автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Влияние эвтектикообразующих элементов на структуру и свойства высокопрочных сплавов системы Al - Zn - Mg

На правах рукописи

ШМППППГ

| оозаезэео

ч.________)

Чеверикин Владимир Викторович

«Влияние эвтектикообразующих элементов на структуру и свойства высокопрочных сплавов системы A\-Zn- М|р>

Специальность 05 16 01 «Металловедение и термическая обработка металлов»

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

1 4 ИЮН 2007

Москва 2007

Диссертационная работа выполнена на кафедре металловедения цветных

металлов Московского государственного института стали (технологического университета)

Научный руководитель

Профессор, доктор технических наук Белов И А ЬСАУЧНЫЙ КОНСУЛЬТАНТ

Профессор, доктор технических наук Золоторевский В С

ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОППОНЕНТЫ Доктор технических наук Захаров В В Кандидат технических наук Антипов В В

ВЕДУЩЕЕ ПРЕДПРИЯТИЕ ОАО "Авиакомплекс им С В Ильюшина"

и сплавов

Защита диссертации состоится » ¿^^^ 2007 г

часов на заседании

Диссертационного совета Д 212 132 08 при Московском государственном институте стали й сплавов (технологическом университете) по адресу 119049, г Москва, ГСП-1, Ленинский проспект, д 4, ауд 436 I

Справки по телефону 237-84-45

Автореферат разослан ¡^¿¿¿ЬгЛ 2007 г

Ученый секретарь Диссертационного совета, проф

Мухин С И

ВВЕДЕНИЕ Актуальность работы

Развитие современной техники предъявляет все более высокие требования к материалам Стандартные литейные и деформируемые сплавы на основе алюминия часто не отвечают этим требованиям, что вынуждает использовать более дорогие материалы, в частности, полученные по специальным технологиям (сверхбыстрая кристаллизация, механическое легирование, замешивание в расплав ультрадисперсных частиц и т д ) Высокая стоимость последних существенно ограничивает производство и потребление готовых изделий

В связи с этим для фасонного литья актуален поиск состава сплавов, из которых можно получать на имеющемся оборудовании высококачественные фасонные отливки с более высоким уровнем эксплуатационных свойств, чем у отливок из известных сплавов Наилучшими литейными свойствами обладают сплавы, имеющие достаточно большое количество эвтектической составляющей Среди промышленных алюминиевых сплавов к ним относятся силумины (на базе алюминиево-кремниевой эвтектики), которые нашли очень широкое применение Однако для изделий новой техники уровень прочности (ств<400 МПа), обеспечиваемых силуминами, часто оказывается недостаточным С другой стороны, наиболее прочные известные литейные сплавы на базе систем Al-Cu (типа АМ5) и Al-Zn-Mg-Cu (ВАЛ 12) отличаются очень низкой технологичностью при получении фасонных отливок Поэтому повышение прочности новых сплавов должно обязательно сочетаться с высокой коррозионной стойкостью и хорошей технологичностью при литье всеми прогрессивными методами с использованием многоразовых металлических форм

Среди деформируемых алюминиевых сплавов наиболее высокопрочными являются сплавы на основе системы Al-Zn-Mg-Cu Их недостатком является то, что повышение прочности за счет увеличения концентраций цинка, магния и меди (сплавы типа В96Ц-3) приводит к снижению пластичности, трещиностойкости, коррозионной стойкости и повышению чувствительности к примесям Это вынуждает использовать высокочистые шихтовые материалы, что удорожает сплавы, и более мягкие режимы старения (Т2 вместо Т1), что приводит к потере прочности Кроме того, высокопрочные сплавы на базе системы Al-Zn-Mg-Cu отличаются низкой технологичностью, в частности, при литье слитков, обработке давлением и сварке плавлением

Проведенные в последние годы на кафедре металловедения цветных металлов МИСиС работы по исследованию влияния добавки никеля на структуру и свойства литейных и деформируемых сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu (типа ВАЛ 12 и В95) показали возможность в существенной степени устранить вышеперечисленные недостатки В результате был создан сплав АЦ6Н4, который является наиболее прочным (ав~530 МПа) из известных свариваемых алюминиевых сплавов Однако наличие в этом сплаве меди приводит к недостаточной общей коррозионной стойкости а также расширяет интервал кристаллизации, ухудшая литейные свойства Кроме того, медь, образующая в

алюминиевых сплавах соединения с никелем и заметно снижающая температуру солидуса, что мешает достижению более высоких механических и технологических свойств

Решению задачи получения высокой прочности безмедистых литейных и деформируемых сплавов на базе системы А1-7п-М§ в сочетании с хорошими технологическими свойствами за счет оптимального легирования эвтектикообразующими элементами (N1, Бе и БО и посвящена данная работа

Цель работы Повышение эксплуатационных и технологических свойств высокопрочных литейных и деформируемых сплавов с использованием в качестве базовой системы А1-2п-М{*-ЭД, где ЭД - эвтектикообразующая добавка

Для достижения поставленной цели необходимо было установить закономерности влияния ЭД (Ие, N1 и 81) на структуру, механические, коррозионные и технологические свойства сплавов системы А1-2п-М§ и на основе полученных закономерностей дать рекомендации по составу новых высокопрочных литейных и деформируемых сплавов, превосходящих промышленные аналоги по совокупности основных характеристик

В работе решались следующие конкретные задачи

1 Построение фрагментов фазовых диаграмм системы А1-7п-М§-№-Ре-81 и выявление наиболее перспективных композиций,

2 Установление влияния эвтектикообразукяцих элементов (Бе, N1 и БО на структуру, ческие, коррозионные и технологические свойства сплавов системы

3 Разработка высокопрочных алюминиевых сплавов эвтектического типа с улучшенным комплексом эксплуатационных и технологических свойств по сравнению с известными аналогами, а

технологических режимов получения из них фасонных отливок и деформированных полуфабрикатов

Научная новизна

1 Построены фрагменты многокомпонентных фазовых диаграмм системы Al-Zn-Mg-Ni-Fe-Si, что послужило научной основой для выбора композиций, которые позволили оптимизировать состав и структуру высокопрочных литейных и деформируемых сплавов на основе термически упрочняемой алюминиевой матрицы с эвтектическими фазами

2 lía примере композиций Al-7%Zn-3%Mg-4%Ni (с фазой AI3N1), Al-7%Zn~10%Mg-4%Si (с фазой Mg2Si) и Al-7%Zn-3%Mg-l%Ni-0,8%Fe (с фазой Al9NiFe) показано, что добавки эвтекткообразующих элементов приводят к повышению прочностных свойств за счет глобулярных частиц эвтектических фаз и улучшению литейных свойств (в частности показателя горячеломкости) в результате сужения эффективного интервала кристаллизации по сравнению с базовым сплавом Al-7%Zn-3%Mg

3 Показано, что наличие глобулярных относительно равномерно распределенных включений эвтектических фаз ускоряет распад пересыщенного алюминиевого твердого раствора при старении и препятствует образованию грубых зернограничных выделений фазы T-AhMg3Zn3, характерных для сплавов системы Al-Zn-Mg Благодаря этим структурным эффектам происходит переход от межзеренного к внутризеренному разрушению, что приводит к повышению характеристик прочности, пластичности и стойкости против коррозионного растрескивания Практическая значимость работы

1 Предложен и запатентован высокопрочный литейный алюминиевый сплав АЦ7МгЗН4 (патент РФ № 2245388 МПК7 С22С21/00, 2005 г), обладающий наилучшим сочетанием литейных и механических свойств (ав>600 МПа, стог^ОО МПа, 5>5%) по сравнению с самыми прочными промышленными аналогами типа АМ5 и ВАЛ 12, а также экспериментальным сплавом АЦ6Н4

2 Предложен и запатентован высокопрочный деформируемый свариваемый сплав 019705 на основе алюминия (патент № 2288965 МПК7 С22С21/10, 2006 г), обладающий прочностными свойствами (Ств>700 МПа, а02>680 МПа при 5>5%) и технологичностью выше, чем у промышленных аналогов типа В96Ц-3

3 Разработаны режимы (включая технологическую документацию) получения и термообработки фасонных отливок и деформированных полуфабрикатов из новых сплавов (НОУ-ХАУ № 116-013-2005, НОУ-ХАУ № 117-013-2005, НОУ-ХАУ № 118-013-2005, НОУ-ХАУ № 119-013-2005)

4 Высокопрочный литейный сплав АЦ7МгЗН4 успешно прошел опробование при получении фасонных отливок литьем в серийные кокиля в условиях предприятий ОАО "Авиакомплекс им С В Ильюшина" и ОАО "Воронежское акционерное самолетостроительное объединение" (ВАСО)

Апробация работы

Основные материалы диссертационной работы доложены и обсуждены

• на 2-й Евразийской научно-практической конференции "Прочность неоднородных структур ПРОСТ-2004", 20-22 апреля 2004 г , МИСиС,

• на семинаре «Научно-технологическое обеспечение деятельности предприятий, институтов и фирм, МИСиС, 17 11 2004 г ,

• на семинаре "New Advanced Materials and Coatings", Прага, 30 ноября 2004 г ,

• На Всероссийской выставке научно-технического творчества молодежи, Москва, ВВЦ, 20 - 24 июня, 2006 г ,

• На 10-й Международной конференции «Aluminium Alloys», Ванкувер, Канада, 9-13 июля 2006 г

Результаты диссертационной работы отражены в 5 публикациях По результатам работы получены 2 патента РФ и 4 НОУ-ХАУ, а также составлена технологическая документация Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, б глав, выводов, библиографического

В

списка из 111 источников и 7 приложений Работа изложена на 179 страницах машинописного текста, содержит 37 таблиц и 73 рисунка

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ 1.0бзор литературы

данном разделе рассмотрены опубликованные результаты исследований влияния эвтектикообразующих элементов на фазовые превращения, структуру и свойства высокопрочных сплавов |ягетем А1 - Zn - Mg, A1 - Zn - Mg - Си Проанализированы установленные закономерности повышения литейных и механических характеристик сплавов за счет легирования алюминиевых сплавов Ьвтектикообразуюгцими элементами и термической обработки Рассмотрено также влияние небольших добавок циркония и скандия на структуру и свойства алюминиевых сплавов и основные закономерности коррозионного поведения сплавов систем Al-Zn-Mg и Al-Zn-Mg-Cu в зависимости от их состава и структуры

ITjo обзору литературы были сделаны следующие основные выводы

а) сплавы системы Al-Zn-Mg-(Cu) являются самыми прочными среди промышленных алюминиевых сплавов, но из-за плохих литейных свойств они практически не могут использоваться как литерные,

б) для повышения литейных свойств высокопрочных сплавов на базе системы Al-Zn-Mg целесообразно использовать добавки никеля, железа и кремния при условии, что эти элементы входят в| состав фаз эвтектического происхождения, в частности AI3N1, AljFeNi, Mg2Si,

в) поскольку четверные и более сложные фазовые диаграммы системы Al-Zn-Mg-Ni-Fe-Si

практич практич

кафедре экспери

5ски не изучены, необходимо экспериментальное построение наиболее важных, с ;ской точки зрения, фрагментов этих диаграмм

2.Методики исследования На основании выводов по обзору литературы и новейших результатов, полученных на металловедения цветных металлов, были выбраны объекты исследования и ментальные методики

Объектами исследований были сплавы следующих систем А1-2п-1У^, А1-гп-М^-№, А1-гп-М^-Ре, А1-2п-Мв-81, А1-2п-М§-Ре-81, А1-гп-]^-№-Ре-81, А^п^-Хт, А1-2п^-№-2г, А1-гп-М^-М-Ре-Зьгг-Эс В качестве исходных материалов для изготовления сплавов использовали следующие шихтовые материалы алюминий (99,99 %), магний (Мг90), цинк (ЦО) и лигатуры А1-20 % N1, А1-10 % Ре, А1-10 % в!, А1-3.5 % Ъх, А1-2 % Эс

Сплавы выплавляли в лабораторной электрической печи сопротивления в графитошамотных тиглях Разливку производили в графитовую и стальную изложницы с внутренней полостью 15x30 мм и длинной 200 мм, средняя скорость охлаждения в этих изложницах была 5-10 и 20 К/с соответственно При опробовании сплавы готовили в условиях литейного участка ОАО "ИЛ" в индукционной печи, а также на предприятии ОАО «ВАСО», где были получены фасонные отливки в серийные кокиля

Показатель горячеломкости (ПГ), который характеризует склонность сплава к образованию кристаллизационных трещин при литье, определяли по карандашной пробе Кроме того, оценку уровня литейных свойств проводили по внешнему виду тонкостенных отливок на отсутствие трещин, непроливов и других видимых дефектов

Термический анализ, как прямой, так и дифференциальный, проводили с целью определения температур фазовых превращений в сплавах для дальнейшего построения фрагментов фазовых диаграмм на дифференциальном сканирующем калориметре ЬаЬзуэ РБСМбОО фирмы Эйагат

Термическую обработку проводили в муфельных электрических печах СНОЛ-1,6 2,3 0,8/9-М1 с точностью поддержания температуры ~5 К и 'ТЧаЬеШегт" с вентилятором, где точность поддержания температуры составляла ~1 К

Листы получали прокаткой плоских слитков (с размерами 15x30x160мм и 15x60x160 мм) на лабораторном прокатном стане УСП - 133 до толщины ~2 мм при ~450 °С за 10 - 12 проходов Прутки получали прессованием из цилиндрических слитков диаметром 50 мм (до 10 мм) при температуре ~400 °С

Механические свойства при растяжении оценивали на универсальной машине ИР 5057-50 со скоростью деформирования 4 мм/мин и на разрывной машине РР 10/1 при скорости движения траверсы 1 мм/мин (ГОСТ 1497-84) Твердость определяли на твердомере ТШ-2 (по Бринеллю) с диаметром стального шарового индентора 5 мм и нагрузкой 2500 Н в течение 30 с (ГОСТ 9012-59) и твердомере ТП-2 (по Виккерсу) с алмазным индентором и нагрузкой 50 Н (ГОСТ 2999-75) в течение 30 с

Механические свойства при испытании на одноосное растяжение оценивали по значениям временного сопротивления (<ув), условного предела текучести (сог) и относительного удлинения (5) Цилиндрические образцы имели следующие размеры диаметр рабочей части 5 мм и 4 мм и рабочую длину 25 и 20 мм соответственно (ГОСТ 1497-73) Плоские образцы толщиной 2 мм вырезали из листов размером 10x160 мм, разделяли рабочую длину на три зоны по 20 мм, а относительное удлинение рассчитывали в зоне, где произошло разрушение

Испытания на высокоцикловую усталость (о.[) проводили на цилиндрических образцах согласно ГОСТ 25 502 - 79 на установке УКИ-60000-2

Испытания на ударную вязкость проводили на маятниковом копре 2010 КМ-30 Образцы имели вйд стержня с квадратным сечением 10x10 мм и длиной 55 мм с и-надрезом, согласно ГОСТ 9454-78

Структурные исследования проводили с помощью светового микроскопа Ыеор1ю1:-30 и

электронных сканирующего JSM-35CF и просвечивающего JEM 2000-ЕХ микроскопов (СМ, СЭМ и ПЭМ соответственно) Шлифы для СМ и СЭМ готовили методом электролитической полировки Для выявления зеренной структуры в СМ их дополнительно оксидировали Фольги для электронно-микроскопического анализа получали струйной электрополировкой из образцов, предварительно утоненных до 0,2 мм

Микрорентгеноспектральный анализ проводили на электронном сканирующем микроскопе

КМ-ЗбСР с четырехкристальным спектрометром

Рентгеноструктурный анализ использовали для исследования фазового состава на

дифраст О

шетре ДРОН-3

ценку коррозионных свойств проводили по ускоренным методикам При определении

склонности сплавов к общей коррозии образцы выдерживали в водном растворе 5,7 % №С1 + 0,3 % Н2О2 (стандарт АвТМ в 110-92) в течение суток Склонность сплавов к общей коррозии оценивали по результатам испытаний на растяжение до и после выдержки в растворе

Для определения склонности сплавов к коррозии под напряжением проводили эксперименты в стандартном водном растворе 3% №С1 (ГОСТ 9 019-74) Испытания проводили методом заданной деформации в сложнонапряженном состоянии (изгиб с кручением)

Определение линейного коэффициента термического расширения (КТР) проводили на дилатометре ЬШЭЕК Ь76/1000 в интервале температур 20-600 °С в воздушной атмосфере при скорости нагрева 5 К/мин

Значения плотности определяли методом гидростатического взвешивания в двух средах на воздухе и в воде Взвешивание проводили на одноплечных весах фирмы «МеШег», Швейцария, погрешн ость которых 0,1 мг

Статистическая обработка Значения механических свойств рассчитывали как среднее из 5-10

измерений на точку Для оценки значимости результатов механических испытаний рассчитывали среднеквадратичное отклонение и доверительный интервал

Расчет фрагментов фазовых диаграмм проводили с использованием программы Thermo-Cale

(версия [ГС\\М, база данных ТТАЬ5)

3 Влияние никеля на структуру, механические и литейные свойства сплавов системы А1 - Ъп - М^

В настоящем разделе работы приведено комплексное изучение влияния никеля (до 6%) на структуру и свойства отливок и слитков сплавов системы Al-Zn-Mg (4-8%2п, l-4%Mg) после

различной термообработки с целью выяснения возможностей разработки новых высокопрочных литейных сплавов

Из анализа литературы следует, что для улучшения литейных свойств высокопрочных литейных сплавов необходимо а) добиваться максимального сужения интервала кристаллизации сплавов, б) подобрать такие эвтектики, составляющие фазы которых могли бы фрагментироваться и сфероидизироваться при диффузионном отжиге после литья с образованием конечной структуры, характерной для композиционных материалов с дискретными частицами упрочняющих фаз, равномерно распределенных в матрице - алюминиевом твердом растворе (А1), в) обеспечить высокую прочность матрицы (А1)

Основываясь на этих принципах создания высокопрочных литейных сплавов, нами были выдвинуты общие соображения о легирующих элементах экспериментальных сплавов (табл 1), которые относятся к системе А1 - Хп - (без меди - поскольку медь снижает коррозионную стойкость и расширяет интервал кристаллизации, ухудшая литейные свойства) Сплавы данной системы при высокой концентрации Хп и относятся к высокопрочным сплавам, но обладают даже без меди невысокими литейными свойствами, а также сильной склонностью к замедленному разрушению на воздухе и коррозионному растрескиванию Для повышения литейных свойств высокопрочных сплавов на базе системы целесообразно использовать никель, кремний,

железо поскольку эти элементы образуют фазы эвтектического происхождения - А13№, А19Ре№, М^^к - которые удовлетворяют перечисленным выше требованиям Эти фазы предположительно можно использовать для обеспечения более равномерного распределения продуктов распада (А1) при старении и устранения цепочек зернограничных выделений

Таблица 1

Общие соображения по составу экспериментальных сплавов

Основные легирующие элементы Образующиеся фазы, влияние легирующих элементов на структуру и свойства сплавов

Ъа, - остальное (А1) Образуют твердый раствор (А1), Т', Т" (АЬМйзгпз) - фазы, 1ств

№ образует эвтектику (А1+А13№), 4ПГ*

Ре (+N1) образует эвтектику (А1+А19ре№), ^ПГ

образует эвтектику (АЬИу^гЭО, |ПГ

Хг, Бс образуют дисперсоиды А13(7г,8с), антирекристаллизатор, Тств

*ПГ - показатель горячеломкости (чем меньше, тем лучше)

Перед проведением трудоемких экспериментов по влиянию никеля был проведен анализ фазовой диаграммы А1-2п-М£-№, который позволил обосновать выбор состава сплавов для

дальнейших исследований, а также построен фрагмент многокомпонентной фазовой диаграммы системы к.1-2п-М§-№ (Рис 1)

Рисунок а) распре

сад

Мвгйш /

Мег™ Рг р,

Л

-к

АЬ№

АЬМе^ХШ

АШ^

А1>№

1 Фазовая диаграмма состояния системы А1-М£-2п-1М1 в области алюминиевого угла деление фазовых областей в твердом состоянии, б) политермическая диаграмма

твердени магния и разрезе МИСиС при невь

В сплаве

. 4звестно, что сплавы системы А1-2п-М§ обладают значительным эффектом дисперсионного :я Прочность сплавов и эффект старения растут при увеличении суммарного содержания : цинка вплоть до 9-14 % Максимальной прочностью и пластичностью обладают сплавы на \1-Т (А12М§згпз) При этом ранее в работах кафедры металловедения цветных металлов было показано, что композиция Al-7%Zn-3%Mg отличается сильным эффектом упрочнения юокой пластичности Поэтому она и была выбрана в качестве базовой (далее АЦ7МгЗ) Типичные микроструктуры сплавов серии АЦ7МгЗ-№ в литом состоянии показаны на рис 2 без никеля обнаруживаются темные прожилки фазы Т(А12Мбзгпз) по границам дендритных ячеек (указано стрелкой), при этом их количество невелико (рис 2а) Это говорит о том, что большая часть м|* и Ъа находится в алюминиевом твердом растворе (А1) При введении до 2 %№ включения фазы А1|з№ эвтектического происхождения располагаются только по границам дендритных ячеек Увеличение содержания никеля приводит к появлению эвтектических колоний (А1)+А1з№, которые становятся особенно заметными при 3-4%№ (рис 2 б) Первичные кристаллы А13№ обнаруживаются уже пр^ 4,5%№, с ростом концентрации этого элемента они становятся крупнее, количество эвтектига уменьшается, а ее строение становится более грубым При этом следует отметить, что в сплаве |с 4%№ доля эвтектических колоний (А1)+А1з1Ы1 не превышает 50 об %, т е чисто эвтектическая структура ни при каком содержании никеля не формируется

¡Для определения оптимальной концентрации добавки никеля (оптимальной считали концентрацию близкую к эвтектической, так как наилучшими литейными свойствами обладают эвтектические сплавы), на основе анализа микроструктур, данных термоанализа и программы

77и'ппо Сак были построетШ политермичсские разрезы систем А1 -(4-Ш»)2п-(1 -А%)М£-Мв Разрезы & 1 -показаны на рис.3.

•ч>Т I)

"

| . ; Ц

ёё

ШЦ

II.

ш

Рисунок 2. Влияние никеля на микросфукчурУ СШгавон системы Л!-7/0гп-3%М2-М 1, н литом состоянии: а) 0% №; б) 4 %№;

Г/С

550

зйз

!• 11 V

>■•' .....„.,

ЛШ+Г-И;

Л^У&Ш+Т

2 3 4

—%, Л7

Рисунок 3. 11олитермическибразрезы системы А1-7%2п-3%Мй-Ы1: а) пол.::срм;:чоский разрез, построенный на основе диализа микроструктур и термоанализа (пунктир - линия кристалл:папин неравновесной эвтектики (А1+Т)); б) политермпческнн разрез, рассчитанный по программе «ТИегто СаЫ

Из этого разреза следует, ч;га при добавлении в базовый Сослав N1 температура ликвидуса снижается на 20-40 °С, за счет чего интервал кристаллизации уменьшается и становился Йкнималмад.м при ккищентрации 4-4,Определение показателя горячйюмкОети (Минимальный диаметр, при котором не образуются трещины) по карандашной пробе подтвердило тго предположение (табл. 2} у базового сплава Л!-?"! -.,/ п -3%Мр (далее АЦ7МгЗ) критический диаметр более 16 мм, а у сплава А1 -7%7,п-3%Мр-4%N1 (А1Д7МгЗН4) - 14 мм. Разница не очень большая, но значимая. 11меипо за счет этой разницы в горя чел омкости сплав с никелем становится сваригШймым.

Таблица 2

Горячеломкость и характеристики кристаллизации сплавов

Сплав ПГ, мм (карандашная проба) ДТ эфф, °С

ВАЛ 12 (62п2№^1,5Си) >16 -

АЦ6Н4 (А162п2М£1Си4№) 14 -

АЦ7МгЗ >16 85

АЦ7МгЗН4 14 54

Наибольший практический интерес вызывает сравнение механических свойств высокопрочных сплавов в различных состояниях, поскольку именно в этих состояниях достигается максимальная прочность Для предварительного определения режимов старения, дающих максимальное упрочнение, нами были построены кинетические зависимости твердости (НВ) при различных температурах старения (100 - 200 °С) после закалки с разных температур (450 - 560 °С) Показано, что добавка никеля в сплавы ускоряет дисперсионное твердение (максимум достигается за 3-6 часов), а также приводит к существенному росту НВ (рис 4)

п

1 » '200 ■ А 130 ......®,"м> 100 -Ж-180

5 10 15 Время, час

а) сплав АЦ7МгЗ б) сплав АЦ7МгЗН4

Рисунок 4 Кинетические зависимости твердости после старения сплавов АЦ7МгЗ и АЦ7МгЗН4

В сплавах с 4 %№ значения твердости НВ>200-210 превышают уровень, достигаемый в самых высокопрочных промышленных сплавах типа В96Ц-3 Это можно объяснить большой объемной долей дисперсных вторичных выделений фаз Т' (А12М£з2пз)

По кинетическим кривым твердости были предварительно определены режимы старения для получения состояний Т5 и Т6 Для сплавов А1-7%2п-3%М§-М1 состояние Т5 - закалка + неполное старение при Т = 130 °С, 3 часа, состояние Т6 - закалка +старение на максимальную твердость при Т= 130 РС, 10 часов

Последующее определение механических свойств сплавов при растяжении показало, что влияние никеля неоднозначно и зависит от вида термообработки (табл 3)

Таблица 3

Механические свойства исследованных сплавов после различной термообработки

Термическая обработка Сплав нв сг02, МПа аЕ, МПа 8,%

Т4 АЦ7МгЗ 90 145 290 30

АЦ7МгЗН4 145 285 470 14

Т5 АЦ7МгЗ 150 365 435 6

АЦ7МгЗН4 170 365 500 8,5

Т6 АЦ7МгЗ 180 480 510 2

АЦ7МгЗН4 210 520 620 б

В закаленном и естественно состаренном состоянии (Т4) сплав с добавкой 4%№ существенно прочнее исходного, но уступает ему по пластичности Повышение значений ств и а0,2 можно объяснить тем, что зонная стадия распада (А1) в нем протекает быстрее Фрактографический анализ излома обоих сплавов в состоянии Т4 выявил вязкий характер разрушения, что выражается в рельефе с многочисленными гребнями (рис 5 а, в) В сплавах с никелем наличие частиц фазы АЬ№ приводит к формированию характерного излома, основным элементом которого являются ямки размером 10-20 мкм с частицами фазы АЬ№ внутри Как видно, эти частицы равномерно распределены и имеют глобулярную морфологию Снижение пластичности в состоянии Т4 при введении 4%№ связано как с более активным распадом при естественном старении после закалки, так и с наличием хрупких включений алюминида никеля (около 8 об %)

Наиболее важное практическое значение имеют механические свойства исследуемых сплавов в состояниях Т5 и Т6, поскольку именно в этих состояниях достигается максимальная прочность В обоих состояниях вьивляется преимущество сплавов с добавкой никеля по всем показателям Особенно резкий контраст между сплавами с № и без него проявляется в состоянии Т6 (табл 3) Из-за образования при старении зернограничных цепочек Т - фазы базовый сплав АЦ7МгЗ имеет практически нулевую пластичность, а также более низкое временное сопротивление (по сравнению с состоянием Т5) Структура изломов сплава АЦ7МгЗ в обоих состояниях имеет межзеренный характер (рис 5 б), однако если в состоянии Т6 он выглядит полностью хрупким, то после неполного старения проявляются следы пластической деформации в виде линий скольжения (рис 5 б) и даже участков с мелкоямочным строением

В сплавах с добавкой никеля существенное упрочнение при старении позволяет сохранить достаточно высокий уровень пластичности, что, очевидно, связано с отсутствием грубых выделений по границам зерен Фрактографический анализ состаренного сплава с N1 выявляет те же основные

элементы, которые наблюдались на изломах к других состояниям: основным элементом являются ямки размером 10-20 мкм. внутри которых располагаются включения Al.iNi (рис.5 г).

в г

Рисунок 5. Фра ктограммы сплавов: а) АЦ7МгЗ в состоянии Т4; б) ЛЦ7МгЗ и состоянии '1*1; в) АЦ7Мг3114 -Т4; г) ЛЦ7МгЭН4 Г6

Субструктуру сплавов изучали в просвечивающем электронном микроскопе. В Закаленном состоянии вторичные шлеления но границам зерен во нсех сплавах не выявляются, основный элементом субетруктуры являются дислокационные Скопления. Старение разового сплава А[-?.п-М^ без № приводит щ только к появлению дисперсных упрочняющих выделении Т'-фазы, но и к образованию более крупных выделений стабильной Т - фазы по границам зерен и, в меньшей степени, субзерен, В состоянии Т6 подтверждено наличие почти сплошных цепочек зерно [Циничных выделений (рнс. б а), что в алюминиевых сплавах, как ншеешо, является ХрШне неблагоприятным фактором с точки зрения пластичности, вязкости разрушения и коррозионной стойкости. Образование этих цепочек может быть связано с тем. что по границам зерен пересыщенного (Д1) гетерогенное зарождение и рост продуктов распада (скорее всего стабильной фазы Т) плеч намного быстрее, чем внутри зерен. Считается, что этому способствует повышенная концентрация вакансии в приграничных областях, что ускоряет диффузйк? магпия и шиш, иеоблогздмуго для роста выделении Т-фазы.

Изучение тонкой структуры сплава АЦ7Мг31 ¡4 в закаленном состоянии вблизи частиц АЬ№ показывает, что миграция нысокоупюных границ в процессе изотермической выдержки перед закалкой тормозится этими частицами (рис. б б). Старение приводит к образованию дисперсных

а о

Таким образом, по комплексу основных механических свойств следует выделить перспективный сплав АЦ7Мг3114 [cr„>f>0() МПа, а0д>500 Mila, 5>5%), существенно превосходящий нее известные литейные промышленные алюминиевые сплавы (табл. 4).

Таблица 4

Механические евпйства-Яитеиных сплавов при растяжении в состоянии '1*6

Сплав НВ сГи МИа о=.МШ 5, %

частиц фазы-у прочите ля (Т'), эерно1раниЧиые цепочки выделений м о гличис от базового сплапа не обнаружены, и гом числе и после старения на максимальную прочность (рис. 6 б). Вероятнее, это связало с тем, что межфаэные границы (АЦ/АЬМ1 в сплавах с никелем являются, наряду с высокоугловыми границами, эффективными местами стокп вакансий, При 4% N1 суммарная протяженность межфазных границ на несколько порядков больше по сравнению с межзереииой поверхностью н (А1). Этот фактор может эффективно предотвращать образование грубых зернограсшчных выделений. В результате распад пересыщенного (А1) идет более однородно по сравнению с базовым сплавом без никеля.

Рисунок 6. Гонкая структура сплавов: а) АЦ7МгЗ; Т6 б) АЦ7МгЗН4, Тб

ВАЛ U

(AKZn2MBl.5Cu

АЦ6Н4 (A16Zn2 Mg 1 Cti4N i) A!7Zn3Mg (АЦ7МгЗ)

А Ц7 Mi 31-14

Подводя итог вышесказанному, можно сделать вывод, что с добавлением никеля повышаются прочность и пластичность сплава ДЦ7МгЗ, одновременно снижается его горя чел омкость. Это говорит о целесообразности использовать никель в качестве эвтектпкообра.зущего элемента и упрочняющего элемента, при условии, что он полностью входит и состав фазы АЬМ! эвтектического происхождения, частицы которой имеют благоприятную морфологию

4. Влияние и кремния на структуру, механические и .[¡пенные свойства с плав о п

системы Л1 - ¿11 -

Целью настоящего раздела работы было подробное исследование влияния Ре н на фазовый состав, структуру и свойст ва разрабатываемых сплавов. Влияние Ге н 5] изучалось с конечной Целью выяснения возможностей их использования как элтектикорбразующих элементов (взамен или совместно с- никелем), а также как неизбежных примесей,

В работе было изучено влияние кремния па структуру и свойства перспективных сплавов на базе композиции ЛI—Кремний также как и N приводит к образованию значительного количества двойной эвтектики (А!)1 Мс*г81, что должно обеспечивать повышение литейных свойств. Для изучения влияния непосредственно эвтекти коо б разую шей с я фазы МитК! на базовую композицию А1-7%гп 3%Мц с кремнием, необходимым условием является увеличение процентного содержания Мц в сплавах таким образом, чтобы матрица алюминиевого твердого раствора оставалась неизменной: А!+7%Хп+3%Мц. В связи с этим нами были приготовлены сплавы с повышенным содержатш! магния, чтобы исследовать влияние только эвтектической фазы Му^! на литейные свойства сплавов.

Определение показателя г оря челом кости показало, что у сплава А1—17°/[йп-9,8%Мцг4?й51 критический диаметр равен 12 мм, меньше чем у сплава ЛЦ7МгЗН4 (при этом эффективный щхервал кристаллизации (А'Гэфф. = 5 °С) у сплава с кремнием значительно меньше).

После закалки, как и в сплавах с \ч, наблюдается достаточная фрагментация и ефероидизация эвтектических включении фазы МйзЙ! (рис. 7). что должно положительно скататься на механических свойствах сплава после термообработки по различным режимам.

Рисунок 7. Микроструктура сплава А1-7%2п-9в состоянии 10

Проведенные испытания на растяжение образцов сплава А1-7%?.п- 9,9%Мц-4%§1 в различных состояниях показали невысокую пластичность, что связано с хрупкостью фазы на ,

основании чего был сделан вывод о нецелесообразности использовании данной композиции дня разработки высокопрочных сплавов.

Известно, что в промышленных сплавах всегда содержатся примеси Ре и Зь Уровень механических свойств в высокопрочных сплавам системы А! 2о-М§ в значительной мерс зависит от содержания чтих примесей, которые образуют нерастворимые (либо малорастворнмые) I

избыточнее фазы КеЛ 1.1, и(А1-Рс-50, выделяющиеся в виде относительно крупных частиц

из расплаву при кристаллизации слитка.

Но результатам проведенных экспериментов и анализа микроструктур была построена концентрационная граница Образования первичны^ кристаллов Ре- ц 5|-содержащих фаз в зависимости от содержания N1 и Ре в спланах данной системы на базе композиции А1-7%2п ЪЩ Мц при постоянном содержании кремния равным 0,2% 51 (рис. 8).

IД

А1-7 % Zn-3%Mg-Ü,2%Si

í.s * .......* 4 i - ' |

Рисунок К, Граница образования первичные кристаллов Fe- н Si-содержащие фаз я зависимости от содержания Ni н Fe п сплавах Al-7%Zn -3%Mg-0,2%Si Fc-Ni

Как mmno из политерм и ческого разреза, п оказанного на рис. 9, при l%Ni содержание железа Может достигать 1%, поскольку « чтем случае не образуются нежелательные первичные кристаллы фазы AljFe, а оби ЭД сходят к состав фазы AlsFeNi эвтектического происхождения. Поэтому н качестве перспективной композиции бы:: выбран сплав Al-7%Zti 3%Mg-l%Mí 0,8%Fe, в которую вводили добавки Si, Zr и Sc.

Проведенные Эксперименты на растяжение образцов сплава A!?Zn3MgI KiO.SFe в различных состояниях, показами (табл. 5), что он имеет высокий уровень прочности и удовлетворительную Пластичность, в сочетании с неплохой горюче ломкостью при литье: III" ниже, чем у сплава АЦ7МгЗН4 (12 против 14 мм), что, вероятно, связано с уменьшением эффективного интервала Кристаллизации.

Таблица 5.

Механические свойства отливок сплава AI7Zn3MalNiO,8Fe

Образец Состояние стад. Ml la я». Ml la й,%

Т4 (450,3+500,3) 440 480 5

Отливки TS (450,Зт-500,3+130,3) 530 560 4

Tfi (450,3+500,3-1 130,6) 600 620 3

Рисунок 9 Равновесный политермический разрез системы A17Zn3MglNi -Fe, построенный на основе данных программы «Thermo-Cale»

5 Исследование возможностей получения деформированных полуфабрикатов сплавов на основе системы А1-2п-М£ с добавками эвтекгикообразующих элементов

В данной главе исследуется возможность получения деформированных полуфабрикатов из перспективных литейных сплавов, найденных в предыдущих разделах работы

При производстве различных полуфабрикатов (прутки, профили, панели, листы, плиты и др) из высокопрочных алюминиевых сплавов применяются различные способы горячей обработки давлением, так как у высокопрочных сплавов слишком велико сопротивление холодной деформации В настоящей работе эксперименты проводили в основном на листах и прессованных прутках Прокатку слитков проводили при температуре 450 °С Слитки прокатывали с толщины 15 мм до листов толщиной 2 мм (степень обжатия г = 86%) По данной схеме были получены листы сплавов АЦ7Мгз[ АЦ7МгЗН4, А172пЗМ£ШЮ,8Ре толщиной 2 мм

Анализ зеренной структуры сплавов АЦ7МгЗ и АЦ7МгЗН4 после прокатки и последующей термообработки свидетельствует о прохождении процесса рекристаллизации Для устранения рекристаллизации нами было исследовано влияние циркония в количестве от 0,1 до 0,2%гг в качестве антирекристаллизатора При 0,1 %Ъс зеренная структура сплава оставалась частично рекристаллизованной, а при 0,2"А>Ъг - полностью нерекристаллизованной (волокнистой)

Результаты испытаний на растяжение листов из сплавов АЦ7МгЗ, АЦ7МгЗН4 с добавкой 0,2%Хт состоянии Т1 (закалка и старение и на максимальную прочность) в сопоставлении с известными высокопрочными деформируемыми сплавами В95 и В96Ц-3 представлены в табл 6

Таблица 6

Механические свойства листов при растяжении в состоянии Т1

Сплав <з„, МПа 6,%

В95 510 6

В96Ц-3 530 5

АЦ7МгЗ 480 3

АЦ7МгЗН4 560 5

АЦ7МгЗ+0,2гг 520 3

АЦ7МгЗН4+0,2гг 620 5

Известно, что значительный эффект дисперсионного твердения может быть достигнут за счет малой добавки скандия в количестве ОД—0,3%Бс Упрочнение в этом случае обусловлено когерентными выделениями фазы АЬЭс, образующимися при отжиге Для увеличения прочностных характеристик сплава A17%ZnЗ%Mgl%NlO,8%Fe, помимо 0,2 % Ъх (для устранения рекристаллизации), нами был добавлен Эс в количестве 0,1 %, так как при повышении концентрации выше 0,15 % Эс появлялись первичные кристаллы фазы АЬЭс Следовательно, в отличие от сплава АЦ7МгЗН4 в сплаве A17%ZnЗ%Mgl%NlO,8%FeO,2%ZrO,l%Sc (далее 019705) должна быть низкотемпературная ступень (в диапазоне 300-400 °С) термообработки слитков, которая обеспечит наиболее полное выделение дисперсоидов АЬ(8с, Хт) Считается, что атомы скандия обладают большей диффузионной подвижностью, чем атомы циркония и во время распада пересыщенного алюминиевого твердого раствора уже 300 °С они образуют предвыделения (кластеры), которые являются подложками для частиц фазы А1з(8с^г), выделяющихся на второй ступени отжига при температуре 450 °С Экспериментальные результаты, полученные в данной работе, косвенно подтверждают такой механизм

По кинетическим кривым твердости листов сплава 019705 был определен режим старения при котором сплав имеет максимальную прочность (режим Т1) 450 °С, 1ч +100 °С, 10 ч

Результаты испытаний на растяжение листов из сплава 019705 в закаленном состоянии и после старения по режиму Т1 представлены в (табл 7)

Таблица 7

Результаты испытаний на растяжение листов из сплава 019705

Образец Состояние ов МПа

Лист Т 560 8

Т1 660 5

Кроме прокатки, в экспериментах исследована возможность прессования предложенных сплавов Методом горячего прессования из литого слитка сплава 019705 диаметром 50 мм после

термообработки путем горячего прессования при температуре 400 °С получили пруток диаметром 10 мм (степень обжатия е=80%), механические свойства при растяжении которого приведены в табл 8 Перед прессованием слитки для полного выделения частиц А13(8с,гг) в наиболее дисперсном виде и для устранения неравновесной эвтектической фазы Т подвергали двухступенчатому отжигу Оптимальные режимы последующей термообработки (закалка и старение прутков) выбирали на основе экспериментального построения кинетических кривых твердости и определения механических свойств на растяжение

Таблица 8

Механические свойства прессованного прутка сплава 019705 при растяжении

Переменный режим старения НВ сто 2 МПа стЕМПа 5, %

Т (450,1) 140 500 650 18

(450,1+115,6) 200 590 670 12

Т1 (450,1+130,6) 220 710 720 6

Исследования, проведенные на сплаве 019705, показали его высокие прочностные свойства и определили перспективность использования данного сплава в деформированном варианте, как в виде листов, так и прутков На сегодняшний день этот алюминиевый сплав обладает наиболее высокими механическими свойствами при растяжении среди всех известных Для сравнения, прессованные полуфабрикаты из высокопрочного алюминиевого сплава В95 в состоянии Т1 имеет свойства Ов= 600 МПа, О0 2= 560 МПа, 5=8%, а сплава В96Ц-3 в состоянии Т1 ов= 640 МПа, а02= 600 МПа,

5=6% При этом он отличается хорошей технологичностью при обработке давлением, а его

I

пониженная горячеломкость (по сравнению со свариваемым сплавом АЦ6Н4) предполагает его применение в сварных конструкциях

6 Исследование коррозионных свойств, трещиностойкости и усталости новых сплавов на основе системы Al-Zn-Mg

Известно, что сплавы системы Al-Zn-Mg, особенно высоколегированные, склонны к замедленному разрушению и коррозионному растрескиванию Эти сплавы без добавок имеют высокое I сопротивление общей коррозии, но многие добавки, в частности, Си, №, Ре могут отрицательно сказываться на их общей коррозии

Для оценки сопротивляемости общей коррозии образцы исследуемых сплавов выдерживали в синтетической морской воде (раствор 5,7 % КаС1 + 0,3 % Н202 в дистиллированной воде) в течение суток (по стандарту АЭТМ 0 110- 92) Для определения склонности сплавов к общей коррозии проводили испытания на растяжение до и после выдержки в растворе Результаты этих испытаний

20

представлены в табл. 9. п покачывают, что сплавы не проявили склонности к обшей коррозии, так как изменения свойств сплавов не произошло.

Таблица 9.

Результаты испытаний на склонность сплавов к общей коррозии

Сшгав <Т|).;, МПа МПа 5, %

До коррозии

019705 пруток ( Г1) 710 ±6 720 ±6 6±!

АЦ?МгЗН4 отливка (Тб) 550 + 9 620 ± 9 5 ±1

После коррозии

0)9705 пруток (Т1) 708 ±7 718 ± 7 6±1

АЦ7МгЗН4 отливка (Тб) 549 ±8 617 ± 8 5 ±1

Однако после выдержки и коррозионной среде видно (рис. 10). что сплавы с никелем теряют свой товарный вид и покрываются темной пленкой. Для устранении этого недостатка были проведены исследования но нанесению эффективных и одновременно экономных зашитых оксидЙЁ-керамическ!« покрытий ни отливки н деформированные полуфабрикаты сплавов методом плазменного электролитического оксидирования (ПЗО). Исследования показали, что покрытия эффективно защищают от коррозии, причем они могут быть разных в плов и цветов (рис. 10). Покрытия, полученные методом ПЭО помимо зашиты от коррозии резко повышают характеристики износостойкости сплавов, В результате проведенных экспериментов составлены технологические рекомендации по получению оксидно-керамических покрытий методом ПЭО на исследуемы* сплавах.

Для определения склонности сплавов к коррозии под напряжением проводили эксперименты на 2 мм листах в состоянии 1 I но ускоренной методике в водном растворе 5,7 % NaCI - 0,3 % 1ЬО; в течение суток. Испытания проводили в с ложпот i а п р я же и ном состоянии (изгиб с кручением) при различных напряжениях. Результаты испытании представлены на рис. П. Видно, что новые сплавы обладают заметно более высокой стойкостью против коррозионного растреемвкмш^ чем базовый сплав АЦ7МТЗ без добавок и известный сплав В96Ц-3 с добавкой меди. При этом сплав 019705 добавками Fc и Ni имеет более высокую стойкость против коррозионного растрескивания, чем сплав

АЦ7МпЗН4 с 4 % Ni.

Рисунок 10. Отливка сплава АЦ7МгЗН4 (слева направо): с ПЭО покрытием после выдержки в растворе, без покрытия после выдержки в растворе, исходная

Эксперименты в стандартном 3% растворе №С1 в воде проводили при напряжении, равным К = 0,9 сто 2 По данным эксперимента листы сплава 01975 в состоянии Т1 в среднем простояли 24 суток Базовый сплав А1-7с/^пЗ%]У^0,2%2г при данных условиях испытания простоял в среднем 7 суток

Время до разрушения, ч

—♦—В96ЦЗ -Ж— АЦ7МгЗ

АЦ7МгЗН4 -Ж- 019705

Рисунок 11 Результаты испытаний на коррозию под напряжением

Анализируя полученные и литературные данные по коррозионным испытаниям можно сделать вывод о том, что добавки никеля и железа в базовый сплав (АЦ7МгЗ) повышают стойкость сплавов 1 к коррозии под напряжением не хуже, чем медь (т е в несколько раз)

Полученные результаты подтвердили предположение Е X Дикса о том, что повышенная чувствительность к коррозии под напряжением сплавов системы А1-гп-1У^ связана с образованием вдоль границ зерен (А1) цепочек мельчайших упрочняющих частиц Как уже отмечалось в сплавах А1-7%2п-3%М§ с эвтектикообразующими элементами распад пересыщенного алюминиевого твердого раствора внутри зерен идет гораздо активнее, чем без этих добавок, и тем самым препятствует образованию грубых зернограничных цепочек фазы Т(А12М£згпз), что уменьшает склонность сплавов к коррозии под напряжением

Помимо коррозионных характеристик на заключительном этапе работы были определены предел усталости (ст-0, ударная вязкость КСи, вязкость разрушения К]с и сопротивление малоцикловой усталости новых сплавов АЦ7МгЗН4 и 019705 Результаты представлены в табл 10 -12 в сопоставлении с известными наиболее высокопрочными литейными и деформируемыми сплавами на основе А1 Видно что, разработанные сплавы существенно превосходят промышленные сплавы по совокупности свойств Это определяет что определяет их возможности практического применения в различных отраслях промышленности, в том числе для изготовления тяжело нагруженных деталей ответственных конструкций

Таблица 10

Свойства высокопрочных литейных сплавов в состоянии Т6 (литье в кокиль)

Сплав HB СТО 2 МПа <?в МПа 5,% <5-1, МПа, 1 107 циклов кси, кгс м/см2 Kic, МПа*м1/2 пг, мм

ВАЛ 12 175 500 540 3 90 0,5 21 (Т5) >16

ВАЛ 10 120 410 490 9 120 1,5 26 >16

АЦ6Н4 195 500 550 3 160 - 30 14

АЦ7МгЗН4 210 550 620 6 190 0,9 30 14

Таблица 11

Свойства новых высокопрочных деформируемых сплавов в сопоставлении с промышленными в состоянии Т1

Сплав HB СТО 2 МПа <?в, МПа 6,%

В96ЦЗ (пруток) 185 600 640 6

В95пч (пруток) 175 550 600 7

В 95 (плита) 155 480 520 4

АЦ7МгЗН4 (лист) 210 580 620 5

019705 (лист) 215 650 680 5

019705(пруток) 220 710 720 6

Таблица 12

Свойства литейных сплавов при испытаниях малоцикловую усталость в состоянии Т6

Сплав Напряжение, МПа Число циклов до разрушения

ВАЛ 12 (литье в кокиль) 150 61 000

200 13 500

АЦ7МгЗ (литье в кокиль) 150 39 300

200 10 100

АЦ7МгЗН4 (литье в кокиль) 150 >140 000

200 87 200

Сплав АЦ7МгЗН4 был успешно опробован в промышленных условиях литейных участков ОАО «ИЛ» и ОАО «ВАСО» при литье в серийные кокиля (рис 12)

В результате проведенной работы составлены технологические рекомендации а) на выплавку алюминиевого сплава АЦ7МгЗН4 и получение из него отливок, б) на отливки алюминиевого сплава АЦ7МгЗН4, в) на термическую обработку отливок сплава АЦ7МгЗН4, г) на получение оксидно-керамических покрытий на отливках из сплавов АЦ7МгЗН4 методом плазменного электролитического оксидирования (ПЭО)

Рисунок 12. Отливки из сплава АЦ7МгЗН4, полученные литьем в серийные ко кили и промышленных условиях ОАО «ИЛ» и ОАО «ВАСО».

I

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

i

1. Изучено влияние никеля (до 6 %), железа (до 1 %), кремния (до 6 %), циркония (до 0,2 |1 %) и скандия (до 0,2 %) на структуру и свойства фасонных отливок, слитков и деформированных полуфабрикатов сплавов системы Al-Zn Mg (4-8%Zn, 1 -4%Mg) после различной термообработки,

I Показано, что наилучший комплекс эксплуатационных и технологических свойств достигается в j

сплавах эвтектического состава с фазами Лt,,N i и AÍ4FeNi.

2. I [о строены фрагменты многокомпонентных фазовых диаграмм системы Al Zn -Mg—NÍ-Fe-Si, в том чиеле с использованием программы «Thermo-СЫси. В частности, на примере | полит ермичсских разрезов Al-7%Zn 3%Mg-AlyNi и AI-7%Zn 3%Mg-Mg;Si показано, что существенное улучшение показателя горя челом кости эвтектических сплавов (с -7 мас.% А13№ и ~10 мас.% MgiSi соответственно) обусловлено заметным сужением эффективного интервата, кристаллизации rio сравнению с базовым сплавом (Al-7%Zn 3%Mg).

3. Определена граница образования грубых первичных кристаллов Fe-содержащих фаз в зависимости от концентраций железа и никеля в сплавах системы Al-7%Zn-3%Mg--Nr-Fe, Показано, что совместное введение Fe и Ni в количестве около ~1% (каждого) улучшает- литейные свойства за счет уменьшения эффективного интервала кристаллизация.

4. Построены кинетические ■зависимости твердости отливок и листов сплавов систем Al-Zn- Mg, Al-Zn-Mg Ni, Al-Zn -Mg-(Mg2Si). Al-Zn-Mg Ni-Fe-(Zr,Sc) при различных температурах закалки (450-560 °С) и старения (100-200 °С). Полученная максимальная твердость , (НВ>20(К210) превышает уровень, достигаемый в наиболее прочных промышленных сплавах

I тта В%и-3, что можно объяснить высокой объемной долей дисперсных вторичных выделений |

фаз V (AbMgjZn?) и Ah(Zr,Sc)-

24

5 Показано, что фрагментация и сфероидизация интерметаллидных фаз эвтектического происхождения при нагреве под закалку приводит к получению глобулярных, относительно равномерно распределенных частиц, которые ускоряют распад пересыщенного алюминиевого твердого раствора внутри зерен и тем самым препятствует образованию грубых зернограничных цепочек фазы Т(А12А^з2пз) Этот структурный эффект положительно отражается как на механических свойствах отливок и деформированных полуфабрикатов, так и на их сопротивление коррозии под напряжением

6 Установлено, что введение добавок вс и Ъх в количестве 0,1 и 0,2%, соответственно, положительно влияет на структуру и механические свойства деформированных полуфабрикатов сплавов системы А1-2п-М£-№-Ре, что обусловлено образованием высокодисперсных вторичных выделений фазы А1з(2г,8с) в процессе гетерогенизирующего отжига слитков (при 300-350 °С) Данные выделения приводят к дополнительному дисперсионному упрочнению, кроме того, они являются эффективными антирекристаллизаторами

7 Предложены два новых высокопрочных алюминиевых сплава 1) сплав АЦ7МгЗН4, предназначенный для получения фасонных отливок в металлические формы (ств>600 МПа, ао,2>500 МПа, 3>5%), 2) сплав 019705, предназначенный для получения деформированных полуфабрикатов (ств>700 МПа, стог>680 МПа и 8>5%) Сплав АЦ7МгЗН4 успешно прошел опытно-промышленное опробование при получении фасонных отливок литьем в кокиль в условиях литейных участков авиационных предприятий ОАО «ИЛ» и ОАО «ВАСО»

8 Показано, что добавки никеля и железа в базовый сплав А1-7% Ъа-Ъ % улучшают стойкость сплавов к коррозии под напряжением, увеличивают сопротивление усталости и другие структурно-чувствительные свойства, которые в значительной мере определяют конструкционную прочность С другой стороны, общая коррозионная стойкость остается невысокой (что характерно для всех высокопрочных сплавов), но данная проблема может быть решена с помощью эффективных и одновременно экономных защитных покрытий, получаемых методом плазменного электролитического оксидирования (ПЭО)

Основные положения диссертационной работы опубликованы в работах:

1 Н А Белов, В С Золоторевский, В В Чеверикин, Е А Юрина «Влияние никеля на фазовый состав, упрочнение и литейные свойства алюминиевого сплава АЦ4Мг», Изв ВУЗов, Цветная Металлургия, 2004, №11 с

2 НА Белов, В С Золоторевский, В В Истомин-Кастровский, В В Чеверикин «Влияние никеля на структуру и механические свойства термически обработанных отливок сплава Al-7%Zn-3%Mg», Цветные металлы, 2005, №5 с 71-76

3 Н А Белов, В С Золоторевский, В В Чеверикин «Высокопрочный сплав ZN2 на основе алюминия с улучшенной технологичностью», Научно-технологическое обеспечение деятельности предприятий, институтов и фирм Материалы семинары Под ред проф Л В Кожитова проф А В Дуба - М МИСиС, 2004, Том 2, С 583-585

4 В В Чеверикин, В С Золоторевский, Н А Белов «Влияние термообработки на характер разрушения высокопрочного литейного сплава Al-7%Zn-3%Mg-4%Ni» В сб 2-ой Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» - ПРОСТ 2004, Москва, МИСиС, 20-22 апреля 2004 года, С 47

5 N A Belov, V V Cheverikm, D G Eskm, A N Turchin «Effect of Al3Ni and Mg2Si eutectic phases on casting properties and hardening of an Al-7% Zn-3% Mg alloy», Materials Science Forum Vols 519-521 (2006) pp 413-418, Proceedings of the 10th International Conference «Aluminium Alloy», Vancouver, Canada, 9-13 July, 2006

6 Патент № 2245388 МПК7 C22C21/00 Материал на основе алюминия Белов НА, Золоторевский В С, Чеверикин В В Московский государственный институт стали и сплавов -2003136815/02, Заяв 19 12 2003 Опубл 27 01 2005Бюл №3

7 Патент № 2288965 МПК7 С22С21/10(2006 01) Материал на основе алюминия Белов Н А, Золоторевский В С , Чеверикин В В Московский государственный институт стали и сплавов-2005120205/02, Заяв 29 06 2005 Опубл 10 12 2006Бюл №34

Отпечатано в типографии ООО «Гипрософт» г Москва, Ленинский пр-т, д 37А Тираж 100 экз

ВВЕДЕНИЕ.

1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ.

1.1. Промышленные литейные алюминиевые сплавы.

1.2. Тройная система Al-Zn-Mg.

1.2.1. Сплавы системы Al-Zn-Mg.

1.2.2. Литейные свойства сплавов системы Al-Zn-Mg.

1. 2. 3. Термообработка сплавов системы Al-Zn-Mg.

1. 2. 4. Основные закономерности коррозионного поведения сплавов системы Al-Zn-Mg.

1.2.5. Влияние процесса старения на коррозионные свойства сплавов.

1.2.6. Влияние добавок и соотношения Zn/Mg па коррозионные свойства сплавов

1.2.7 Сплавы системы Al-Zn-Mg-Cu с малым количеством эвтектики.

1.2.8. Влияние примесей железа и кремния на структуру и свойства сплавов системы Al-Zn-Mg.

1.3. Новые литейные высокопрочные сплавы.

1.3.1. Принципы легирования новых литейных высокопрочных сплавов.

1.3.2. Двойная система Al-Ni.

1.3.3. Тройная система Al-Fe-Ni.

1.4. Высокопрочный свариваемый никалин АЦ6Н4.

1.5. Влияние циркония и скандия на структуру и свойства сплавов.

ВЫВОДЫ ПО ОБЗОРУ ЛИТЕРАТУРЫ.

2. МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ.

2.1. Объекты исследования.

2.2. Определение литейных свойств.

2.3. Термический анализ.

2.4. Термическая обработка.

2.5. Определение механических свойств.

2.5.1. Испытания па растяжения и изгиб.

2.5.2. Испытание на вязкость разрушения.

2.5.3. Измерение твердости.

2.5.4. Испытания па высокоцикловую усталость.

2.5.5. Испытания на ударную вязкость.

2.5.6. Испытания на малоцикловую усталость.

2.6. Методика структурных исследований.

2.6.1. Световая микроскопия.

2.6.1.1. Количественная металлография.

2.6.2. Растровая электронная микроскопия (СЭМ).

2.6.3. Просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ).

2.7. Микрорентгеноспектральный анализ.

2.8. Рентгеноструктурный анализ.

2.9. Определение коррозионных свойств.

2.10. Определение коэффициента термического расширения.

2.11. Измерение плотности.

2.12. Обработка металлов давлением.

2.13. Расчет фазовых диаграмм.

3. ВЛИЯНИЕ НИКЕЛЯ НА СТРУКТУРУ, МЕХАНИЧЕСКИЕ И ЛИТЕЙНЫЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ СИСТЕМЫ А1 - Zn - Mg.

3.1.1. Анализ и построение фазовой диаграммы системы Al-Zn-Mg-Ni.

3.1.2. Экспериментальное исследование влияния никеля на структуру литых и закаленных сплавов Al-4%Zn-l,5%Mg и Al-7%Zn-3%Mg.

3.1.3. Политермические разрезы системы Al-Zn-Mg-Ni. Предварительный выбор оптимального состава и режимов термообработки сплавов.

3.3. Влияние никеля па механические свойства сплавов и характер разрушения

4. ВЛИЯНИЕ ЖЕЛЕЗА И КРЕМНИЯ НА СТРУКТУРУ, МЕХАНИЧЕСКИЕ И ЛИТЕЙНЫЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ СИСТЕМЫ А1 - Zn - Mg -Ni.

4.1. Система Al-Zn-Mg-Si.

4.1.1. Анализ и построение фазовой диаграммы системы Al-Zn-Mg-Si.

4.1.2. Экспериментальное исследование влияния кремния на структуру литых сплавов Al-7%Zn-3%Mg.

4.1.3. Построение политермического разреза системы Al-Zn-Mg-Si.

4.1.4. Построение кинетических зависимостей твердости после закалки и старения

4.2. Система Al-Zn-Mg-Ni-Fe-Si.

5. ИССЛЕДОВАНИЕ ВОЗМОЖНОСТИ ПОЛУЧЕНИЯ ДЕФОРМИРОВАННЫХ ПОЛУФАБРИКАТОВ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ Al-Zn-Mg С ДОБАВКАМИ ЭВТЕКТИКООБРАЗУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ.

5.1. Разработка режимов получения деформированных полуфабрикатов.

5.2. Влияние циркония и скандия и режима термообработки на структуру и свойства сплавов.

6. ИССЛЕДОВАНИЕ КОРРОЗИОННЫХ СВОЙСТВ, ТРЕЩИНОСТОЙКОСТИ И

УСТАЛОСТИ НОВЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ Al-Zn-Mg.

Актуальность работы

Развитие современной техники предъявляет все более высокие требования к материалам. Стандартные литейные и деформируемые сплавы на основе алюминия часто не отвечают этим требованиям, что вынуждает использовать более дорогие материалы, в частности, полученные по специальным технологиям (сверхбыстрая кристаллизация, механическое легирование, замешивание в расплав ультрадисперсных частиц и т.д.). Высокая стоимость последних существенно ограничивает производство и потребление готовых изделий.

В связи с этим для фасонного литья актуален поиск состава сплавов, из которых можно получать па имеющемся оборудовании высококачественные фасонные отливки с более высоким уровнем эксплуатационных свойств, чем у отливок из известных сплавов. Наилучшими литейными свойствами обладают сплавы, имеющие достаточно большое количество эвтектической составляющей. Среди промышленных алюминиевых сплавов к ним относятся силумины (на базе алюминиево-кремпиевой эвтектики), которые нашли очень широкое применение. Однако для изделий новой техники уровень прочности (ав<400 МПа), обеспечиваемых силуминами, часто оказывается недостаточным. С другой стороны, наиболее прочные известные литейные сплавы на базе систем Al-Cu (типа АМ5) и Al-Zn-Mg-Cu (ВАЛ 12) отличаются очень низкой технологичностью при получении фасонных отливок. Поэтому повышение прочности новых сплавов должно обязательно сочетаться с высокой коррозионной стойкостью и хорошей технологичностью при литье всеми прогрессивными методами с использованием многоразовых металлических форм.

Среди деформируемых алюминиевых сплавов наиболее высокопрочными являются сплавы на основе системы Al-Zn-Mg-Cu. Их недостатком является то, что повышение прочности за счет увеличения концентраций цинка, магния и меди (сплавы типа В96Ц-3) приводит к снижению пластичности, трещиностойкости, коррозионной стойкости и повышению чувствительности к примесям. Это вынуждает использовать высокочистые шихтовые материалы, что удорожает сплавы, и более мягкие режимы старения (Т2 вместо Т1), что приводит к потере прочности. Кроме того, высокопрочные сплавы на базе системы Al-Zn-Mg-Cu отличаются низкой технологичностью, в частности, при литье слитков, обработке давлением и сварке плавлением.

Проведенные в последние годы на кафедре металловедения цветных металлов МИСиС работы по исследованию влияния добавки никеля на структуру и свойства литейных и деформируемых сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu (типа ВАЛ 12 и В95) показали возможность в существенной степени устранить вышеперечисленные недостатки. В результате был создан сплав АЦ6Н4, который является наиболее прочным (а„~530 МПа) из известных свариваемых алюминиевых сплавов. Однако наличие в этом сплаве меди приводит к недостаточной общей коррозионной стойкости а также расширяет интервал, ухудшая литейные свойства. Кроме того, медь, образующая в алюминиевых сплавах соединения с никелем и заметно снижающая температуру солидуса, мешает достижению еще более высоких механических и технологических свойств.

Решению задачи получения высокой прочности безмедистых литейных и деформируемых сплавов на базе системы Al-Zn-Mg в сочетании с хорошими технологическими свойствами за счет оптимального легирования эвтектикообразующими элементами (Ni, Fe и Si) посвящена данная работа.

Цель работы: Повышение эксплуатационных и технологических свойств высокопрочных литейных и деформируемых сплавов с использованием в качестве базовой системы Al - Zn - Mg - ЭД, где ЭД - эвтектикообразующая добавка.

Для достижения поставленной цели необходимо было установить закономерности влияния эвтектикообразующих элементов (Fe, Ni и Si) на структуру, механические, коррозионные и технологические свойства сплавов системы Al - Zn - Mg и на основе полученных закономерностей дать рекомендации по составу новых высокопрочных литейных и деформируемых сплавов, превосходящих промышленные аналоги по совокупности основных характеристик.

В работе решались следующие конкретные задачи:

1. Построение фрагментов фазовых диаграмм системы Al-Zn-Mg-Ni-Fe-Si и выявление наиболее перспективных композиций;

2. Установление влияния эвтектических фаз (A^Ni, A^FeNi, Mg2Si) на структуру, механические, коррозионные и технологические свойства сплавов системы Al-Zn-Mg;

3. Разработка высокопрочных алюминиевых сплавов эвтектического типа с улучшенным комплексом эксплуатационных и технологических свойств по сравнению с известными аналогами, а также технологических режимов получения из них фасонных отливок и деформированных полуфабрикатов.

Научная новизна

1. Построены фрагменты многокомпонентных фазовых диаграмм системы Al-Zn-Mg-Ni-Fe-Si, что послужило научной основой для выбора композиций, которые позволили оптимизировать состав и структуру высокопрочных литейных и деформируемых сплавов на основе термически упрочняемой алюминиевой матрицы с эвтектическими фазами.

2. На примере композиций Al-7%Zn-3%Mg-4%Ni (с фазой A^Ni), Al-7%Zn~ 10%Mg—4%Si (с фазой Mg2Si) и Al-7%Zn-3%Mg-l%Ni-0,8%Fe (с фазой AlyNiFe) показано, что добавки эвтекткообразующих элементов приводят к увеличению прочностных свойств за счет глобулярных частиц эвтектических фаз и улучшению литейных свойств (в частности показателя горячеломкости) в результате сужения эффективного интервала кристаллизации по сравнению с базовым сплавом Al-7%Zn-3%Mg.

3. Показано, что наличие глобулярных относительно равномерно распределенных включений эвтектических фаз ускоряет распад пересыщенного алюминиевого твердого раствора при старении и препятствует образованию грубых зернограничных выделений фазы T-Al2Mg3Zn3, характерных для сплавов системы Al-Zn-Mg. Благодаря этим структурным эффектам происходит переход от межзеренного к внутризеренному разрушению, что приводит к повышению характеристик прочности, пластичности и стойкости против коррозионного растрескивания.

Практическая значимость работы

1. Предложен и запатентован высокопрочный литейный алюминиевый сплав АЦ7МгЗН4 (патент № 2245388 МПК7 С22С21/00), обладающий наилучшим сочетанием литейных и механических свойств (ав>600 МПа, ао,2>500 МПа, 5>5%) по сравнению с самыми прочными промышленными аналогами типа АМ5 и ВАЛ 12 и сплавом АЦ6Н4.

2. Предложен и запатентован высокопрочный деформируемый свариваемый сплав 019705 на основе алюминия (патент № 2288965 МПК7 С22С21/10(2006.01)), обладающий прочностными свойствами (<тв>700 МПа, сто,2>680 МПа и 5>5%) и технологичностью выше, чем у промышленных аналогов типа В96ЦЗ.

3. Разработаны режимы (включая технологическую документацию) получения и термообработки фасонных отливок и деформированных полуфабрикатов из новых сплавов (НОУ-ХАУ № 116-013-2005; НОУ-ХАУ № 117-013-2005; НОУ-ХАУ № 118-013-2005; НОУ-ХАУ № 119-013-2005).

4. Высокопрочный литейный сплав АЦ7МгЗН4 успешно прошел опробование при получении фасонных отливок литьем в серийные кокиля в условиях предприятий ОАО "Авиакомплекс им. С.В. Ильюшина" и ОАО "Воронежское акционерное самолетостроительное объединение" (ВАСО).

1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ 1.1. Промышленные лнтсппыс алюминиевые сплавы

Промышленные сплавы на основе алюминия являются, как правило, многокомпонентными, гетерофазными системами, основу которых составляет твердый раствор замещения [2, 3]. Растворяясь в а-(А1) твердом алюминии, атомы легирующих элементов замещают атомы алюминия в узлах кристаллической решетки, что приводит к упрочнению. Однако растворимость большинства легирующих элементов в алюминии при комнатной температуре мала и механические свойства сплавов в литом состоянии низкие. Для повышения прочности отливки из алюминиевых сплавов подвергают упрочняющей термической обработке: закалке с последующим искусственным старением. [9, 10]. Термическая обработка существенно изменяет структурно-фазовый состав сплавов и, следовательно, их физико-химические, механические и технологические свойства. Оптимальное легирование в сочетании с эффективными режимами термической обработки позволяет получать сплавы с различными свойствами, в том числе высокопрочные сплавы [2, 3,11].

Известно, что наилучшими литейными свойствами обладают сплавы, имеющие достаточно большое количество эвтектической составляющей. Среди промышленных алюминиевых сплавов к ним относятся силумины (сплавы на базе системы А1 - Si, содержащие алюминиево-кремниевую эвтектику), которые нашли очень широкое применение [1-3]. Однако для изделий новой техники уровень свойств, обеспечиваемых силуминами, часто оказывается недостаточным. Прежде всего, это относится к относительно низкой прочности (св < 400 МПа) и ограничению по максимальным рабочим температурам (<250-300 °С). Поскольку потенциал улучшения силуминов практически исчерпан, необходим поиск новых систем легирования для разработки высокотехнологичных литейных сплавов с повышенными эксплуатационными характеристиками.

Ранее был разработан ряд принципиальных положений теории сплавообразования и упрочнения литейных алюминиевых сплавов [12-15], которыми необходимо руководствоваться при разработке новых материалов для нужд техники. Установленные правила легирования высокопрочных сплавов сводятся к следующему: а) легирующие элементы должны способствовать как можно более высокой степени пересыщения твердого раствора; б) легирование должно обеспечивать после термической обработки высокодисперсную микрогетерогенность внутри зерен твердого раствора, равномерное распределение образовавшихся при кристаллизации химических соединений, которые не должны образовывать крупных скоплений, кристаллы из расплава не должны иметь игольчато-пластинчатую форму. Для этого в состав сплава должны входить модифицирующие элементы, способствующие измельчению структуры и по возможности не способствующие увеличению интервала кристаллизации, что отрицательно влияет на величину ликвации и литейные свойства сплава; в) строение и упрочнение границ и субграниц зерен (А1) твердого раствора сплава зависят не только от соответствующего распределения упрочняющихся фаз, но и от чистоты шихтовых материалов и уменьшения содержания вредных примесей.

Изложенным принципам сплавообразования частично соответствуют алюминиевые высокопрочные сплавы на базе систем Al-Mg-Zn, Al-Mg-Zn-Cu, однако они имеют широкий интервал кристаллизации и, соответственно, низкие литейные свойства. Задача состоит в том, чтобы устранить эти недостатки без снижения достигнутого уровня прочности. Поиск новых систем легирования требует в первую очередь знания фазовых диаграмм.

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Изучено влияние никеля (до 6 %), железа (до 1 %), кремния (до 6 %), циркония (до 0,2 %) и скандия (до 0,2 %) на структуру и свойства фасонных отливок, слитков и деформированных полуфабрикатов сплавов системы Al-Zn-Mg (4-8%Zn, 1-4%Mg) после различной термообработки. Показано, что наилучший комплекс эксплуатационных и технологических свойств достигается в сплавах эвтектического состава с фазами AbNi и AbFeNi.

2. Построены фрагменты многокомпонентных фазовых диаграмм системы Al-Zn-Mg-Ni-Fe-Si, в том числе с использованием программы «Thermo-Calc». В частности, на примере политермических разрезов Al-7%Zn-3%Mg-AbNi и Al-7%Zn-3%Mg-Mg2Si показано, что существенное улучшение показателя горячеломкости эвтектических сплавов (с ~7 мас.% AbNi и ~10 мас.% Mg2Si соответственно) обусловлено заметным сужением интервала кристаллизации и линейной усадки по сравнению с базовым сплавом (Al-7%Zn-3%Mg).

3. Определена граница образования грубых первичных кристаллов Fe-содержащих фаз в зависимости от концентраций железа и никеля в сплавах системы Al-7%Zn-3%Mg-Ni-Fe. Показано, что совместное введение Fe и Ni в количестве около ~1% (каждого) улучшает литейные свойства за счет уменьшения интервала кристаллизации.

4. Построены кинетические зависимости твердости отливок и листов сплавов систем Al-Zn-Mg, Al-Zn-Mg-Ni, Al-Zn-Mg-{Mg2Si), Al-Zn-Mg-Ni-Fe-(Zr,Sc) при различных температурах закалки (450-560 °С) и старения (100-200 °С). Полученная максимальная твердость (НВ>200-К210) превышает уровень, достигаемый в наиболее прочных промышленных сплавах типа В96ц-3, что можно объяснить высокой объемной долей дисперсных вторичных выделений фаз Т' (Al2Mg3Zn3) и Al3(Zr,Sc).

5. Показано, что фрагментация и сфероидизация интерметаллидных фаз эвтектического происхождения при нагреве под закалку приводит к получению глобулярных, относительно равномерно распределенных частиц, которые ускоряют распад пересыщенного алюминиевого твердого раствора внутри зерен и тем самым препятствует образованию грубых зернограничных цепочек фазы T(AbMg3Zn3). Этот структурный эффект положительно отражается как на механических свойствах отливок и деформированных полуфабрикатов, так и на их сопротивление коррозии под напряжением.

6. Установлено, что введение добавок Sc и Zr в количестве 0,1 и 0,2%, соответственно, положительно влияет на структуру и механические свойства деформированных полуфабрикатов сплавов системы Al-Zn-Mg-Ni-Fe, что обусловлено образованием высокодисперсных вторичных выделений фазы Al3(Zr,Sc) в процессе гетерогенизирующего отжига слитков (при 300-350 °С). Данные выделения приводят к дополнительному дисперсионному упрочнению, кроме того, они являются эффективными антирекристаллизаторами.

7. Предложены два новых высокопрочных алюминиевых сплава: 1) сплав АЦ7МгЗН4, предназначенный для получения фасонных отливок в металлические формы (ств>600 МПа, СТо,2>500 МПа, 5>5%); 2) сплав 019705, предназначенный для получения деформированных полуфабрикатов (ств>700 МПа, Оод>680 МПа и 8>5%). Сплав АЦ7МгЗН4 успешно прошел опытно-промышленное опробование при получении фасонных отливок литьем в кокиль в условиях литейных участков авиационных предприятий ОАО «ИЛ» и ОАО «ВАСО».

8. Показано, что добавки никеля и железа в базовый сплав А1-7% Zn-З % Mg, улучшают стойкость сплавов к коррозии под напряжением, увеличивают сопротивление усталости и другие структурно-чувствительные свойства, которые в значительной мере определяют конструкционную прочность. С другой стороны, общая коррозионная стойкость остается невысокой (что характерно для всех высокопрочных сплавов), но данная проблема может быть решена с помощью эффективных и одновременно экономных защитных покрытий, получаемых методом плазменного электролитического оксидирования (ПЭО).

1. ГОСТ 1583-93. Сплавы алюминиевые литейные. М.: Изд-во стандартов, 1993 г.

2. Промышленные алюминиевые сплавы /Справ, изд./ Алиева С.Г., Альтман М.Б. и др. М., Металлургия, 1984. 528 с.

3. Применение алюминиевых сплавов /Справ, изд./ Альтман М.Б., Арбузов Ю.П. и др./. М., Металлургия, 1985. 344 с.

4. Золоторевский B.C., Белов Н.А. "Новые литейные алюминиевые сплавы" в кн.: Научные школы Московского Государственного института стали и сплавов (технологического университета)-75 лет. Становление и развитие, М.: МИСиС, 1997, с.353-358.

5. Золоторевский B.C., Белов Н.А. "Новые литейные алюминиевые сплавы для машиностроения", Технология легких ставов, 1997, № 4, с.20-24.

6. Белов Н.А., Золоторевский B.C. "Перспективы создания новых алюминиевых сплавов на основе многофазных эвтектик, Перспективные материалы, 1999, N 3, с.5-12.

7. Белов Н.А., Золоторевский B.C. «Новые высокопрочные литейные сплавы на основе алюминиево-никелевой эвтектики (никалины)», Научно-технологическое обеспечение деятельности предприятий, институтов и фирм: Материалы семинары. М.МГИУ, 2003, с. 584-593

8. Белов Н.А., Золоторевский B.C. «Литейные сплавы на основе алюминиево-никелевой эвтектики (никалины) как возможная альтернатива силуминам», Цветные металлы, 2003, №2, с.99-105.

9. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия, 1986, ил.

10. Колачев Б.А., Ливанов В.А., Елагин В.И. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1972

11. Захаров А. М. Промышленные сплавы цветных металлов, Москва, 1980.

12. Постников Н. С. Упрочнение алюминиевых сплавов и отливок. М., Металлургия, 1983. 118с.13. «Оптимизация структуры и состава конструкционных литейных алюминиевых сплавов эвтектического типа». Докторская диссертация. Белов Н.А. (1994)

13. B.C. Золоторевский, Н.А. Белов, Металловедение литейных алюминиевых сплавов, М.: МИСиС, 2005 г., 376 е., ил.

14. Бочвар А.А. Металловедение. М.: Металлургиздат, 1956.495 е., ил.

15. Моидольфо Л.Ф. Структура и свойства сплавов. Пер. с англ. М., Металлургия, 1979. 640 с.

16. Диаграммы состояния систем на основе алюминия и магния: Справоч. изд. /Дриц М.Е., Бочвар Н.Р. и др./. М., Наука, 1977. 228 с.

17. Philips, H.W.L. (1959) Annotated Equilibrium Phase Diagrams of Some Aluminum Alloy Systems, London, Inst. Met. Monograph 25.

18. Prince in Ternary Alloys, edited by G. Petzow and G. Effenberg, Weinheim, VCH, vol. 5, pp. 241-249,1999

19. P. Liang, T. Tarfa, J.A. Robinson, S. Wagner, P. Ochin, M.G. Harmelin, H.J. Seifert, H.L. Lukas, F. Aldinger «Experimental investigation and thermodynamic calculation of the Al-Mg-Zn system», Thermochimica Acta 314 (1998) 87-110

20. Высокопрочные деформируемые алюминиевые сплавы.- И. Н. Фридляндер, Москва, ГНТИ ОБОРОНГИЗ, 1960

21. Новиков И.И. Горячеломкость цветных металлов и сплавов. М.: Наука, 1966. 300 с.

22. Бочвар А. А., Рыкалин Н. Н., Прохоров Н. Н., «Сварочное производство», 1960, № 10

23. Давыдов В.Г., Захаров В.В., Захаров Е.Д., Новиков И.И. Диаграммы изотермического распада раствора в алюминиевых сплавах М.: Металлургия, 1973. 152 е., ил.

24. Алюминий. Свойства и физическое металловедение. Справочник.-Под ред. Дж. Е. Хэтча, Москва, 1989.

25. Елагин В.И. Легирование деформируемых алюминиевых сплавов переходными металлами. М.: Металлургия, 1975. 247 е., ил.

26. И.И. Новиков. Дефекты кристаллического строения металлов. М.: Металлургия, 1975, с. 280.

27. Красильников Г.Л. «Разработка и исследование высокопрочного литейного сплава на основе системы алюминий-цинк-магний», Дисс. канд. техн. наук, М.: МИСиС, 1978.

28. Курилов А.Г. «Разработка и исследование высокопрочных сплавов систем Al-Mg-Zn и Al-Mg-Zn-Cu», Дис. канд. техн. паук, М.: МИСиС, 1979

29. Аксенов А.А. «Разработка и исследование высокопрочных и пластичных литейных сплавов на основе системы Al-Zn-Mg-Cu», Дис. канд. техн. наук, М.: МИСиС, 1988.

30. Строганов Г.Б. Высокопрочные литейные алюминиевые сплавы. М., Металлургия, 1985.216 с.

31. А.Р. Jivkov, P. Stable «Strain-driven corrosion crack growth a pilot study of intergranular stress corrosion cracking» Engineering Fracture Mechanics 69 (2002) 2095-2111

32. R Mears,R. Brown, E. Dix., symposium of stress corrosion cracking of metals, 1944, p. 329.

33. W. Gruhl. Aluminium, v 38., №12, 1962, s.775-781.

34. Е. Н. Dix "Transaction of American Society for Metals", 1950, v. 42, p. 1057-1127

35. M.O. Speidel. Proceeding of conference fundamental aspects of strees corrosion cracking. September, 1967

36. F. Hayhie, W. Boyd (ibid), p. 580-583.

37. W. Gruhl, H. Cordier. Z. Metallkunde, Bd 55, №10, 1964, s. 577-582

38. D. Brungs, W. Gruhl, W. Hupputr. Alluminium (B.R.D), 47, №3, 1971, s. 189-194.

39. Precipitation hardening and effect of recent research on practical development (Discussion) J. Inst. Met., v92, №1, 1964, p. 153-172.

40. A. J. Sedricks, P. W. Slattery, E. N. Pugh. Trans of ASME, v62, №1, 1969, p. 238-247

41. G.J.Thomas, J. Nutting, J. Inst. Met, v88, 1960, p. 81-90.

42. K. G. Kent. J. Austr. Inst. Met., vl5, №3 august, 1970, p.171-178.

43. M. O. Speidel, Met. Trans., №4, 1975, p. 631-655

44. D. S. Tomson, B. S. Subramanya, S. A. Levy, Met. Trans., v2, №4, 1971, p. 1149-1155.

45. M. R. Bayoumi «The mechanics and mechanisms of fracture in stress corrosion crackingof aluminium alloys» Engineering fracture mechanics vol. 54, №. 6, pp. 879-889, 1996

46. G. Geschuind, G. G. Soltz, P. Adler. Corrosion. V. 26, №7, 1970, p. 165-181.

47. N. Ryum, Acta Met., V7, №17, 1969, p. 821-827.

48. H.A. Holl, Corrosion, v22,№6, 1967, p. 173-179.

49. X.F. Liu , S.J. Huang, H.C. Gu «The effect of corrosion inhibiting pigmentson environmentally assisted cracking of high strength aluminum alloy», Corrosion Science 45 (2003) p.1921-1938

50. R. Ferragut, A. Somoza and A. Tolley «Microstructural evolution of 7012 alloy during the early stages of artificial ageing» Acta mater. Vol. 47, No. 17, pp. 4355-4364, 1999

51. W. Gruhl. Metallkunde, v. 54, N2, 1963, s. 86-90

52. M. Сетаро, H. Тосио и др., "Кэйкиндзоку", J. Jap. Inst. Zight Met., v20, N7, 1970, p. 349356.

53. Синявский В. С., Вальков В. Д., В. Д. Калинин, Коррозия и защита алюминиевых сплавов. 2 -е изд. Перераб. И доп. М., Металлургия, 1986, с. 368

54. Синявский В. С., Вальков В. Д. Коррозия и защита алюминиевых сплавов М., Металлургия, 1979, 224 с.

55. Вальков В. Д. Структура, механические и коррозионные свойства сплавов системы Al-Zn-Mg, М. Изд. ВИЛС, 1971, 67 с.

56. Синявский В. С., Вальков В. Д. в кн. Обработка легких и жаропрочных сплавов М. Наука, 1976, с. 206-216.

57. Синявский В. С., Вальков В. Д., Елагин В. И., Технология легких сплавов, ВИЛС, 1968, №3, с. 83-86.

58. Myriam Nicolas, Alexis Deschamps «Characterisation and modelling of precipitate evolution in an Al-Zn-Mg alloy during non-isothermal heat treatments», Acta Materialia 51 (2003) 60776094

59. Polmear I. J. Institute of Metals, 1960 pt. 1. v. 89

60. V.V. Bolotin, A.A. Shipkov «Mechanical aspects of corrosion fatigue and stress corrosion cracking» International Journal of Solids and Structures 38 (2001) 7297-7318

61. Brungs D., Cruhe W., Hupattz W., Aluminium, BRD, 1971, 47, №3, 189-194

62. Brenner P. Z., Aluminium, BRD, 1961, 37, №10, 633-644

63. Gilde W., Pase R., Schweisstechnik, 1963, vol. 12, №3, 198-200

64. Westermann E., Fetrer M., J. 1st. Metals, 1969, vol. 97, № 7.

65. Горчикова H. С., Фридляндер И. H. и др. МИТОМ, 1972, №3

66. Discussion «Notes on the discussion concerning the" surface mobility mechanism" of stress corrosion cracking», Corrosion Science 45 (2003) 2105-2117.

67. A.V. Benedetti, P.L. Cabot, J.A. Garrido and A.H. Moreira «Influence of iron addition on the microstructure and the electrochemical corrosion of Al-Zn-Mg alloys», Journal of Applied Electrochemistry 31: 293-300, 2001.

68. Белов H.A., Золоторевский B.C. Оптимизация состава малокремнистых силуминов для повышения механических свойств в литом состоянии. Изв. ВУЗов. Цв. Металлургия, 2001, №5, с. 67-76.

69. Белов Н.А., Гусев АЛО. "Оптимизация количества магния и меди в силуминах типа АК7", Металловедение и термическая обработка металлов, 1996, №3, с. 10-13.

70. Белов Н.А., Золоторевский В.С, Евсеев Ю.В. Модифицирование Fe-фаз в силумине типа АК5М2 добавками переходных металлов, Цветные металлы, 1988, №1, С.68-70.

71. Заварзин И.А. «Исследование и разработка и вторичных литейных сплавов на базе системы Al-Mg-Zn-Cu», Дис. канд. техн. наук, М.: МИСиС, 1981

72. Белов Н.А. «Закономерности влияния состава и структуры на вязкость разрушения литейных сплавов системы Al-Mg-Zn-Cu и разработка высокопрочного сплава на базе этой системы с повышенным содержанием примесей», Дис. канд. техн. наук, М.: МИСиС, 1985.

73. Золоторевский B.C., Белов Н.А. "Новые литейные алюминиевые сплавы для машиностроения", в сб.: Проблемы развития автомобилестроения в России, Избранные доклады II-IV международных научно-практических конференций (1996-1998)/ под ред.

74. Г.К.Мирзоева, А.Н. Москалюка, М.М. Криштала Тольятти, АО «АВТОВАЗ», 1999, с.145-149.75. da Silva Bassani МН, Perepezko J.H., Edelstein AS, Everett RK. «Initial phase evolution during interdiffusion reactions» Scripta Mat. 1997 p.37:227-32

75. Liu JC, Mayer JW, Barbour JC. Kinetics of NiA13 and Ni2A13 phase growth in lateral diffusion couples. J Appl Phys 1988;64:656-62.

76. Силумины: Атлас структур и фрактограмм / Справ, изд./ Пригунова А.Г., Белов Н.А. и др. /Под ред. Ю.Н.Тарана и В.С.Золоторевского. М., МИСиС, 1996. 175 с.

77. Белов Н.А. "Влияние эвтектических фаз на характер разрушения высокопрочных литейных алюминиевых сплавов", Металловедение и термическая обработка металлов, 1995, №6, с. 20-24.

78. Белов Н.А., Золоторевский B.C., Аксенов А.А., Тагиев Э.Э. Литейный сплав на основе алюминия АЦ6Н4. пат. РОССИИ 1720292 с 15.11.91 г., з-ка 4799759 от 05.03.90 г., патентовладелец МИСиС.

79. Белов H.A., Тагиев Э.Э. «Эвтектические структуры в сплавах на основе твердого раствора системы Al-Zn-Mg-Cu» Изв. Вузов. Цв. Мет., 1991, № 2, с. 95-98.

80. Белов Н.А., Золоторевский B.C., Тагиев Э.Э. «Влияние алюминида никеля и силицида магния на структуру, механические и литейные свойства сплава Al-6%Zn-l,6%Mg-1%Си» Изв. РАН , Металлы, 1992, №1, с.146-151.

81. Kubicek L., Tagijev Е., Zolotorevskij V., Belov N., Holicek S., Procio M. "Vliv niklu na strukturu hlinikovych slitin Al-Zn-Mg-Cu", Fyzikalni metalurgie (Bratislava), 1993, Vol.31, №4, p.329-336.

82. Elliot R.P., Shunk F.A. The Al-Sc system. // Journal of the Less-Common Metals. 1979, v.63, p.87-97.

83. L. S. Toropova, A. N. Kamardinkin, V. V. Kindzhibalo and A. T.Tyvanchuk: Phys. Met. Metall., 1990, 70, (6), 155-164.

84. Marquis E.A., Seidman D.N. Nanoscale structural evolution of AbSc precipitates in Al (Sc) alloys Acta mater. 49(2001) 1909-1919.

85. Seidman D.N., Marquis E.A., Dunand D.C. Precipitation strengthening at ambient and elevated temperatures of heat-treatable Al(Sc) alloys. Acta materialia 50 (2002) 4021^1035.

86. Sato Т., Kamio A., Lorimer G.W., in Proc. ICAA5 (Eds. J. H. Driver etc.), Transtec Publications, Zuerich, Mater. Sci. Forum, 217-222, Part 2, 895-900, 1996.

87. Дриц M.E., Торопова JI.С., Быков Ю.Г., Гущина Ф.Л., Елагин В.И., Филатов Ю.А. Метастабильная диаграмма состояния системы Al-Sc со стороны, богатой алюминием. // Изв. АН СССР. Металлы, 1983, №1, с.179-182.

88. G. М. Novotny and A. J. Ardell: Mater. Sci. Eng., 2001, A 318, 144-154.

89. J. D. Robson, M. J. Jones and P. B. Pragnell: Acta Mater., 2003, 51, 1453

90. E. A. Marquis and D. N. Seidman: Acta Mater., 2001, 49, 1909-1919.

91. M. J. Jones and F. J. Humphreys: Acta Mater., 2003, 51, 2149-2159.

92. M. Nakayama, A. Furuta and Y. Miura: Mater. Trans., JIM, 1997, 38, 852-857.

93. Lae, P. Guyot, C. Sigli. Cluster dynamics in Al-Zr and Al-Sc alloys. Proceedings of the 9th International Conference on Aluminium Alloys (2004).

94. Золоторевский B.C. Механические свойства металлов. M.: МИСиС. 1998,400 с.

95. ГОСТ 1497 84 Металлы. Методы испытаний на растяжение - М.: Изд-во стандартов, 1986г.

96. ГОСТ 25.506 85 Расчеты и испытания на прочность. Методы механических испытаний металлов. Определение характеристик трещиностойкости (вязкости разрушения) при статическом иагружении

97. ГОСТ 6012-59 Металлы. Методы измерения твердости по Бринеллю М.: Изд-во стандартов, 1986

98. ГОСТ 2999-75 Металлы и сплавы. Метод измерений твердости по Виккерсу — М.: Изд-во стандартов 1976

99. ГОСТ 25.502 — 79 Расчеты и испытания на прочность в машиностроении. Методы механических испытаний металлов. Методы испытаний на усталость

100. ГОСТ 9454 78 Металлы. Метод испытания на ударный изгиб при пониженных, комнатной и повышенных температурах

101. ГОСТ 9450 76 Измерение микротвердости вдавливанием алмазных наконечников

102. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1970. 375 с ил.

103. И.И. Новиков, Г.Б. Строганов, А.И. Новиков. Металловедение, термообработка и рентгенография. М.: МИСиС. 1994, с. 460.

104. Горелик С.С., и др. Рентгенографический и электронно-оптический анализ.: Учеб. Пособие для вузов. -4-е изд. доп. и перераб.-М.: МИСИС,2002.-360с .

105. Испытания материалов. Справочник. Под ред. X. Блюменауэра. Пер с нем. 1979 г. 48с.

106. G 110 92 (Reapproved 1997) ASTM «Standard practice for evaluating intergranular corrosion resistance of heat treatable aluminum alloys by impression in sodium chloride + hydrogen peroxide solution»

107. ГОСТ 9.019-74. Единая система защиты от коррозии и старения-сплавы алюминиевые и магниевые. Методы ускоренных испытаний на коррозионное растрескивание. Изд-во стандартов, 1974 г.

108. ГОСТ 1583-93 Сплавы алюминиевые литейные. Технические условиятюожШж&т швдзвдщшцsajeaaj шS