Аннотация результатов, полученных в 2017 году
На первом этапе выполнения проекта было исследовано влияние добавок эрбия и иттрия, совместно с цирконием и скандием и без, на структуру и свойства чистого алюминия. Были получены сплавы четырех составов: Al-0,3Er-0,2Y(99), Al-0,3Er-0,2Y-0,2Zr(99), Al-0,3Er-0,2Y-0,2Zr-0,05Sc(85) и Al-0,3Er-0,2Y-0,2Zr-0,05Sc(99). Для определения влияния температуры и времени отжига на эффект упрочнения исследуемые сплавы были отожжены при температурах 300, 370 и 440°С. При повышении температуры отжига до 440°С сплав Al-Er-Y не показывает эффекта упрочнения, в то время как после трехчасового отжига при 300°С эффект составил 7HV. При введении циркония в сплав Al-Er-Y наибольшее упрочнение достигается после отжига при 370 и 440°С без существенного разупрочнения с увеличением времени отжига. Введение скандия приводит к росту твердости на 10-12HV в процессе отжига при всех температурах. В целом можно отметить, что пик твердости приходиться на 3 часа отжига при всех температурах рассмотренных температурах. Сплав Al-Y-Er-Zr-0,05Sc(85), выплавленный на алюминии Al (99,85%), показывает меньший эффект упрочнение в процессе отжига, твердость возрастает на 7-9HV. При этом абсолютное значение твердости не превышает 35HV, в то время как на сплаве Al-Y-Er-Zr-0,05Sc(99) достигается твердость до 40HV. В структуре помимо алюминиевого твердого раствора присутствуют светлые включения избыточных фаз кристаллизационного происхождения. Как показывают изображения в характеристических излучениях элементов на картах распределения светлые фазы обогащены Y и Er, Y,Er и Zr, а в случае сплава Al-Y-Er-Zr-0,05Sc(85) отмечено наличие фаз образованных примесями железа и кремния. Также для сплава Al-Y-Er-Zr-0,05Sc(85) в фазах содержащих примеси железа и кремния отмечается повышенная концентрация циркония, эрбия и иттрия. Но при этом иттрий не образует кристаллизационных фаз с железом. В литом сплаве Al-Y-Er-Zr-0,05Sc(85) образуются многокомпонентные кристаллизационные фазы (AlSiFeEr(Zr)) и (AlSiErY(Zr)). В результате снижается пересыщенность алюминиевого твердого раствора цирконием, эрбием и иттрием и достигается меньший эффект упрочнения в процессе отжига слитков. Скандий в сплавах Al-Y-Er-Zr-0,05Sc(85) и Al-Y-Er-Zr-0,05Sc(99) однородно распределен в матрице алюминиевого твердого раствора и не входит ни в одну фазу кристаллизационного происхождения. Для сплавов Al-Er-Y и Al-Er-Y-Zr(99) эффект упрочнения связан с образованием наноразмерных дисперсоидов фаз Al3Er, Al3(Er,Y) и Al3(Er,Y,Zr). Размер дисперсоидов Al3(Er,Y) в сплаве Al-Er-Y составил 8 нм. В дополнение в сплаве Al-Er-Y выявлено наличие дисперсоидов фазы Al3Er размером до 20 нм. В сплаве Al-Er-Y-Zr(99) средний размер дисперсоидов фазы Al3(Er,Y,Zr) составил 5 нм. На температурной зависимости внутреннего трения для сплава Al-Er-Y(99) выявлен псевдо-пик при всех частотах колебаний при температуре 365°С, который, как показывают исследования зеренной структуры, соответствует температуре рекристаллизации для данного сплава. Для сплава Al-Er-Y-Zr(99) пика внутреннего трения не обнаружено. Структурные исследования после часового отжига при 400°С показывают нерекристаллизованные зерна в сплаве Al-Er-Y-Zr(99). Данный факт говорит о более высокой термической стабильности дисперсоидов Al3(Er,Y,Zr), что позволяет им сохранять нерекристаллизованную структуру в сплаве Al-Er-Y-Zr(99). Для сплавов Al-Y-Er-Zr-0,05Sc(85) и Al-Y-Er-Zr-0,05Sc(99) температура начала рекристаллизации превышает 450°С, поскольку после часового отжига в структуре выявлены деформированные зерна. Температура начала рекристаллизации для данных сплавов находится в интервале 450-600°С. После часового отжига при 600°С в сплаве Al-Y-Er-Zr-0,05Sc(85) средний размер рекристаллизованного зерна составляет 100±35 мкм, а для сплава Al-Y-Er-Zr-0,05Sc(99) - 350±60 мкм. В процессе отжига листов сплава AlErY(99) происходит незначительное разупрочнение с 43HV до 39-40HV после получаса отжига без дальнейшего изменения твердости. Сплав AlErYZr(99) с учетом доверительного интервала измерения не разупрочняется в процессе отжига деформированных листов. При введении же 0,05% скандия в сплав AlErYZr(99) наблюдается рост твердости в процессе отжига. Особенно заметное повышение отмечено после отжига при 200°С, твердость выросла с 48HV до 53HV после часа отжига. Повышение твердости может быть связано с дораспадом алюминиевого твердого раствора. Накопление дефектов и внутренних напряжений с последующей термической активацией, могло способствовать прохождению дораспада и росту твердости. Увеличение же времени отжига при 200°С привело к прохождению процессов полигонизации и снижению твердости до уровня деформированного состояния. Отжиг при более низкой температуре 150°С не приводит к столь существенному приросту в твердости, что является вполне закономерным – температура не достаточна для дораспада и в меньшей степени проходят процессы возврата и полигонизации. При этом прочность материала не должна существенно снизиться, а пластичность должна повыситься. Аналогичный эффект наблюдается в сплаве Al-Y-Er-Zr-0,05Sc(85). В целом можно отметить простые зависимости удельного электросопротивления от температуры и времени: - с повышение температуры отжига со 100 до 200°С происходит незначительное снижение удельного электросопротивления; - увеличение времени отжига с 0,5 до 4 часов существенно не сказывается на величине удельного электросопротивления. Удельное электросопротивление сплава Al-Er-Y находится в диапазоне 97,5-98,9% от электросопротивления чистого алюминия Al(99,99%). Введение 0,2% циркония приводит к резкому повышению электросопротивления и его величина составляет 86,3-88,1% от алюминия Al(99,99%), что может быть связано с повышением плотности выделений более дисперсных когерентных дисперсоидов фазы Al3(Er,Y,Zr) в сплаве Al-Er-Y-Zr. Для сплава AlErY с повышением температуры и времени отжига предел текучести уменьшился со 130 МПа в деформированном состоянии до 115 МПа после отжига при 200°С в течение 4 часов. При этом относительное удлинение достигло 15,5%. В сплаве AlErYZr в деформированном состоянии предел текучести составил 144 МПа, в процессе отжига с учетом ошибки в определении среднего значения прочностные свойства существенно не изменились. После четырехчасового при 200°С предел текучести составил 142 МПа. При этом относительное удлинение находится на уровне 10-12%. В сплавах, легированных 0,05% скандия, наблюдаются примерно такие же закономерности, при этом предел текучести составляет 151-158 МПа, предел прочности – 163-170 МПа, а относительное удлинение – 9-13,1% после отжига при температурах 100-300°С. Для сравнения сплав 1350 электротехнического назначения имеет предел текучести 110 МПа и предел прочности 124 МПа.

Аннотация результатов, полученных в 2018 году
Высокое содержание дорогостоящего скандия 0,21-0,25% в сплавах 1545К и 1570, не смотря на неплохой уровень свойств, затрудняет их промышленное применение. В настоящем проекте сплавы 1545К и 1570 взяты как базовые системы легирования. Основной принцип выбора составов новых сплавов – это снижение концентрации скандия и замена его такими добавками как иттрий, эрбий и иттербий. Сплавы следующих составов исследованы: AlMgY (4,5Mg-0,5Mn-0,15Zr-0,05Sc-0,2Y), AlMgEr (5,7Mg-0,4Mn-0,1Zr-0,12Sc-0,38Er), AlMgMnYb (6Mg-0,2Mn-0,25Zr-0,05Sc-0,3Yb), AlMgCrYb (6Mg-0,2Cr-0,25Zr-0,05Sc-0,3Yb). Известно, что легирование Er и Y алюминиевых сплавов с добавками Zr и/или Sc приводит к образованию в процессе отжига слитков L12 дисперсоидов фаз Al3Er, Al3(Zr,Er), Al3(Zr,Sc,Er), Al3(ZrY) за счет чего достигается упрочняющий эффект. На примере сплавов AlMgMnYb и AlMgCrYb после 10 часов отжига при 440°С показано, что дисперсоиды фазы со структурой L12 выделяются как гомогенно в теле зерна, так и гетерогенно на дислокациях. Частицы фаз Al3Sc, Al3(Sc,Zr) и Al3Yb обычно зарождаются гомогенно. В связи с этим, можно предположить, что дисперсоиды, которые расположены на дислокациях, скорее всего, соответствуют фазе Al3(Sc,Zr,Yb). Al твердый раствор и фазы Al3Mg2, Al3Y и (AlMgY) определены на дифрактограмме сплава AlMgY. Al твердый раствор и фазы Al3Mg2, Al3Er идентифицированы в сплаве AlMgEr. Распределение элементов по линии между фазами показывает наличие в светлой фазе кристаллизационного происхождения Al, Mg и Er. Предположительно неидентифицированные пики соответствуют тройной фазе (Al,Mg,Er). В сплавах AlMgMnYb и AlMgCrYb скандий и цирконий полностью растворены в алюминиевом твердом растворе, а концентрация иттербия в нем составляет 0,1-0,2% согласно результатам точечного анализ. В сплаве AlMgMnYb выявлено наличие фаз кристаллизационного происхожденияAl6(Mn,Fe) и (Al,Mg,Yb,Si), а в сплаве AlMgCrYb - Al8Fe2Si, (Al,Mg,Yb,Si) и (Al,Fe,Yb). В процессе отжига происходит полное растворение неравновесной фазы Al3Mg2, а иттрий-содержащие фазы практически не изменяют своей морфологии и не растворяются. Слитки исследованных сплавов прокатаны по 4 технологиям, включающим различное сочетание долей горячей, теплой и холодной деформаций. После прокатки структура исследованных сплавов представлена вытянутыми в направлении деформации зернами, избыточные фазы дробятся и вытягиваются в строчки. При этом отжиг при температурах до 250°С не приводит к видимым в световом микроскопе изменениям в структуре. По результатам испытаний на одноосное растяжение рекомендованы режимы получения листов представленные ниже. Для сплава AlMgY можно рекомендовать следующие режимы получения листов, обеспечивающие наиболее высокий предел текучести наряду с хорошей пластичностью: 1. Прокатка по технологии Т2 (20→6 мм - 440°С и 6→1 мм – 20 °С) и последующий отжиг при 150°С в течение 3 часов: σ0,2 = 386 МПа, σВ = 459 МПа при δ = 8,8 %. 2. Прокатка по технологии Т4 (20→10 мм - 200°С и 10→1 мм – 20 °С) и последующий отжиг при 150°С в течение 3 часов. σ0,2 = 398 МПа, σВ = 455 МПа при δ = 9,6 %, либо отжиг при 200°С в течение 0,5 часа: σ0,2 = 375 МПа, σВ = 448 МПа при δ = 11,3 %. Для сравнения сплав 1545К (Al-4,7Mg-0,32Mn-0,21Sc-0,09Zr) в отожженном состоянии имеет σ0,2 = 270 МПа, σВ = 370 МПа при δ = 16 %, а повышение доли холодной деформации позволяет повысить свойства до σ0,2 = 408 МПа, σВ = 461 МПа при меньшей пластичности δ = 7,0 % после отжига при 150°С в течение1 часа. Более высокое относительное удлинение в сплаве 1545К равное 8,0% достигается после отжига при 200 в течение 0,5 часа, однако прочностные свойства при этом составляют σ0,2 = 385 МПа, σВ = 449 МПа, что сопоставимо со свойствами нового сплава AlMgY, но имеющего при этом лучшую пластичность. Сплав AlMgY (Al-4,5Mg-0,5Mn-0,05Sc-0,15Zr) является более дешевым и перспективным в сравнение со сплавов 1545К (Al-4,7Mg-0,32Mn-0,21Sc-0,09Zr). Для сплава AlMgEr можно рекомендовать следующий режим получения листов, обеспечивающий наиболее высокий предел текучести наряду с хорошей пластичностью: прокатка по технологии Т3 (28→14 мм - 370°С и 14→2 мм - 20°С) и последующий отжиг при 200°С в течение 1 часа: σ0,2 = 370 МПа, σВ = 470 МПа при δ = 9,5 %. Для сплава AlMgMnYb можно рекомендовать следующие режимы получения листов, обеспечивающие наиболее высокий предел текучести наряду с хорошей пластичностью: 1. Прокатка по технологии Т3 (28→6 мм - 440°С и 6→1 мм - 20°С) и последующий отжиг при 150°С в течение 1 часа: σ0,2 = 372 МПа, σВ = 466 МПа при δ = 8,5 %. 2. Прокатка по технологии Т4 (28→14 мм - 440°С и 14→1 мм - 200°С) и последующий отжиг при 150°С в течение 1 часа. σ0,2 = 394 МПа, σВ = 486 МПа при δ = 9,3 %. Для сплава AlMgCrYb можно рекомендовать следующие режимы получения листов, обеспечивающие наиболее высокий предел текучести наряду с хорошей пластичностью: 1. Прокатка по технологии Т2 (28→10 мм - 440°С и 10→1 мм - 200°С) и последующий отжиг при 150°С в течение 1 часа: σ0,2 = 391 МПа, σВ = 460 МПа при δ = 9,1 %. 2. Прокатка по технологии Т3 (28→6 мм - 440°С и 6→1 мм - 20°С) и последующий отжиг при 150°С в течение 1 часа. σ0,2 = 390 МПа, σВ = 461 МПа при δ = 9,7 %, либо отжиг при 100°С в течение 4 часов. σ0,2 = 408 МПа, σВ = 472 МПа при δ = 8,7 %. 3. Прокатка по технологии Т4 (28→14 мм - 440°С и 14→1 мм - 200°С) и последующий отжиг при 150°С в течение 1 часа. σ0,2 = 401 МПа, σВ = 477 МПа при δ = 8,3 %, либо отжиг при 150°С в течение 2 часов. σ0,2 = 393 МПа, σВ = 472 МПа при δ = 9,2 %. По результатам испытаний на межкристаллитную коррозию (ГОСТ 9.021-74 ЕСЗКС) все исследованные сплавы показали высокую стойкость: предел текучести снижался не более чем на 10 МПа, а относительное удлинение не более чем на 3%. Дополнительные исследования. В результате выполнения исследований по проекту и анализа литературных источников было выявлено, что введение в сплавы Al-Cu иттрия или эрбия приводит к образованию ряда тройных интерметаллидов. В системах Al-Cu-Y и Al-Cu-Er присутствуют квазибинарные эвтектики с высокой температурой солидуса, и, соответственно, сплавы на квазибинарных разрезах имеют узкий интервал кристаллизации, что говорит о возможности достижения в них высокого уровня литейных свойств. Показатель горячеломкости (ПГ) сплава Al-4,7Cu-1,6Y по карандашной пробе составил 10 мм. По уровню ПГ сплав сравним с литейными силуминами системы Al-Si-Mg. По результатам рентгенофазового анализа выявлены пики соответствующие фазам (Al) и Al8Cu4Y, а также небольшие пики фаз - η(AlCu), τ6(Al,Cu)11Y3), θ(Al2Cu). Фазы AlCu и Al2Cu в процессе гомогенизации растворяются. При этом концентрация меди в алюминиевом твердом растворе увеличивается с 1.1% после одного часа отжига до 1.3% после 3 часов отжига при 540°С и до 1.8% после 3 часов гомогенизации при 590°С. Эвтектическая фаза Al8Cu4Y демонстрирует высокую термическую стабильность в процессе гомогенизации. Оптимальное сочетание прочности и пластичности после прокатки получено после отжига при 100°С в течение 1 часа на образцах закаленных с 590°С: σ0,2=273MПa, σв =305MПa и δ=6,6%. Введение 0,3%Zr в сплав Al-4,7Cu-1,6Y приводит выделению в процессе гомогенизации дисперсоидов L12 фазы размером 16±5 нм (гомогенизация 540°С) и 19±7 нм (гомогенизация 590°С) как гомогенного, так и гетерогенного зарождения. Наличие дисперосидов обеспечивает меньшую склонность к разупрочнению в процессе отжига после прокатки. Твердость сплава Al-4,7Cu-1,6Y-0,3Zr после отжига при температурах до 550°С в среднем выше на 10 HV. По результатам испытаний на одноосное растяжение сплав Al-4.7Cu-1.6Y-0.3Zr имеет более высокие характеристики прочности в отожженном при 100 и 150°С состояниях: σ0,2=270-290MПa, σв =299-320MПa и δ=4,8-6,3. Структура сплава Al-4Cu-2,7Er представлена дисперсной эвтектикой ((Al)+ Al8Cu4Er), с включениями фазы Al3Er, расположенной по границам дендритных ячеек, и неравновесной фазой AlCu. После одного часа отжига при 605 °С концентрация меди в (Ад) возрастает с 1,8 до 2,2% и не меняется с дальнейшим увеличением времени. В процессе отжига происходит фрагментация и сфероидизация фаз Al3Er и Al8Cu4Er. При этом интерметаллидные фазы отличаются высокой термической стабильностью. После одного часа отжига они имеют размер 1-4 мкм, который практически не изменяется с увеличением времени отжига до 24 часов. При этом доля частиц с размером до 2 мкм существенно больше. По результатам испытаний на одноосное растяжение исследованный сплав показал достаточно высокий уровень характеристик прочности в отожженном состоянии: условный предел текучести составляет 260-280 МПа, условный предел прочности 291-312 МПа при относительном удлинении 5,5-6,1%. Для сравнения сплав Al-4.7Cu-1.6Y имеет σ0,2 =248-276 МПа, σв = 278-310 МПа и δ=5,8-6,6%. В продолжение исследований первого года проекта проведен анализ эволюции структуры и механических свойств новых электопроводных сплавов Al-0.2Y-0.05Sc (AlYSc005) и Al-0.2Y-0.2Sc (AlYSc02). В литой структуре сплавов выявлено наличие алюминиевого раствора и фазы обогащенной иттрием, которая, согласно фазовой диаграмме, является фазой Al3Y. Фаза Al3Y размером 100-200 нм располагается по границам зерен и дендритных ячеек и кристаллизуется в составе округлых эвтектических колоний. Увеличение температуры отжига с 370 до 440 °С уменьшает время достижения пика твердости с 2 до 0.5 часа и ускоряет процесс разупрочнения. Наибольшее упрочнение достигается после отжига при 370 и 400 °С в обоих сплава как после отжига слитков, так и после предварительной гомогенизации. Прирост твердости составил 5-10HV и 15-23HV для сплавов AlYSc005 и AlYSc02 соответственно. Дисперсоиды L12 фазы зарождаются как гомогенно, так и гетерогенно на дислокациях. Выделения фазы Al3Sc обычно зарождаются гомогенно. В связи с этим можно предположить, что в сплаве AlYSc02 выделения L12 соответствуют фазе Al3(ScxYy). Предел текучести сплавов AlYSc005 и AlYSc02 в деформированном состоянии составил 146MПa и 186MПa соответственно. Предел текучести сплава AlYSc005 снижается на 10-15 MПa а удлинение увеличивается на 5% процессе отжига при 200 и 300°C. Сплав AlYSc02 демонстрирует высокую термическую стабильность предела текучести за счет большего содержания скандия и, соответственно, большей объемной доли дисперсоидов L12 фазы. Предел текучести сплава AlYSc02 составляет 174-186 МПа, а удлинение 10,7-16,5% во всех состояниях. Наибольшая электропроводность 61,5-62,4% от международного стандарта на отожженную медь (МСнОМ) достигнута после отжига при 300 °C в течение 5 и 7 часов. Для промышленного сплава 1350 электропроводность несколько ниже - 61% МСнОМ. Кроме того его предел текучести существенно ниже, чем в исследованных сплавах и составляет 110MПa. Предел текучести сплавов AlYSc005 и AlYSc02 после отжига при 300 °C составляет 127-128MПa и 177-183MПa соответственно. Для сравнения сплав Al-0,35Sc-0,2Zr при том же уровне прочностных характеристик имеет электропроводность ниже - 60,2% МСнОМ и меньшую пластичность 7,6%.