автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Разработка методов количественного фазового анализа для исследования и контроля структурного состояния сплавов Al-Mg-Li-Sc и Al-Si-Ge

На правах рукописи

АСПИРАНТ БЕЦОФЕН Максим Сергеевич

РАЗРАБОТКА МЕТОДОВ КОЛИЧЕСТВЕННОГО ФАЗОВОГО АНАЛИЗА ДЛЯ ИССЛЕДОВАНИЯ И КОНТРОЛЯ СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ СПЛАВОВ АМУ^-У-вс и А1-81-Се

Специальность: 05.16.01- «Металловедение и термическая обработка металлов»

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

003470844

Москва - 2009

003470844

Работа выполнена на кафедре «Материаловедение и технология обработки материалов» ГОУ ВПО «МАТИ» - Российского государственного технологического университета имени К.Э. Циолковского.

Научный руководитель - академик РАН, д.т.н., проф., заслуженный деятель

науки РФ Ильин Александр Анатольевич

Официальные оппоненты: - д.т.н., профессор Егорова Юлия Борисовна

- к.т.н. Луценко Алексей Николаевич

Ведущее предприятие: ОАО «НИАТ».

Защита диссертации состоится 25 июня 2009 года в 14— часов на заседании диссертационного Совета Д 212.110.04 в ГОУ ВПО «МАТИ» - Российском государственном технологическом университете им. К.Э. Циолковского по адресу: Москва, ул. Оршанская, 3, «МАТИ» - РГТУ им. К.Э. Циолковского, ауд. 220А. Отзыв на автореферат в одном экземпляре (заверенный печатью организации) просим направлять по адресу: 121552, Москва, ул. Оршанская, 3, «МАТИ»-РГТУ им. К.Э. Циолковского.

Факс:(495)417-8978.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке университета.

Автореферат разослан 25 мая 2009 года.

Ученый секретарь диссертационного Совета

Скворцова С. В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы

Многочисленные исследования современных алюминиевых сплавов показали, что высокие эксплуатационные свойства этих сплавов достигаются с помощью усложнения их состава и технологии получения полуфабрикатов. Эти сложности дополняются необычным характером корреляций между составом, структурой, технологиями и служебными свойствами.

Для сплавов с литием и скандием эффекты охрупчивания при длительных эксплуатационных нагревах, анизотропии механических свойств, образования полос сдвига сложным образом связаны с химическим и фазовым составом, кристаллографической текстурой, а также концентрацией легирующих элементов в твердом растворе. Показано, что в сплавах с литием и скандием анизотропия механических свойств значительно выше, чем в сплавах других систем легирования, при этом текстура в них практически идентична. Для интерпретации этих особенностей сплавов с литием и скандием необходимо разработать количественные методы фазового анализа этих сплавов, а также теоретические методы оценки анизотропии механических свойств на основании экспериментальных данных о количественном соотношении и текстуре а-твердого раствора и 8'-фазы.

Количественный фазовый анализ необходим практически для всех сплавов алюминия, поскольку позволяет придать объективный характер процессам оптимизации составов сплавов и технологии обработки. Тем не менее, в наибольшей степени количественный анализ состава фаз и их соотношения необходим при оптимизации состава припоев с контролируемой температурой расплавления - затвердевания, а также для сплавов, полученных быстрой закалкой из расплава. В последнем случае степень пересыщения твердого раствора легирующими элементами определяет количество интерметллидных фаз, соответственно механические свойства сплава, а также степень стабильности сплава при искусственном и естественном старении.

Для алюминиевых сплавов количественный фазовый анализ сопряжен с рядом принципиальных трудностей. В первую очередь это связано с тем, что в подавляющем большинстве объектов исследования присутствует текстура, что требует введения поправок в относительные величины интегральных интенсивностей фаз. Получение порошковых бестекстурных проб существенно осложняет процедуру анализа, а в случае деформационно-нестабильных сплавов принципиально недопустимо. Другой не менее важной проблемой является наличие

в сплавах дисперсных фаз, дающих расширенные структурные рефлексы, интенсивности которых трудно измерить с необходимой точностью.

Поэтому представляется актуальным разработка универсального метода количественного фазового анализа для А1 сплавов и проведение исследований влияния соотношения фаз и текстуры а-твердого раствора и 5'-фазы в сплаве системы на анизотропию механических свойств листов сплава, а

также влияния состава сплавов А1-8ьСе на количественное соотношение и химический состав фаз с целью оптимизации состава припоев из сплавов этой системы легирования.

Цель работы состояла в разработке эффективных методов количественного фазового анализа для А1 сплавов и установлении влияния количественного соотношения фаз на анизотропию механических свойств сплавов на основе системы А1-М§-Ы и служебные характеристики припоев из сплавов системы А^-Се.

Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

1. Разработать метод количественного фазового анализа на основе прецизионного измерения параметров решетки твердого раствора алюминия для сплавов систем А1-М§-1л и А1-81-Ое.

2. На основе количественного фазового анализа изучить влияние химического состава сплавов алюминия и технологии их обработки на объемные и линейные эффекты превращения при деформации и термической обработке.

3. Исследовать формирование текстуры а-твердого раствора и 5'-фазы в различных сечениях листов сплава 1424 в зависимости от степени деформации при прокатке.

4. Установить влияние фазового состава и текстуры а- и 5'-фаз сплава 1424 на анизотропию механических свойств листовых полуфабрикатов.

5. Исследовать влияние состава сплавов А1-8!-Се на количественное соотношение фаз и их химический состав для оптимизации состава припоев из этих сплавов.

Научная новизна работа состоит в следующем:

1. Впервые для сплавов на основе системы А1-М§-1л разработана методика расчета количества Б, и 5'-фаз на основании экспериментального измерения параметров решетки а-твердого раствора, при этом содержание лития в твердом растворе служит в качестве варьируемого параметра, показано также, что информация о количественном соотношении интерметаллидных фаз позволяет

оценить объемные и линейные изменения в сплавах при термообработке и пластической деформации

2. Развита и реализована модель расчета анизотропии предела текучести для сплавов системы Al-Li, учитывающая текстуру, объемное соотношение и относительную прочность а- твердого раствора и 5-фазы.

3. Экспериментально установлены закономерности формирования текстуры при прокатке сплава системы Al-Mg-Li-Sc, включающие аналогичный характер текстуры а- и 5'-фаз при теплой и холодной прокатке по всем сечениям листов.

4. Показано, что особенности анизотропии механических свойств сплавов алюминия с литием определяются отличающимся от а-твердого раствора механизмом деформации упорядоченной по типу Ll2 5'-фазы.

Практическая значимость работы:

1. Показано, что разработанные методики количественного фазового анализа и определения объемных и линейных эффектов выделения интерметаллидных фаз могут быть эффективно использованы для контроля и оптимизации химического состава, технологий термической и термомеханической обработок литейных и деформируемых сплавов алюминия, в том числе и для сплавов на основе системы Al-Mg-Li.

2. Результаты количественного фазового анализа и определения химического состава фаз в сплавах Al-Si-Ge с различным содержанием легирующих компонентов использованы для контроля и оптимизации состава припоев из этих сплавов и условий получения их в равновесном состоянии.

Апробация работы. Результаты работы доложены на 3-х научно-технических конференциях и семинарах, в том числе: на Молодежной научно-технической конференции «МАТИ» - РГТУ им. К.Э.Циолковского «Гагаринские чтения» (2008 г., Россия), на VI Всесоюзном совещании «Быстрозакристаллизованные материалы и покрытия» (2008 г.), Международном симпозиуме «Aluminium», ФРГ (2006 г).

Публикации. Основное содержание диссертации опубликовано в 7 работах, список которых приведен в конце автореферата, в том числе в ведущих рецензируемых научных журналах и изданиях, определенных Высшей аттестационной комиссией - 3.

Объем работы. Диссертация состоит из введения, 5 глав, общих выводов по работе, списка использованной литературы из 114 наименований. Работа изложена на 110 страницах машинописного текста, содержит 35 рисунков, 20 таблиц.

Глава I. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА

Рассмотрены вопросы применения в авиации сплавов с литием и скандием, перспектив применения быстрозакристаллизованных сплавов. Приведен обзор результатов исследования специфических эффектов, свойственных сплавам с литием, таким как охрупчивание при длительных эксплуатационных нагревах, анизотропия механических свойств и связанные с этим вопросы формирования текстуры при прокатке и отжиге сплавов алюминия.

Вместе с тем отмечено, что исследования и разработки современных алюминиевых сплавов, прежде всего легированных литием и скандием, а также сплавов неравновесного состава сталкиваются с рядом проблем:

1. Отсутствует надежные методы количественного фазового анализа для сплавов с дисперсными интерметаллидными фазами, к которым принадлежат практически все промышленные сплавы алюминия.

2. Выраженную анизотропию прочностных и особенно пластических характеристик сплавов с литием и скандием нельзя интерпретировать в терминах механизма деформации и текстуры а-твердого раствора и для понимания природы этой анизотропии необходимо учитывать текстуру, механизм деформации и количество интерметаллидных фаз.

3. Количественный анализ состава фаз и их соотношения особенно необходим для оптимизации состава припоев с контролируемой температурой расплавления -затвердевания, а также для сплавов, полученных быстрой закалкой из расплава.

Глава заканчивается формулировкой цели и задач исследования.

Глава II. ОБЪЕКТЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Исследовали листы сплава 1424 (А1-5,6К<^-1,61л-0,52п-0,18с-0,12г) толщиной 1,6; 4 и 8 мм, полученные горячей прокаткой (8 мм) с последующей холодной прокаткой (4 и 1,6 мм) с промежуточными отжигами.

Исследовали также быстрозакристаллизованные ленты (БЛ) из алюминиевых сплавов с высоким содержанием переходных металлов: (в % по массе) А1-4,1Сг-3,22г (сплав 1) и А1-1,5Сг-1,5гг-4№-ЗУ (сплав 2), полученные методом спиннингования расплава на водоохлаждаемый медный диск. Толщина БЛ изменялась от 20 до 200 мкм.. Теплофизические расчеты показали, что для всех БЛ толщиной < 100 мкм скорость охлаждения при затвердевании может быть оценена в 106-107 К/с в то время, как для БЛ толщиной 100 и 200 мкм она составляет 105-106 К/с.

Составы сплавов А1-81-Се, предназначенных в качестве припоев приведены в табл. 1. При изготовлении опытных партий сплавов слитки отливали в плоскую

изложницу размером 20x200x300 мм.

Таблица 1

Химический состав сплавов системы А1-8ьСе

№ сплава Содержание компонентов, масс. % Температура ликвидус (TL), °С

Si Ge Al теоретическая экспериментальная

1 11,5 2,0 осн. 585 583

2 П,4 3,8 осн. 580 582

3 9,6 7,7 осн. 574 578

4 8,4 12,7 осн. 563 569

5 7,5 21,0 осн. 520 530

6 7,0 24,0 осн. 510 521

7 8,0 7,6 осн. 595 590

8 12,0 8,5 осн. 575 572

Рентгеноструктурные исследования проводили на дифрактометре ДРОН-4,0. Текстуру листов сплава 1424 определяли съемкой прямых полюсных фигур в СиКа и СоКа излучениях для рефлексов (200) и (220) a-твердого раствора и для сверхструктурных рефлексов (100) и (ПО) 5'-фазы. Обратные полюсные фигуры (ОПФ) для a-твердого раствора получали съемкой в МоК^ излучении, а для б'-фазы в CuK„ излучении для направления нормали к листу (НН), направления прокатки (НП), поперечного (ПН) и 45° направлений. Съемку прямых полюсных фигур и ОПФ для НН проводили в различных сечениях листов, характеризуемых величиной S=2Aí/to, где At - расстояние от сечения от поверхности и t0 - толщина листа, т.е. поверхности и медианному сечению соответствуют значения S=0 и 1.

Глава III. РАЗРАБОТКА МЕТОДОВ КОЛИЧЕСТВЕННОГО ФАЗОВОГО АНАЛИЗА АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

В этой главе на основе уравнений баланса химического и фазового состава сплавов систем Al-Mg, Al-Cu, Al-Mg-Li разработана методика определения количества интерметаллидных фаз по экспериментально измеренной величине параметра решетки a-твердого раствора. Показано, что информация о количественном соотношении интерметаллидных фаз позволяет оценить объемные и линейные изменения в сплавах при термообработке и пластической деформации.

Приведены уравнения для расчета количества 8, (А12М§Ы) и 5' (А131л) -фаз в промышленных сплавах 1420 и 1424.

Для двойных сплавов состав твердого раствора и количество интерметаллидной фазы однозначно связаны с периодом решетки. Массовые проценты двух фаз в двухфазной области для двойного сплава могут быть определены по правилу отрезков и для сплавов Al-Mg определяются из соотношений:

уР - г°

Ш I ПА % Мк

^»=100 -ТГр-Г^Г ^=100-^« (1)

где: Жа - масс. % а-фазы; Щ - масс. % р-фазы (А13М§2); , - массовый % А1 в а- и р-фазе, соответственно; , -массовый % магния в а- и р-фазе,

соответственно; Хщ - массовый % магния в сплаве.

Информация о количественном соотношении фаз в сплавах позволяет надежно контролировать состояние сплавов после деформации и термообработки. Кроме того, зная фазовый состав можно рассчитывать объемные и линейные изменения размеров, сопровождающие термообработку.

Для многокомпонентных сплавов соотношение между параметром решетки и фазовым составом не однозначно из-за разного эффекта нескольких легирующих элементов на параметр решетки твердого раствора и наличия нескольких интерметаллидных фаз. Однако для некоторых многокомпонентных сплавов, в частности системы А1-М§-Ы, такое решение возможно, хотя оно имеет более сложный характер по сравнению с двойными сплавами.

В сплавах системы А1-М§-Ы типа 1420 присутствуют две интерметаллидные фазы, 5' (А131л) и Sl(Al2MgLi). Их соотношение может быть рассчитано по величине параметра решетки твердого раствора. Магний существенно увеличивает параметр решетки, поэтому выделение Б] -фазы приводит к обеднению магнием твердого раствора, что сопровождается снижением параметра решетки. Содержание лития в твердом растворе практически не влияет на его параметр решетки, однако выделение 5'-фазы приводит к обогащению магнием твердого раствора и увеличению его параметра решетки.

Чтобы получить расчетное соотношение, воспользуемся уравнениями баланса элементного состава и фаз в сплаве:

\оох''=х"и 1Уа+х*л 1У,+х'и IV,

тх^х^к+х^К (2)

^=100

где: Х°4,, Л'",.,, XI - концентрации А1, М§ и Ы в сплаве, соответственно (%); /К», , И^г - массовый % а-, Бг и 5'-фаз, соответственно; Х"М,Х*„,Х%, Х"и, Х'1,Х'1 - концентрации А1, и Ы в а-, Б,- и 8'-фазах, соответственно.

Значения параметров Х^,Х",, х1ы, Х'1,Х"и рассчитываются из стехиометрии (А121^1л) и 5' (А131л)-фаз. Величина Х'"^ определяется из параметра решетки твердого раствора ( аа):

где: =5,18 10"3 А/масс.% (3)

Авг та.

После очевидной подстановки Х^ЮО-Х"^ - X;' получим решение системы (2), в котором содержание лития в а-фазе (X",) является переменным параметром: __(Хц -ХуХХ^Хщ -Х'^Х^)-Х",Х'^(Х1 -Х^)_

--- 10°; ^=100-0^ (4)

ЛМц

На рис. 1. приведены зависимости количества 3' и Б ¡-фаз от параметра решетки твердого раствора для сплава 1420 для двух значений концентрации лития в а-твердом растворе (Х"=0,5 и 1,0 %). Полученные данные о количестве интерметаллидных фаз, выделяющихся из твердого раствора при прокатке сплавов А1-М§-и, позволяют оценить относительное изменение объема при этом превращении

В целом предложенная расчетная методика направлена на то, чтобы придать результатам физико-химического анализа более объективный, количественный характер. При этом достоверность и эффективность этой методики будет увеличиваться по мере накопления результатов металловедческих исследований, выполненных с использованием этой методики.

20-

18-

16-

14-

о4 12-

10-

й-

§ 6-

4-

2-

0-

4,056

4,060

—I— 4,064

4,068

а , А

4,072

4,076

4,080

Рис. 1. Соотношение интерметаллидных фаз в сплаве 1420 (А1-5,2 ¡\ig-2,1 Ы) в зависимости от периода решетки твердого раствора для двух значений концентрации лития в а-твердом растворе

Глава IV. ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕКСТУРЫ а- И б'-ФАЗ ЛИСТОВ СПЛАВА Al-Mg-Li.Sc (1424)

В этой главе методами прямых и обратных полюсных фигур исследовано формирование текстуры прокатки в а- твердом растворе и 8'-фазе в различных сечениях 1,6-8 мм листов сплава системы А1-М§-1л-2п-8с (1424). Разработана модель расчета анизотропии предела текучести для сплавов системы А1-1Д учитывающая текстуру, объемное соотношение и относительную прочность а-твердого раствора и 5-фазы.

На рис. 2 приведено распределение текстуры а-твердого раствора и 5'-фазы по сечению листов толщиной 8 мм. Текстура а-твердого раствора характеризуется преобладанием Вг компонента {011 }<211> в среднем слое (8=0,5-1) 8 мм листа, где также присутствует более слабый 8 компонент {135}<211> (рис. 2а), в промежуточном слое (8=0,01-0,5) компонент {113}<332>. Кубический компонент текстуры рекристаллизации {001}<100> присутствует по всей толщине листа, при этом его интенсивность несколько снижается к центральным слоям. Текстура 5'-фазы (рис. 26) характеризуется аналогичным изменением ориентировок по сечению как и для а-твердого раствора - средний слой (8=0,5-1) имеет двухкомпонентную текстуру {011}<211>+{135}<211> с преобладанием первого компонента.

2 §

С

{0М|<211>

2 о С

5-1

4-

3-

2-

1 -

0-

0,25 0,5 0,75

Расстояние от поверхности листа, 8=2ДЙ0

а)

¡01])<211>

0,25

0,5

0,75

1,0

Расстояние от поверхности листа, 8=2Д1Л0 б)

Рис. 2. Распределение текстурных компонент а-фазы (а) и 8-фазы (б) по сечению листа сплава 1424 толщиной 8 мм

Холодная прокатка приводит как для а-твердого раствора, так и для §'-фазы к усилению Вг текстуры {011}<211> и распространению ее на все сечение листа. Кубический компонент текстуры рекристаллизации, наблюдаемый по всему сечению горячекатаного листа отсутствует после холодной прокатки.

На рис. 3 показана анизотропия механических свойств для листов толщиной 8 мм из сплава 1424. Видно, что в 45° направлении листов наблюдаются пониженные

значения прочностных характеристик и повышенные значения пластичности. Величина предела текучести в долевом и поперечном направлениях выше, чем в 45° направлении на 21 и 18% соответственно (см. рис. 3). При этом анизотропия относительного удлинения превышает 200%. Холодная прокатка практически не изменяет анизотропии прочностных свойств, но значительно увеличивает анизотропию относительного удлинения, которая составляет более 300% для листов толщиной 4 мм и более 800% для листов толщиной 1,6 мм.

Угол с направлением прокатки, град

Рис. 3. Анизотропия механических свойств для 8 мм листов става 1424

Для интерпретации анизотропии механических свойств получены ОПФ для трех направлений (НП, 45, ПН) листов толщиной 1,6-8 мм. На рис.4, приведены соответствующие ОПФ для 4 мм листа. Преимущество ОПФ для расчетов анизотропии заключается в том, что как это видно на рис. 2, текстура листов отличается неоднородностью по толщине. Поэтому ОПФ, полученные съемкой от поперечных сечений листа, дают усредненную по всему сечению листов информацию о текстуре. Важно отметить еще одну особенность текстуры листов сплава, которая видна на ОПФ для трех направлений в плоскости листа (рис. 4). Ориентация зерен в направлениях НП и ПН (рис. 4а и 4в) значительно более выраженная по сравнению с 45° направлением (рис. 46), что обусловлено симметрией текстурных компонент, при этом это различие усиливается с увеличением обжатия при холодной прокатке. Этот факт необходимо учитывать при интерпретации анизотропии механических свойств, в особенности анизотропии пластичности.

Рис. 4. ОПФ для различных направлений листа сплава 1424 толщиной 4 мм (МоКа-излучение): (а) направление прокатки (ЯП); (б) 45° направление; (в) поперечное прокатке направление (ПН); ф - (011}<211>; ♦ - {135}<211> ; ■ -{011}<Ю0>

Ниже приведены соотношения, используемые для вычисления анизотропии прочностных свойств:

а 0,2НП/ О 0,2 45=МНП/М45= ЦФШ Рш)45 / ЦФш РШ)НП ; сто.2пн/ СТ0,2 45=мпн/м45= £(Фьк, Р„и)45 / ЦФШ Р„к|)ш (5)

где: Фш - фактор Шмида для скольжения по системе {111 }<110> для ориентации оси нагружения, соответствующей нормали к плоскости (Ьк1); Рш - полюсная плотность рефлекса (Ьк1) на ОПФ для направлений под углами 0, 45 и 90° к направлению прокатки (НП, 45, ПН).

Рассчитанные значения анизотропии также как и экспериментальные характеризуются пониженным сопротивлением течения в 45° направлении, но в отличие от экспериментальных значений расчеты дают повышенное сопротивление течению в 90° направлении по сравнению с долевым направлением. Вероятно, что на анизотропию оказывает влияние выделение текстурированной 5'-фазы при холодной прокатке.

Для объяснения этого эффекта необходимо оценить влияние на анизотропию сплава упорядоченной по типу Ы2 §'-фазы. Для упорядоченных по типу Ъ12 структур скольжение по плоскостям куба при высоких значениях ЭДУ предпочтительнее скольжения в плотноупакованных плоскостях, поскольку в первом случае скольжение не приводит к нарушению порядка и не требует расщепления полной дислокации на две частичные с образованием полосы дефекта упаковки. Для неупорядоченного твердого раствора максимальная прочность соответствует ориентировке <111>, а минимальная - <100>. В отличие от этого, максимальная прочность для ЬЬ структуры соответствует направлению <100>, как это имеет место для монокристаллов никелевых жаропрочных сплавов, поскольку

при такой ориентировке фактор Шмида для скольжения по плоскостям куба {001 }<110> будет нулевым.

С учетом этого расчет анизотропии пределов текучести проводили в соответствии с уравнениями:

Мсплава(нп-45'пн,=рм,(нп'45'пн4 + (1- W,)M«nH)

_ нп, 45 .» НП / д * 45 . „ ПН/„ 45_ .. ПН/»ж 45 fe-\ о 0,2 ' С> ОД "^сплава ' Мсплава , СТ 0 2 / СГ0>2 ~ Мсгоива / МСШШва V0;

где: р =т5,{0о,1<П0>/та!Ш|<П0> - отношение приведенных напряжений сдвига для скольжения по системе {001 }<110> б'-фазы и скольжения по системе {111 }<110> а-фазы; MS, <™' пн»=Р(а-,Ф51«1,1)<,,0>Ра)нк1+1(Ф,'00,!<,,0>РДк|]-1; Ма № "^[ЦФ^"'^''^^]-1 а= т,|т|<по7тй100,!<||0> - отношение приведенных напряжений сдвига для скольжения по системам {111}<110> и {001}<110> для б'-фазы; W5. - объемная доля 5'-фазы.

На рис. 5 приведены результаты расчетов анизотропии пределов текучести, которые показывают, что варьирование значениями параметров аир позволяет в широких пределах изменять расчетные значения анизотропии для одной и той же текстуры и соотношения фаз. Совпадение расчетных и экспериментальных значений анизотропии достигается при следующих значениях параметров: а~3 и Р=6.

9-,

—1-.-1-.-1-1-—r^-1-1---1->-г-

1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5

_ s .6

а-Т {111}<110>'Т (001}<110>

Рис. 5 Зависимость величины среднеквадратического отклонения (Л) от отношения критических напряжений сдвига для б'-фазы (а = п;- ;; о /= ^¡т;; -11 о) для различных значений относительной прочности б- и а- фаз Ф=Аш}<п^(ш}<пв>): Л=[0М(<Г/о4Ч24)2)"+0,5((<Г/оа-1,18)2)0-'] *100%

Полученные значения параметров следует рассматривать только как эффективные значения отношений соответствующих критических напряжений

сдвига, которые дают возможность скорректировать расчеты анизотропии. Тем не менее, эти параметры имеют достаточно ясный физический смысл, поскольку величина параметра а пропорциональна энергии дефекта упаковки для о'-фазы, а величина параметра р определяется относительной прочностью 5'-фазы и а-твердого раствора. С этой точки зрения предложенная модель расчета анизотропии может быть основой для анализа влияния различных легирующих элементов на комплекс механических свойств и в том числе на их анизотропию.

Следует отметить, что расчетные также как и экспериментальные значения анизотропии пределов текучести для листов разной толщины отличаются незначительно, при этом экспериментальная анизотропия относительного удлинения увеличивается очень сильно. Вероятно, что анизотропия пластичности связана с тем, что в долевом и поперечном направлениях практически все зерна имеют одинаковую направленность, <112> и <111> соответственно (рис.4а и 4в), в то время как в 45° направлении зерна имеют широкий спектр ориентировок (рис. 46). При этом, степень выраженности ориентировок в долевом и поперечном направлениях усиливается с увеличением обжатия при холодной прокатке, а в 45° практически остается неизменной.

Вероятно, что в 45° направлении в большей степени обеспечивается совместность деформации кристаллитов по сравнению с долевым и поперечным направлениями, что и приводит к значительной анизотропии относительного удлинения.

Глава V. ПРИМЕНЕНИЕ МЕТОДА КОЛИЧЕСТВЕННОГО ФАЗОВОГО АНАЛИЗА ДЛЯ ИССЛЕДОВАНИЯ ФАЗОВОГО СОСТАВА НЕРАВНОВЕСНЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЯ

Высокотемпературная пайка конструкций из алюминиевых сплавов обычно выполняется с использованием припоев на основе эвтектического силумина. Паяные соединения, выполненные такими припоями, отличаются герметичностью, удовлетворительными механическими свойствами и высокой коррозионной стойкостью.

Однако температура пайки припоями на основе двойных силуминов чрезвычайно высока из-за высокой температуры плавления эвтектики (577 °С) в системе Al-Si и для большинства высокопрочных алюминиевых сплавов неприемлема.

Выбор тройной системы Al-Si-Ge в качестве базовой при разработке припоев для пайки алюминиевых сплавов обусловлен тем, что германий понижает

температуру эвтектического превращения L -» a+P(Si,Ge) с 577 до 420 °С и, следовательно, снижает температуру ликвидус Al-Si сплавов.

Рентгеновский анализ показал наличие в структуре сплавов кроме твёрдого раствора на основе алюминия двух избыточных фаз: p-твёрдого раствора на основе Si и Р-твёрдого раствора на основе Ge, которую в дальнейшем будем называть рн-фазой. В первой фазе (Р) вторым компонентом являлся германий, во второй фазе (Р„) - кремний. В этих фазах алюминия обнаружено не было.

Количественное соотношение фаз в сплавах Al - Si -Ge определяется из следующего выражения:

WJWb/W. = ÍAY^-1 l{Xt1™-] (7)

p A {»tíizri/ Utr^rJ./Uír^rJ,.

где: Wa, Wp, - массовые доли a, p и p„ —фаз; - экспериментальные значения

интенсивности рефлекса (hkl) для a, р и рн -фаз, соответственно; j"J -

теоретические значения интенсивности рефлекса (hkl) для a, р и Р„ -фаз, соответственно; n, m и к - количество рефлексов на рентгенограммах ос, р и Ge -фаз, которые учитывались при расчетах (см. ниже).

Экспериментальные интенсивности рефлексов соответствующих фаз определяли из рентгенограмм. При этом использовали четыре рефлекса (n=4) а-фазы: (200), (220), (311) и (222); три рефлекса (т=3) р-фазы: (111), (220) и (311); два рефлекса (к=2) Р„ -фазы: (111) и (311). Теоретическую интенсивность рефлексов рентгенограммы определяли из выражения:

j теар -

-f- = -i-K(e)Phklk,|F2| (8)

1 о V ,ч

где 10- интенсивность первичных лучей; V„4 - объем элементарной ячейки; К(0)-угловой множитель; Phkt - множитель повторяемости; kt - тепловой множитель; |Р2|-структурный множитель (F2= 1 óf2 для a-фазы; F2=32f2 для рефлексов (111), (311) и ¥1=64f для рефлекса (220) Р- и Р„ -фаз); f- атомная функция рассеяния.

Величины теплового множителя и в особенности атомной функции рассеяния зависят от химического состава фаз. Для оценки химического состава альфа-, бета- и рн -фаз использовали известные из литературы зависимости параметров решетки твердых растворов Al-Ge, Al-Si, Si-Ge. Для a - фазы исходили из того, что количество Si в твердом растворе в зависимости от состава сплава изменяется незначительно и ее величину (X", )определи на основании минимизации

суммарной разности химического состава сплавов, полученных

экспериментальным и расчетным путем. При этом процедуру минимизации осуществляли также и для ве, содержание которого в твердом растворе определяли из соотношения:

---(9)

ДЙЛ

Для р(р„) - фаз:

Ym/v _ s пп\

' ~ Í АаУи'~)

где: A'¿</'*)-содержание Ge в а-и Р(Р„)-фазах соответственно;!—] , ,

S7 V^ Л«

— - изменение параметра решетки на единицу изменения состава а- и Р(РН)-

ЬХ ) Ge

фаз.

После определения химического состава а, р и рн - фаз вычисляли атомные функции рассеяния для всех рефлексов каждой из фаз по следующим соотношениям:

Л,-„-с,=(1 - /100-Л',«/100)/,,+ X"jcjm+ xifs/m (i i)

/,„.,=О - A-r-vioo)/,+ x^fajm

где: /,,, /s, /,„,- атомные функции рассеяния для алюминия, кремния и германия, соответственно.

Сопоставление результатов, полученных химическим анализом, и расчетов на основании рентгеноструктурного метода показывает их удовлетворительное соответствие, что свидетельствует об адекватности методической и расчетной процедур. Результаты количественного фазового анализа и определения химического состава фаз в сплавах с различным содержанием легирующих компонентов использовали для оптимизации состава сплавов и условий получения их в равновесном состоянии.

Исследования методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) показали, что при содержании в сплавах 2 и 3,8% Ge температура эвтектического превращения близка к температуре эвтектической реакции в системе Al-Si, но при введении в сплав 7,7% Ge температура начала эвтектического превращения снижается до 565°С. Судя по характеру тепловых эффектов на ДСК-

кривых, снижение температуры начала эвтектического превращения продолжается по мере увеличения содержания германия: так, в сплаве А1-7,58ь2Ше она соответствует 544°С, а в сплаве А1-78ь24Се - 533 °С.

Показано также, что с увеличением содержания германия резко увеличивается температурный интервал эвтектической кристаллизации. Так для сплава с 21 % Се он составляет ~ 90°С , причём у сплава А1-78'1-24Се температура конца эвтектического превращения (449°С) всего на 29°С выше температуры эвтектической реакции в двойной системе АЮе. Всё это свидетельствует о неравновесных условиях кристаллизации при получении слитков тройной системы А1-81-Ое.

Количественный рентгеноструктурный анализ дает возможность определить не только соотношение фаз, но и их химический состав. Это позволяет анализировать особенности протекания фазовых превращений в сплавах различного состава, что особенно важно для случая неравновесной кристаллизации. Сплавы с 2 мас.% ве также как и с 3,8 мае. % Ое состоят из двух фаз: а - твердого раствора на основе А1 и (3 - фазы (твердый раствор ве в 81). Сплавы с 7,7- 24 мае. % Се, помимо а - твердого раствора и р - фазы, содержат также неравновесную р„ - фазу .

На рис. 6 приведены зависимости от концентрации ве количества Р„ -фазы, а также содержания Ое в р - и Р„ -фазах. Содержание йе в Р - фазе составляет 4,8 и 17,5 мас.% для сплавов с 2 и 3,8 мас.% бе. При увеличении содержания ве в сплаве от 7,7 до 24 мае. % содержание ве в р - фазе изменяется от 24 до 64 мас.%, при этом его содержание в р„ -фазе почти не меняется (93-99 мас.%.), а количество Ое-фазы увеличивается от 0,4 до 5,2 % (рис. 6).

Присутствие в составе эвтектики двух избыточных фаз (Р и р„) противоречит фазовым равновесиям в системе А1-81-Се, что является следствием неравновесной кристаллизации и крайне низкой диффузионной подвижности атомов германия в р-фазе.

Неравновесная структура слитков из сплавов системы АЬБьОе с высоким содержанием германия вызвала значительные трудности при попытке получить деформированные полуфабрикаты - листы, фольгу, плакированные слои на сплавах, предназначенных к пайке. Проблему удалось решить с помощью комплексного подхода, включающего выбор состава сплава, обеспечивающего полное растворение Р„ -фазы после гомогенизирующего отжига в твёрдо-жидком состоянии с нагревом выше температуры неравновесного солидуса (Т8). Для оптимизации состава сплавов и условий получения их в равновесном состоянии

использовали результаты количественного фазового анализа и химического состава фаз в сплавах с различным содержанием легирующих компонентов.

х "•>,%

20

1 1 ' 1 ' 1 ' 1 <-г г 4 . ! . 1 . -, -1 ■

3„ - фаза 6

2 / оу 7а а8 .-аз'' р-фаза ' .Л'

Ь'У . •"И" А' ---- 3 -

ю %

1—I—I—'—Г-!—г 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 24 26

ХЕ,°, масс.%

Рис. 6. Зависимость от концентрации Се в сплавах количества (1,,-фазы, а также содержания Се в /}■ и Д, -фазах

На рис, 6 видно, на какой основе нужно оптимизировать состав припоя. Сплавы, содержащие более 12,7% йе (сплавы 4 - 6) характеризуются широким интервалом кристаллизации из-за значительной доли неравновесной Р„ -фазы (1,7 -5,2%), которую практически невозможно растворить в течение разумных времен изотермических выдержек. В сплавах, содержащих менее 7 % Се доля р„ -фазы незначительна или вовсе отсутствует, однако при этом имеет место слишком высокая температура ликвидуса. Как оптимальный вариант был выбран интервал концентраций, включающий (8-10)%81 и (10-12)%Се. Этому интервалу концентраций соответствовали -1% Р„ -фазы и -12% р-фазы, содержащей ~30% Бе.

Калориметрическое исследование показало, что при таком диапазоне содержания легирующих элементов сплав имеет температуру плавления 515-555°С, температурный интервал плавления после гомогенизирующего отжига не превышает 20-40°С.

Результаты механических испытаний паяных соединений из сплавов системы А1-М£-8с (01515, 01523) показали, что снижение температуры пайки до 560 °С при использовании припоя Ал ЮГ позволяет повысить прочность паяных конструкций на 30-40 МПа по сравнению с использованием припоев на основе эвтектического силумина.

Быстрая кристаллизация со скоростями охлаждения более 105 К/с приводит к появлению в алюминиевых сплавах метастабильных состояний: резкому диспергированию всех структурных составляющих, включая уменьшение размера зерна и частиц вторых фаз, расширению областей твердых растворов, к появлению новых метастабильных фаз. Тем не менее, технологии быстрой кристаллизации в гораздо большей степени проявляют повышенную чувствительность к параметрам технологического процесса и требуют разработки адекватной процедуры контроля, прежде всего степени пересыщения твердого раствора, количества выделившихся интерметаллидных фаз, а также стабильности фазового состава сплавов при естественном и искусственном старении. Для решения этих вопросов необходимо развитие методов фазового анализа.

Для определения фазового состава БЛ использовали уравнения баланса элементного состава и фаз в сплаве аналогично сплавам системы А1-М§-Ы с учетом экспериментально обнаруженных в сплавах интерметаллидов А132г и А18бСгн:

тх^ХЖ+Х^ЧУ^ (12)

К+ и^с>м=юо

где: Х"и, Х'1 Х°г- концентрации А1, Ъх и Сг в сплаве, соответственно (%); УУа, \У.ЩУг, ^!1»,сгм - массовый % а-, А13гг - и А18бСг14-фаз, соответственно; Х% ,Х^-С'и, Х"/г, X ";7', Х"Сг, X,- концентрации А1, Ъх и Сг в а-, А132г - и А186СГ|4-фазах, соответственно.

Значения параметров Х%,гг, Х^'"Сг", Х?/', Х£"с'" рассчитываются из стехиометрии А\ъЪх - и А18бСГ|4-фаз. Величины Х"/г и X", определяются из экспериментально измеряемого параметра решетки твердого раствора (аа):

„а I Да" а а + Х?.г

Ж)Гг _ (13)

В случае Ъх, для которого отсутствовали экспериментальные данные, для

(АаУ

оценки — использовали расчетные зависимости, основанные на разнице

уАХ )2г

атомных объемов:

Г=[(Д,Г/0А,)|/3-1]аД|==+ 1,19 Ю-3 А/масс.%.

Лг

Полученные результаты демонстрируют сложный характер процессов в метастабильных сплавах А1. Скорость охлаждения в основном влияет на стабильность твердого раствора по отношению к длительным выдержкам при комнатной температуре. Сравнительно низкие скорости охлаждения (105-106 К/сек) позволяют получить значительное пересыщение твердого раствора, однако он подвержен распаду уже при комнатной температуре. При этом скорость охлаждения по разному влияет на стабильность твердого раствора при закалке и естественном старении по отношению к атомам замещения определенного сорта. Так после закалки с высокими скоростями охлаждения (>5x105 К/сек) при естественном старении происходит распад твердого раствора с выделением фазы А132г. При низких скоростях закалки (<5x105 К/сек) распад твердого раствора более интенсивно идет за счет образования А186Сг|4 фазы. Многокомпонентный сплав А1-№-У-Сг-гг более стабилен при естественном старении по сравнению с трехкомпонентным сплавом А1-Сг-2г.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Для сплавов на основе системы А1-М§-Ь1 разработана методика расчета количества 8, и 8'-фаз на основании экспериментального измерения параметров решетки а-твердого раствора, при этом содержание лития в твердом растворе служит в качестве варьируемого параметра.

2. Показано, что разработанная методика может эффективно использоваться для количественной интерпретации результатов исследований влияния термической и термомеханической обработок на фазовый состав сплавов, а также при оптимизации составов сплавов на основе системы А1-М§-Ы.

3. На примере промышленных сплавов 1420 и 1424 показано, что информация о количественном соотношении интерметаллидных фаз позволяет оценить объемные и линейные изменения в сплавах при термообработке и пластической деформации

4. Показано, что текстура а-твердого раствора в среднем слое 8 мм листа характеризуется сильным {011}<211> компонентом и более слабым {135}<211> компонентом; в поверхностном слое преобладает компонент {113}<332> и по всему сечению присутствует кубический компонент {001}<100>.

5. Текстура 5'-фазы характеризуется аналогичным изменением ориентировок по сечению как и для а-твердого раствора - средний слой имеет двухкомпонентную текстуру {011}<211>+{135}<211> с преобладанием первого компонента.

6. Увеличение суммарного обжатия при холодной прокатке приводит как для а-твердого раствора, так и для 5'-фазы к усилению текстуры {011}<211> и распространению ее на все сечение листа.

7. Анизотропия механических свойств листов сплава характеризуется более высоким пределом текучести в долевом и поперечном направлениях и пониженной пластичностью по сравнению с 45° направлением.

8. Предложена модель расчета анизотропии предела текучести для сплавов системы Al-Li, учитывающая текстуру, объемное соотношение и относительную прочность а- твердого раствора и 5'-фазы.

9. Исследовали фазовый и химический состав сплавов системы Al-Si-Ge с целью разработки припоев с температурой ликвидуса ниже 570 °С. Применительно к сплавам этой системы разработаны методы количественного фазового анализа на основе экспериментального определения периодов решетки фаз и интенсивностей их рентгеновских дифракционных линий.

10. Результаты количественного фазового анализа и определения химического состава фаз в сплавах Al-Si-Ge с различным содержанием легирующих компонентов использовали для оптимизации состава припоев из этих сплавов и условий получения их в равновесном состоянии.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. Ильин A.A., Захаров В.В., Бецофен М.С., Осинцев O.E., Ростова Т.А Текстура и анизотропия механических свойств сплава Al-Mg-Li-Zn-Sc. Металлы, 2008, №5, с.57-65.

2. С.Я. Бецофен, A.A. Ильин, О.Е.Осинцев, М.С. Бецофен Фазовый состав и объемные эффекты фазовых превращений в алюминиевых сплавах. Металлы, 2008, №6, с. 70-77.

3. O.E. Осинцев, С.Я. Бецофен, В.Ю. Конкевич, М.С. Бецофен, В.В. Степанов Исследование фазового состава сплавов системы Al-Si-Ge применительно к созданию припоев для пайки алюминиевых сплавов. Металлы, 2009, №3, с. 52-59.

4. Осинцев O.E., Конкевич В.Ю., Степанов В.В., Бецофен М.С. Исследование сплавов системы Al-Si-Ge с целью создания припоев для пайки алюминиевых сплавов. Технология легких сплавов, 2007, №3, с.34-41.

5. Ильин A.A., Бецофен М.С., Сарычев С.М., Ашмарин A.A. Рентгеноструктурные методы определения химического и фазового состава в поверхностных слоях конструкционных материалов. Сборник трудов VI Всероссийской с международным участием научно-технической конференции «Быстрозакапенные материалы и покрытия», МАТИ, 2007, с. 79-84.

6. Бецофен М.С., Клубова Е.В., Пинижанина О.В. Влияние текстуры твердого раствора и 5'-фазы на анизотропию механических свойств сплава 1424. Научные труды Международной молодежной научной конференции XXXIV Гагаринские чтения, 2008, с. 13-14.

7. Бецофен М.С., Клубова Е.В., Пинижанина О.В. Количественный фазовый анализ алюминиевых сплавов. Научные труды Международной молодежной научной конференции XXXIV Гагаринские чтения, 2008, с. 14-15.

Подписано в печать 14.05.2009. Объем - 1 п.л. Формат 60x84 1/16. Тираж - 100 экз. Заказ №95 Издательско-типографский центр МАТИ 109240, Москва, Берниковская наб., 14

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1 Состояние вопроса.

1.1. Применение алюминиевых сплавов в современном самолетостроении.

1.2. Al-Mg сплавы, легированные скандием.

1.3. Структура, фазовый состав и особенности деформационного поведения сплавов с литием и скандием.

1.4. Текстура и анизотропия механических свойств сплавов с литием и скандием.

Актуальность работы

Многочисленные исследования современных алюминиевых сплавов показали, что высокие эксплуатационные свойства этих сплавов достигаются с помощью усложнения их состава и технологии получения полуфабрикатов. Эти сложности дополняются необычным характером корреляций между составом, структурой, технологиями и служебными свойствами.

Для сплавов с литием и скандием эффекты охрупчивания при длительных эксплуатационных нагревах, анизотропии механических свойств, образования полос сдвига сложным образом связаны с химическим и фазовым составом, кристаллографической текстурой, а также концентрацией легирующих элементов в твердом растворе. Показано, что в сплавах с литием и скандием анизотропия механических свойств значительно выше, чем в сплавах других систем легирования, при этом текстура в них практически идентична. Для интерпретации этих особенностей сплавов с литием и скандием необходимо разработать количественные методы фазового анализа этих сплавов, а также теоретические методы оценки анизотропии механических свойств на основании экспериментальных данных о количественном соотношении и текстуре а-твердого раствора и 5-фазы.

Количественный фазовый анализ необходим практически для всех сплавов алюминия, поскольку позволяет придать объективный характер процессам оптимизации составов сплавов и технологии обработки. Тем не менее, в наибольшей степени количественный анализ состава фаз и их соотношения необходим при оптимизации состава припоев с контролируемой температурой расплавления — затвердевания, а также для сплавов, полученных быстрой закалкой из расплава. В последнем случае степень пересыщения твердого раствора легирующими элементами определяет количество интерметллидных фаз, соответственно механические свойства сплава, а также степень стабильности сплава при искусственном и естественном старении.

Для алюминиевых сплавов количественный фазовый анализ сопряжен с рядом принципиальных трудностей. В первую очередь это связано с тем, что в подавляющем большинстве объектов исследования присутствует текстура, что требует введения поправок в относительные величины интегральных интенсивностей фаз. Получение порошковых бестекстурных проб существенно осложняет процедуру анализа, а в случае деформационно-нестабильных сплавов принципиально недопустимо. Другой не менее важной проблемой является наличие в сплавах дисперсных фаз, дающих расширенные структурные рефлексы, интенсивности которых трудно измерить с необходимой точностью.

Поэтому представляется актуальным разработка универсального метода количественного фазового анализа для А1 сплавов и проведение исследований влияния соотношения фаз и текстуры а-твердого раствора и S'-фазы в сплаве системы Al-Mg-Li-Zn-Sc на анизотропию механических свойств листов сплава, а также влияния состава сплавов Al-Si-Ge на количественное соотношение и химический состав фаз с целью оптимизации состава припоев из сплавов этой системы легирования.

Цель работы состояла в разработке эффективных методов количественного фазового анализа для А1 сплавов и установлении влияния количественного соотношения фаз на анизотропию механических свойств сплавов на основе системы Al-Mg-Li и служебные характеристики припоев из сплавов системы Al-Si-Ge.

Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

1. Разработать метод количественного фазового анализа на основе прецизионного измерения параметров решетки твердого раствора алюминия для сплавов систем Al-Mg-Li и Al-Si-Ge.

2. На основе количественного фазового анализа изучить влияние химического состава сплавов алюминия и технологии их обработки на объемные и линейные эффекты превращения при деформации и термической обработке.

3. Исследовать формирование текстуры а-твердого раствора и 5-фазы в различных сечениях листов сплава 1424 в зависимости от степени деформации при прокатке.

4. Установить влияние фазового состава и текстуры а- и 8'-фаз сплава 1424 на анизотропию механических свойств листовых полуфабрикатов.

5. Исследовать влияние состава сплавов Al-Si-Ge на количественное соотношение фаз и их химический состав для оптимизации состава припоев из этих сплавов.

Научная новизна работы состоит в следующем:

1. Впервые для сплавов на основе системы Al-Mg-Li разработана методика расчета количества Si и 5'-фаз на основании экспериментального измерения параметров решетки а-твердого раствора, при этом содержание лития в твердом растворе служит в качестве варьируемого параметра, показано также, что информация о количественном соотношении интерметаллидных фаз позволяет оценить объемные и линейные изменения в сплавах при термообработке и пластической деформации

2. Развита и реализована модель расчета анизотропии предела текучести для сплавов системы Al-Li, учитывающая текстуру, объемное соотношение и относительную прочность а- твердого раствора и б'-фазы.

3. Экспериментально установлены закономерности формирования текстуры при прокатке сплава системы Al-Mg-Li-Sc, включающие аналогичный характер текстуры а- и 8'-фаз при теплой и холодной прокатке по всем сечениям листов.

4. Показано, что особенности анизотропии механических свойств сплавов алюминия с литием определяются отличающимся от а-твердого раствора механизмом деформации упорядоченной по типу Ыг 8'-фазы.

Практическая значимость работы:

1. Показано, что разработанные методики количественного фазового анализа и определения объемных и линейных эффектов выделения интерметаллидных фаз могут быть эффективно использованы для контроля и оптимизации химического состава, технологий термической и термомеханической обработок литейных и деформируемых сплавов алюминия, в том числе и для сплавов на основе системы Al-Mg-Li.

2. Результаты количественного фазового анализа и определения химического состава фаз в сплавах Al-Si-Ge с различным содержанием легирующих компонентов использованы для контроля и оптимизации состава припоев из этих сплавов и условий получения их в равновесном состоянии.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Для сплавов на основе системы Al-Mg-Li разработана методика расчета количества Si и б'-фаз на основании экспериментального измерения параметров решетки а-твердого раствора, при этом содержание лития в твердом растворе служит в качестве варьируемого параметра.

2. Показано, что разработанная методика может эффективно использоваться для количественной интерпретации результатов исследований влияния термической и термомеханической обработок на фазовый состав сплавов, а также при оптимизации составов сплавов на основе системы Al-Mg-Li.

3. На примере промышленных сплавов 1420 и 1424 показано, что информация о количественном соотношении интерметаллидных фаз позволяет оценить объемные и линейные изменения в сплавах при термообработке и пластической деформации

4. Показано, что текстура а-твердого раствора в среднем слое 8 мм листа характеризуется сильным {011}<211> компонентом и более слабым {135}<211> компонентом; в поверхностном слое преобладает компонент {113}<332> и по всему сечению присутствует кубический компонент {001}<100>.

5. Текстура б'-фазы характеризуется аналогичным изменением ориентировок по сечению как и для а-твердого раствора — средний слой имеет двухкомпонентную текстуру {011}<211>+{135}<211> с преобладанием первого компонента.

6. Увеличение суммарного обжатия при холодной прокатке приводит как для а-твердого раствора, так и для б'-фазы к усилению текстуры {011}<211> и распространению ее на все сечение листа.

7. Анизотропия механических свойств листов сплава характеризуется более высоким пределом текучести в долевом и поперечном направлениях и пониженной пластичностью по сравнению с 45° направлением.

8. Предложена модель расчета анизотропии предела текучести для сплавов системы Al-Li, учитывающая текстуру, объемное соотношение и относительную прочность а- твердого раствора и 5'-фазы.

9. Исследовали фазовый и химический состав сплавов системы Al-Si-Ge с целью разработки припоев с температурой ликвидуса ниже 570 °С. Применительно к сплавам этой системы разработаны методы количественного фазового анализа на основе экспериментального определения периодов решетки фаз и интенсивностей их рентгеновских дифракционных линий.

10. Результаты количественного фазового анализа и определения химического состава фаз в сплавах Al-Si-Ge с различным содержанием легирующих компонентов использовали для оптимизации состава припоев из этих сплавов и условий получения их в равновесном состоянии

- 142

1. Starke Е.А., Csontos A.S. Aluminum alloys for aerospace applicatious. Aluminum alloys, vol.4, p 2077-2089, 1998.

2. Fridljander J.N., Sirjajava N.V., Ambarcumiun S.M. Dentsces Pat. №1519021, 1967, C.22c; 21/00

3. Елагин В.И., Захаров B.B. Металловедческие тенденции в развитии материалов на основе алюминиевых сплавов. В кн. Фундаментальные проблемы Российской металлургии на пороге XXI века. РАЕН, Отдел металлургии, Т2, М.: 1998, С.22-60.

4. Колачев Б.А., Елагин В.И., Ливанов В.А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. М.: МИСИС, 1999, 416 с.

5. Колобнев Н.И., Фридляндер И.Н. Алюминийлитиевые сплавы новый этап снижения массы летательных аппаратов. В сб. Авиационные материалы на рубеже XX-XXI веков. М.: ВИАМ, 1994, С.89-92.

6. Давыдов В.Г. Металловедческие и технологические исследования алюминиево-литтиевых сплавов на современном этапе. ТЛС, № 4, 1996. С. 15-25.

7. Елагин В.И. Основные направления развития высокопрочных алюминиевых сплавов на основе систем Al-Cu-Mg и Al-Zr-Mg-Cu для авиации, ТЛС, № 4, 1985, С.15.

8. Международный транслятор современных сталей и сплавов. Т.З./Под ред. Вс. Кершенбаума, М.: Наука и техника, 1999, 668 с.

9. Металловедение алюминия и его сплавов. Справ. изд./Отв. ред. И.Н. Фридляндер. М.: Металлургия, 1983, 280 с.

10. Елагин В.И. Развитие работ по легированию алюминиевых сплавов переходными металлами. ТЛС, № 9, 1989, С.5-14.

11. Елагин В.И. Легирование деформируемых алюминиевых сплавов переходными металлами. М. Металлургия. 1975. 248 с.12.