревом под закажу, который обеспечивает фрагментацию скелетообразных частиц фазы Mg^Si на отдельные глобулярные включения.

В конечном итоге был разработан сплав, которому присвоена марка 01984, следующего состава: 5.5-6%Mg; 2.5-3%Zn; 0.25-0.3%Cu; 0.08-0.12%Ti; 0.01-0.05%B; 0.01-0.25%Be (или 0.1-0.35%Ni или 0.1-0.25%Со), до 0.5%Fe и 0.5%Si.

Рекомендованы следующие оптимальные соотношения концентраций модифицирующих добавок и железа: Be/Fe = 0.4-0.5; Ni/Fe = 0.3-0.7; Со/Fe = 0.25-0.5.

В табл. 12 приведены свойства сплава 01984. Механические свойства и коррозионные характеристики определены после термической обработки по режиму: 440±5°С, 5 час + 530±5°С, 15 час, закалка с 440°С в масле + двухступенчатое старение при 80°С, 8 час + 190°С, 2 час.

Таким образом, разработан сплав с повышенным допустимым содержанием традиционно нежелательных для алюминиевых сплавов примесей, который рекомендован к освоению в НПО "Темп". Разработана и утверждена необходимая техническая документация на этот сплав.

Таблица 12

Свойства сплава 01984

Механические Временное сопротивление, Мпа 400

свойства Предел текучести, МПа 320

Относительное удлинение, % .6

Ударная вязкость, кДж/м2 280

Коррозионные Снижение механических свойств, %

свойства А сгв 2.9

Д сол 3.0

Д 5 6.3

КПН (при 0.75 Ов), сутки >90

Технологические Жидкотекучесть, мм 330

свойства Горячеломкость, мм 15

Линейная усадка,% 1,2

6. РАЗРАБОТКА И ИССЛЕДОВАНИЕ ВЫСОКОПРОЧНЫХ ЛИТЕЙНЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ А1-Хп-М8-Си [32]

Дальнейшего повышения прочности (с достижением стп >500 Мпа), как показано в разделе 3, можно достичь на сплавах системы А1-2п-Л^-Сис соотношением концентраций Zn/Mg > 1. Однако, при

высокой прочности и удовлетворительной стойкости против КПН эти сплавы обладают пониженными литейными свойствами и общей коррозионной стойкостью. Поэтому при разработке сплава необходимо было в первую очередь решать эти проблемы.

В качестве малых добавок были использованы титан и цирконий (для измельчения зерна и увеличения разветвленности дендритов с целью улучшения свойств в твердо-жидком состоянии и, соответственно, технологичности при литье), хром (для диспергирования продуктов старения и повышения коррозионной стойкости), марганец (для повышения прочности и жаропрочности), бериллий (для защиты от окисления и модифицирования Ре-содержащих фаз).

Было разработано несколько сплавов на базе композиции А1-(5+7)%2п-(1.5+2.5)%Мд-(1+2)%Си с различным содержанием малых добавок и несколько различающимися комплексами свойств. К внедрению принят сплав под маркой ВАЛ-12, на который утвержден паспорт (Ы 1243). Сплав имеет следующий химический состав: А1-5+6%7п; 2+2.8%Мя; 1.5+2.5%Си; 0.1+0.4%Мп; 0.1+0.3%Т1; 0.05+0.25%2г; 0.05+0.1%Ве.

Наилучший комплекс свойств сплава достигается после трехступенчатого нагрева под закалку: 450°С, 4-8 час + 460°С, 4-8 час + 470'С, 4-8 час, закалка в воде и двухступенчатое старение: 110°С, 4-8 час + 160°С, 10-15 час. Основные свойства сплава ВАЛ-12 приведены в табл. 13.

Трехступенчатый режим нагрева под закалку обеспечивает полное растворение неравновесного избытка фаз эвтектического происхождения и максимальное пересыщение алюминиевого твердого раствора. Из-за снижения солидуса до 485°С и ниже в присутствии меди и ее относительно медленной диффузии время гомогенизационного от-

жига перед закалкой должно быть существенно увеличено по сравнению со сплавами на базе системы и

Разработанный двухступенчатый режим старения также существенно отличается от оптимального для сплавов типа ВАЛ-11, поскольку их фазовый состав совершенно различен (см раздел 3).

Из табл. 13 следует, что прочностные характеристики сплава ВАЛ-13 являются рекордно высокими для литейных алюминиевых сплавов и соизмеримыми с высокопрочными деформируемыми сплавами.

Таблица 13

Свойства сплава ВАЛ-12

Механические свойства Временное сопротивление (при температурах), МПа 550 (20°С) 470(150°С)

Предел текучести, МПа 500 (20°С) 450(150°С)

Относительное удлинение, % 1.5(20°С) 2.5(150°С)

Предел ползучести а150 0.2/100, МПа 200

Предел выносливости,МПа (на базе 2 • 107 циклов) 80

Ударная вязкость, кДж/м2 350

Коррозионные свойства Снижение механических свойств, % А Ов А СТО.2 А 8 КПН (при 0.75ст„), сутки 6.5 6.0 7.6 >90

Технологические Жидкотекучесть, мм 260

свойства Горячеломкость, мм 17.5

Линейная усадка, % 1.2

Естественно, что сплав ВАЛ-12 целесообразно использовать в наиболее ответственных, тяжело нагруженных конструкциях. Для повышения надежности работы отливок в этих условиях были разработаны технология и режимы жидкой штамповки, горячего изостатиче-ского прессования отливок и их термовакуумной обработки.

Применительно к сплаву ВАЛ-12 эти обработки весьма эффективны. Так, жидкая штамповка позволяет повысить прочностные характеристики, приведенные в табл. 13, на 10-15%, предел выносливости - на 20-25%, вязкость разрушения - в 1.5-2 раза, коррозионную стойкость - в 1.5 раза. Термовакуумная обработка штампованных отливок дополнительно повышает предел выносливости и относительное удлинение на 10-15%, а их коррозионную стойкость - на 25-40%. Горячее изостатическое прессование также весьма эффективно. Так, дополнительное повышение плотности повышает стойкость против КПН на 20-25%.

На сплав разработана техническая документация и он внедрен в производство литых деталей агрегатов на НПП "Наука" вместо деформированных полуфабрикатов. В результате удалось повысить КИМ с 0.35 до 0.6, существенно снизить трудоемкость при механической обработке. Кроме того, использование литейного сплава позволило на деталях типа "крыльчатка" улучшить аэродинамический контур лопаток, что обеспечило повышение КПД турбонагнетателя.

ВЫВОДЫ

1. По результатам прямого структурного анализа коррозионного поражения отливок и исследований влияния фазового состава и структурных параметров на коррозионные и механические свойства, а также их стабильность во времени, сформулированы требования к микро- и субструктуре коррозионностойких литейных алюминиевых сплавов.

Показано, что эти требования могут быть выполнены на сплавах систем А\-М%-2п, А1-2п-1У^-Си за счет выбора оптимального легирующего комплекса по основным элементам, дополнительного легирования малыми добавками из группы : И, 2г, Сг, Мп, Бс, В, Ве, а также использования соответствующих режимов термообработки. В обобщенном виде этими требованиями являются: обеспечение равномерности распределения продуктов распада алюминиевого твердого раствора как при нагреве под закалку, гак и при старении; повышение дисперсности структурных составляющих; уменьшение сплошности выделений продуктов распада на межзеренных границах; сближение электрохимических потенциалов избыточных фаз и алюминиевого твердого раствора; уменьшение рассеянной пористости и объемной доли первичных и эвтектических интерметаллидов.

Коррозионные испытания показали, что в первую очередь поражаются поры, анодные фазы кристаллизационного происхождения, далее границы зерен и области алюминиевого твердого раствора, обогащенные легирующими элементами.

2. Исследовано влияние малых добавок переходных металлов, а также бора и бериллия на структуру, коррозионные, механические и технологические свойства выбранных базовых сплавов. Показана возможность существенного повышения всех свойств при введении этих добавок в сочетании с оптимальными режимами старения за счет

уменьшения размеров и воздействия на морфологию кристаллизующихся фаз, обеспечения относительной электрохимической гомогенности структуры, диспергирования и более равномерного распределения продуктов распада алюминиевого твердого раствора в объеме дендритов, включая зериограничные области. Так, добавка хрома в сплавы системы А!-2п-М^-Си и применение двухступенчатого старения обеспечивают повышение плотности выделений (4-1016 см 3) и уменьшение ширины зоны свободной от выделений до 50-100 нм. Происходящее при этом значительное улучшение коррозионной стойкости под напряжением показывает, что существует некоторая критическая величина ширины зон, свободных от выделений, когда сами эти зоны не являются ведущим фактором, определяющим долговечность образцов при испытаниях. Поэтому установленная ширина зоны 50100 нм может быть принята для сплавов системы А1-гп-М§-Си в качестве одного из количественных структурных критериев,, характеризующего стойкость при КПН.

3. Введение комплекса микролегирующих добавок оказывает упрочняющее воздействие на сплавы исследованных систем, стабилизирует структурное состояние за счет замедления диффузионных процессов. Микролегирование увеличивает плотность зон на ранних стадиях старения, задерживает начальную стадию распада твердого раствора, обеспечивая тем самым равномерность распределения и уменьшение размеров выделяющихся фаз.

Максимальный модифицирующий эффект обеспечивается при совместном введении титана и бора. Если бор локализуется, в основном, вокруг фазы р и литейных пор, то в присутствии титана отмечается его равномерное распределение по структуре. Кроме того, добавка бора понижает диффузионную проницаемость сплавов, способствуя тем самым повышению их структурной стабильности. Так, коэффициент диффузии изотопа 63№, используемого как индикатор процессов

диффузии в алюминиевых сплавах, снижается при введении бора с 1.7-Ю-'2 см2/сек до 0.4-1012 см2/сек.

4. Микродобавки (0.15%Ti; 0.15%Zr; 0.2%Mn; 0.2%Сг) уменьшают теми нарастания линейной усадки при понижении температуры в эффективном интервале кристаллизации и увеличивают механические свойства в интервале хрупкости, способствуют повышению запаса деформационной способности литейных магналиев. Этим обеспечивается снижение горячеломкости сплавов.

Для всех исследованных сплавов температуре нижней границе интервала хрупкости соответствует 5-7% жидкой фазы. Наибольшая прочность при температуре середины интервала хрупкости (~ 550°С) обеспечивается суммарным введением указанных добавок. Титан и цирконий обеспечивают наибольшее значение удлинения в твердо-жидком состоянии за счет возрастания разветвленности дендритов а-твердого раствора и диспергирования фазы ß(AbMg2) между их ветвями. В результате увеличивается количество стыков между кристаллами. Марганец и хром оказывают меньшее воздействие на изменение прочности и удлинения в интервале хрупкости, но сдвигают последний в сторону более низких температур.

5. Добавка скандия обеспечивает значительный модифицирующий эффект, особенно при повышенных скоростях кристаллизации отливок. Существенное повышение свойств при этом достигается за счет структурного эффекта - выделения во время нагрева при 320-420°С когерентных матрице дисперсных (около 20 нм) частиц фазы AbSc с плотностью распределения, достаточной для упрочнения. При увеличении скорости охлаждения при кристаллизации базового сплава Al-6%Mg с 20 до 200 град/мин средний размер зерна уменьшается с 8085 до 30-35 мкм, уменьшаются также размер дендритной ячейки (с 49 до 19 мкм) и линейные размеры первичных интерметаллидов AhSc (с 19 до 5.7 мкм).

Для полного уяснения распределения фазовых областей построены политермические разрезы систем: А1-М£-8с, АМУ^-Бс-И, Бс-гг, Al-Mg-Sc-Tí-Zr, А1-1У^-8с-Сг, АЬМд-Бс-Мп.

6. При изучении механизма структурной коррозии исследованы электрохимические потенциалы реальных структурных элементов. При стационарных потенциалах сплавов скорость растворения фаз Р(АЬЛ^2), Т (АЬМ§з2пз), 1] (ГУ^гт), Б (Al2CuMg) на несколько порядков выше скорости растворения а(А1)- твердого раствора. При прочих равных условиях мсжкристаллитная коррозия возникает только в случае достаточной эффективности "катодных структурных составляющих", т.е. при потенциале пробоя участков твердого раствора, обедненных магнием и цинком.

7. Кинетика развития общей коррозии и коррозии под напряжением определяется в значительной степени режимами старения. Потеря веса при коррозионных испытаниях после одноступенчатого старения происходит главным образом за счет процессов на границах зерен, субзерен и плоских скоплений дислокаций, т.е. там, где существуют скопления продуктов старения, в то время как при двухступенчатом старении потеря веса происходит, в основном, за счет общего пит-тинга по поверхности образца. В первом случае несплошности локализованы по участкам неоднородного распада твердого раствора и служат зародышами магистральных трещин, а во втором - объем потерянного металла рассредоточен по всей корродирующей поверхности. Таким образом, общая коррозия тесно связана с коррозией под напряжением через масштабный фактор распределения продуктов старения.

8. В сплавах систем и А1-гп-1^-Си формированию оптимальной структуры, механических и коррозионных свойств способствует двухступенчатое старение, которое формирует весьма гомогенное распределение продуктов старения по объему. При этом про-

исходит не только повышение однородности распределения частиц, но и их диспергирование и уменьшение среднего межчастичного расстояния. Так, при одноступенчатом старении сплава ВАЛ-11 в большей части объема среднее расстояние между частицами составляет 150-200 нм, а двухступенчатое старение обеспечивает 40-60 им. Такой же эффект наблюдается и в сплавах с медью (ВАЛ-12).

9. Проблема повышения структурной стабильности и коррозионных свойств магналиев решена за счет использования специальной стабилизирующей термообработки, заключающейся в том, что для устранения сплошных зернограничных выделений р(АЫ^2) - фазы при естественном старении или провоцирующих нагревах отливки нагревались в течение 30-40 мин при температуре около 400°С с последующим относительно медленным охлаждением. Это позволило получить равномерное распределение продуктов старения по объему зерна.

10. Построены зависимости состав-свойства в широком диапазоне концентраций элементов исследованных систем, позволившие определить оптимальный диапазон концентраций основных легирующих элементов разрабатываемых сплавов: 6-8%Mg в системе А1-М§; 5.5+6.5%М£-2*2.5%гп в системе 5-:-7%7п-1.5^2.5%Мё-1-г2%Си в системе А1-2п-Мд-Си. Используя установленные закономерности по влиянию микролегирования и различных видов термообработки, разработаны коррозионностойкие, высокопрочные литейные алюминиевые сплавы с удовлетворительной технологичностью на базе систем А1-1^(ВАЛ-16, ВАЛ-19, 01568), (ВАЛ-11, 01984), А1-

(ВАЛ-12). Новые сплавы превосходят существующие сплавы аналогичного назначения по комплексу механических и коррозионных свойств, сохраняют свойства при длительной эксплуатации.

11. На разработанные сплавы утверждены паспорта, выпущена необходимая нормативно-техническая документация и они внедрены на предприятиях и в конструкторских бюро авиационной и других от-

раслей промышленности. Использование сплавов для деталей ответственного назначения, в том числе сварных конструкций позволило отказаться в ряде случаев от применения деформированных полуфабрикатов, что снизило трудоемкость при механообработке в среднем на 30%, повысило коэффициент использования металла в 1.5-2 раза, улучшило технологичность деталей и узлов в производстве. В случае замены менее прочных литейных сплавов достигнуто снижение веса деталей на 10-15%, повышена надежность их использования в эксплуатации.

Основное содержание работы отражено в следующих публикациях:

1. Постников Н.С., Черкасов В.В. "Прогрессивные методы плавки и литья алюминиевых сплавов", изд. "Металлургия", Москва, 1973 г., 224 с.

2. Постников Н.С., Черкасов В.В. ''Высокопрочные силумины и оптимизация их состава", В сб. семинара "Современные цветные сплавы и прогрессивные методы литья", МДНТП им. Дзержинского, "Знание", Москва, 1974 г., с. 17-19.

3. Постников Н.С., Строганов Г.Б., Лебедев В.М., Черкасов В.В. "Некоторые особенности плавки и литья алюминиевых сплавов", В сб. "Легкие сплавы в народном хозяйстве", ВИАМ, Москва, 1975 г., с. 21-24.

4. Постников Н.С., Черкасов В.В., Лактионова Л.И. "Механические и технологические свойства литейных сплавов системы А1-2п-Мд'\ МиТОМ, N10, 1975 г., с. 11-14.

5. Черкасов В.В., Постников Н.С., Должанский Ю.М., Костю-нин В.И."Применение статистических методов исследования при изучении свойств литейных алюминиевых сплавов", МиТОМ, N6, 1975 г., с. 25-28.

6. Постников Н.С., Черкасов В.В., Лактионова Л.И. "Повышение механических и технологических свойств самозакаливающихся сплавов", В сб. "Алюминиевые сплавы и специальные материалы", вып. 9, ВИАМ, Москва, 1975 г., с. 25-28.

7. Альтман М.Б., Черкасов В.В., Должанский Ю.М., Побежи-мов П.П. "Механические свойства и коррозионная стойкость сплавов системы А1-Мд-2п", "Авиационная промышленность", N4, 1982 г., с.54-56.

8. Должанский Ю.М., Черкасов В.В., Побежимов П.П., Пан-ченко П.В."Выбор оптимального режима двухступенчатого старения литейного сплава системы Al-Mg-Zn", МиТОМ, N11, 1983 г., с. 56-59.

9. Мищенков E.H., Побежимов П.П., Метревели В.Н., Черкасов В.В., Постников Н.С. "Влияние технологических факторов на механические свойства и коррозионную стойкость литейного сплава BAJI-11", В сб. "Авиационные материалы, коррозия и старение материалов в морских субтропиках", ВИАМ, Москва, 1983 г., с.137-151.

10. Побежимов П.П., Черкасов В.В., Бурова Е.И., Постников Н.С. "Термическая обработка и структурно-фазовое состояние корро-зионностойких сплавов системы Al-Mg-Zn", В сб. "Авиационные материалы", вып. 2, ВИАМ, Москва, 1984 г., с. 15-27.

11. Пархоменко H.A., Герчикова Н.С., Черкасов В.В., Побежимов П.П. "Структура и свойства литейных сплавов системы Al-Mg-Zn", МиТОМ, N3,1985 г., с. 56-57.

12. Постников Н.С., Черкасов В.В., Побежимов П.П., Нефедова Л.П., "Свойства сварных соединений литейных сплавов систем Al-Mg и Al-Si-Mg со сплавов 1420", В сб. "Авиационные материалы", вып. 3, ВИАМ, Москва, 1986 г., с. 23-25.

13. Дриц М.Е., Золоторевский B.C., Истомин-Кастровский В.В., Левченко А.Б., Торопова Л.С., Черкасов В.В. "Особенности структуры литейных магналиев с добавками скандия и циркония", В сб. "Технология легких сплавов",Nl,BKíIC, Москва, 1986 г., с. 27-31.

14. Золоторевский B.C., Истомин-Кастровский В.В., Черкасов В.В., Левченко А.Б. "Влияние скорости охлаждения при кристаллизации на структуру и механические свойства литейного сплава на базе системы Al-Mg-Sc", В сб. "Вопросы авиационной науки и техники", вып. 3, ВИЛС, Москва, 1988 г., с. 20-24.

15. Постников Н.С., Черкасов В.В., Белов Е.В., Нефедова Л.П., Никитин С.Л., Ряховский А.П. "Влияние микродобавок металлов переходной группы на свойства в твердо-жидком состоянии и горяче-ломкость сплава системы Al-Mg", В сб. "Вопросы авиационной науки и техники", N3, ВИАМ, Москва, 1988 г., с. 42-46.

16. Василенок Л.Б., Радин И.В., Рябов Г.Г., Черкасов В.В. "Применение метода прицельной трековой авторадиографии для исследования микролегирования алюминиевых сплавов", В сб. "Ядерно-физические методы исследования структуры и свойств твердых тел", "Энергоатомиздат", Москва, 1989 г., с. 103-110.

17. "Литейный свариваемый коррозионностойкий алюминиевый сплав ВАЛ-16", Методическое руководство, под ред. Черкасова В.В., ВИАМ, Москва, 1990 г., 84 с.

18. Постников Н.С., Черкасов В.В., Заварзин И. А. "Особенности формирования структурно-фазового состояния алюминиевых отливок", В сб. докладов VIII конференции "Новые высокопроизводительные технологические процессы, высококачественные сплавы и оборудование в литейном производстве", Мииск, 1990 г., с. 21-28.

19. Василенок Л.Б., Радин И.В., Рябова Г.Г., Черкасов В.В.

"Прицельная трековая авторадиография в изучении микролегирования алюминиевых сплавов", В сб. докладов межд. симпозиума по авторадиографии, Варшава, 1990 г., с. 367-375.

20. Истомтш-Кастровский В.В., Золоторевский В.С., Черкасов В.В., Паремузова Т.Е., Побежимов П.П. "Структурные критерии оценки уровня коррозионной стойкости высокопрочных литейных сплавов систем Al-Mg, Al-Mg-Zn, Al-Zn-Mg-Cu", "Известия ВУЗов", Цветная металлургия, N6, Москва, 1991 г., с. 90-99.

21. Братухин А.Г., Шалин P.E., Ромашин А.Г., Черкасов В.В. "Новые конструкционные и функциональные материалы и возможности их более широкого применения", Изд. "Политехника", Санкт-Петербург, 1992 г., 56 с.

22. Черкасов В.В., Инкин C.B., Панкратов Д.М., Побежимов П.П. "Влияние переходных металлов на механические и технологические свойства алюминиево-магниевых сплавов", В сб. "Вопросы авиационной науки и техники", N2, ВИАМ, Москва, 1992 г., с.12-21.

23. Черкасов В.В., Корнелюк Л.Г., Побежимов П.П., Нефедова Л.П. "Особенности ранней стадии старения сплавов системы Al-Mg и Al-Mg-Zn", МиТОМ, N12,1992 г., с. 24-26.

24. Черкасов В.В., Каримова С.А., Тарараева Т.И., Качинская М.И. "Электрохимические исследования коррозионных процессов в сплавах систем Al-Mg и Al-Mg-Zn", В сб. докладов Конгресса "Защита-92", т: IV, РАН, Москва, 1992 г., с. 89-91.

25. Черкасов В.В., Постников Н.С., Побежимов П.П., Нефедова Л.П. "Новый литейный алюминиевый коррозионностойкий свариваемый сплав ВАЛ-16", "Вестник Ноу-Хау", N2, вып. 1, Москва, 1993 г., с. 91-93.

26. Черкасов В.В., Каримова С.А., Тарараева Т.И., Качинская М.И. "Электрохимические исследования коррозионных процессов в сплавах систем Al-Mg и Al-Mg-Zn", "Защита металлов", т. 29, N14, РАН, Москва, 1993 г., с.581-586.

27. Черкасов В.В. "Особенности формирования структуры и литейных свойств алюминиевых сплавов, разработка методики исследования их физико-механических характеристик в эффективном интервале кристаллизации", В сб. "Технология легких сплавов", N7-8, ВИЛС, Москва, 1993 г., с. 24-29.

28. Черкасов В.В., Бурыгин A.A., Корнышева И.С., Мельников

A.B. "Использование литейного алюминиевого сплава ВАЛ-12 для изготовления высокопрочных деталей блоков автоматики", В сб. "Вопросы авиационной науки и техники", N2, 1993 г., ВИАМ, Москва, с. 48-51.

29. Черкасов В.В., Побежимов П.П., Пархоменко H.A., Нефедова Л.П. "Влияние продолжительности выдержки между закалкой и старением на структуру и механические свойства сплава Al-Mg-Zn", МиТОМ, N1, 1994 г., с. 22-24.

30. Черкасов В.В., Должанский Ю.М., Побежимов П.П. "Общие закономерности изменения свойств литейных сплавов системы Al-Zn-Mg", МиТОМ, N12,1994 г., с. 24-28.

31. Василенок Л.Б., Дубов М.Е., Разумовский И.М., Черкасов

B.В. "Изучение структурных дефектов в Al-Mg сплавах методом спектроскопии времени жизни позитронов", Доклады Академии наук, т. 336, N4, Москва, 1994 г., с. 468-470.

32. Черкасов В.В. "Коррозионностойкие литейные алюминиевые сплавы повышенной прочности: принципы легирования и механизмы влияния малых добавок", В сб. "Металловедение, литье и обработка сплавов", ВИЛС, Москва, 1995 г., с. 16-28.

33. Лебедев В.М., Мельников A.B., Постников Н.С., Черкасов В.В. "Высокоэффективные литейные алюминиевые сплавы", В сб. "Авиационные материалы на рубеже ХХ-ХХ1 веков", ВИАМ, Москва, 1995 г.. с. 101-105.

34. Черкасов В.В., Побежимов П.П., Нефедова Л.П., Белов Е.В., Кузнецов Г.М. "Особенности формирования структуры и свойств литейных Al-Mg сплавов, легированных скандием", МиТОМ, N6, 1996 г., с. 30-32.

35. Черкасов В.В., Лебедев В.М., Мельников A.B. "Высокопрочные, жаропрочные, коррозионностойкие литейные алюминиевые сплавы", В сб. "Обработка легких и специальных сплавов", ВИЛС, Москва, 1996 г., с. 165-169.

36. A.c. N 346368 "Сплав на основе алюминия", Строганов Г.Б., Постников Н.С., Альтман М.Б., Черкасов В.В. и др.

37. A.c. N 436877 "Сплав на основе алюминия", Альтман М.Б., Колобнев И.Ф., Постников Н.С., Черкасов В.В и др.

38. A.c. N 548648"Модификатор для литейных алюминиевых сплавов", Постников Н.С., Мельников A.B., Черкасов В.В., Швырева Л.В. и др.

39. A.c. N 559984 "Литейный сплав на основе алюминия", Альтман М.Б., Мельников A.B., Постников Н.С., Черкасов В.В. и др.

40. A.c. N 628721 "Сплав на основе алюминия", Постников Н.С., Мельников A.B., Побежимов П.П., Черкасов В.В. и др.

41. A.c. N 666898 "Сплав на основе алюминия", Постников Н.С., Мельников A.B., Швырева Л.В., Корнышева И.С., Черкасов В.В. и др.

42. A.c. N 788803 "Сплав на основе алюминия", Альтман М.Б., Черкасов В.В., Мельников A.B., Постников Н.С. и др.

43. A.c. N 1205563 "Сплав на основе алюминия для сварных соединений", Постников Н.С., Черкасов В.В., Побежимов П.П., Нефедова Л.П. и др.

44. A.c. N 1238404 "Сплав на основе алюминия", Постников Н.С., Черкасов В.В., Побежимов П.П., Нефедова Л.П. и др.

45. A.c. N 1271117 "Способ термической обработки литейных сплавов на основе алюминия, содержащих магний в качестве основного легирующего элемента", Алексеев В.Ф., Белов H.A., Белоусов H.H., Золоторевский B.C., Черкасов В.В. и др.

46. A.c. N 1297473 "Сплав на основе алюминия", Золоторевский B.C., Черкасов В.В., Дрип М.Е., Торопова JI.C. и др.

47. A.c. N 1327561 "Литейный сплав на основе алюминия", Золоторевский B.C., Белов H.A., Ратнер А.Д., Черкасов В.В. и др.

Отпечатано с готовых орипшал-макетов. Объем 5,375 п.л. Бумага офсетная. Формат 60x84/16. Тираж 100 экз. Зак. 58-97.

105118 Москва, пр. Буденного, д. 25А. ЗАО типография «Диамапт-1»