Аннотация результатов, полученных в 2019 году
Алюминиевые сплавы имеют широкое применение в большинстве отраслей промышленности благодаря удачному сочетанию механических, физических, коррозионных и технологических свойств. Традиционно алюминиевые литейные сплавы можно разделить на три группы: алюминиевокремниевые (силумины), алюминиевомедные и алюминиевомагниевые. Среди литейных алюминиевых сплавов на основных ролях находятся силумины. Литейные сплавы на основе систем Al-Cu и Al-Mg - имеют структуру типа твердый ратсвор с небольшим количеством избыточных фаз, как почти все деформируемые сплавы. Их механические и коррозионные свойства значительно лучше, чем у силуминов, но литейные свойства очень низкие. К основным недостаткам деформируемых сплавов можно отнести относительно невысокую жаропрочночть и так же немаловажную технологичность при литье, что при получении слитков, к примеру, полунепрерывным литьем может приводить к браку. Последние исследования показали, что сплавы Al-4,5Cu-1,6Y и Al-4Cu-2,7Er на квазибинарных разрезах Al-Al8Cu4Y и Al-Al8Cu4Er имеют очень узкий интервал кристаллизации, а эвтектические фазы Al8Cu4Y и Al8Cu4Er отличаются высокой дисперсностью и термической стабильностью в процессе гомогенизации перед закалкой. Несмотря на малую растворимость иттрия и эрбия в алюминиевом твердом растворе, они склонны к образованию дисперсоидов со структурой L12 в процессе отжига слитков, что приводит к дополнительному упрочнению, повышению температуры начала рекристаллизации, особенно при наличии в сплаве циркония и/или скандия. В зависимости от состава сплава и температуры термической обработки возможно образование дисперсоидов различного размера типа Al3Er, Al3(Er,Zr), Al3(Sc,Zr,Er), Al3(Zr,Y). Составы квазибинарных сплавов в рассматриваемых системах выбирали, основываясь на анализе имеющихся в литературе фазовых диаграммах тройных систем Al-Cu-Y и Al-Cu-Er. Концентрация меди в алюминиевых сплавах обычно не превышает 6,5% по массе. Для соблюдения основного требования – положение сплавов на квазибинарных разрезах необходимо соблюдение соотношения концентраций Cu/Y=Cu/Er=4/1 в атомных процентах, что в массовых процентах составляет: Cu/Er= 1,48 и Cu/Y=2,8. Основываясь на вышесказанном, выбраны две основные композиции сплавов тройных систем следующих составов: Al-6,5Cu-2,3Y и Al-6Cu-4,05Er. Сплавы выплавлены в печи сопротивления с использованием алюминия марок А99 и А7 и лигатур Al-53.5%Cu, Al-8%Y и Al-8%Er. Разливку проводили в медную водоохлаждаемую изложницу с внутренней полостью шириной 40 мм, толщиной 20 мм и высотой 120 мм. Скорость охлаждения составила примерно 15K/с. Слитки после термической обработки были прокатаны до толщины 10 мм при температуре 440°С и до 1 мм при комнатной температуре. Микроструктурные исследования и идентификацию фаз проводили на световом микроскопе (СМ) Neophot 30 и на сканирующем электронном микроскопе (СЭМ) TESCAN VEGA 3LMH с использованием энерго-дисперсионного детектора X-Max 80, а также на и рентгеновском дифрактометре Bruker D8 Advance. Субструктуру сплавов исследовали на просвечивающем электронном микроскопе (ПЭМ) JEOL 2000–EX с рабочим напряжением 120 кВ. Образцы были подготовлены в стандартном электролите A2 на установке электролитического утонения Struers Tenupol-5. Дифференциальный сканирующий калориметр (ДСК) Labsys Setaram использован для определения температур ликвидуса и солидуса. Твердость измеряли стандартным методом Виккерса, ошибка в определении не превышала 3 HV. Испытания на растяжение образцов, вырезанных из 1 мм листов, проводили на универсальной испытательной машине Zwick/Roll Z250 серии Allround в комплексе с автоматическим датчиком продольной деформации. Литая микроструктура сплавов Al-6,5Cu-2,3Y (AlCuY) и Al-6Cu-4,05Er (AlCuEr) представлена дендритами алюминиевого твердого раствора, дисперсной эвтектикой и более крупными светлыми включениями фазы кристаллизационного происхождения. Согласно точечному анализу и распределению элементов между фазами светлая фаза соответствует соединению AlCu, пики которой также отмечены на рентгенограммах исследованных сплавов. Диспресная эвтектика состоит из алюминиевого твердого раствора и фаз Al8Cu4Y и Al8Cu4Er. На границах эвтектики и дендритов алюминиевого твердого раствора присутствуют дисперсные включения фаз более богатых Y и Er – (Al,Cu)11Y3 и Al3Er соответственно. В сплавах Al-6,5Cu-2,3Y-0,15Si-0,15Fe (AlCuYFeSi) и Al-6Cu-4,05Er-0,15Si-0,15Fe (AlCuErFeSi) помимо алюминиевой матрицы в структуре выявлена дисперсная эвтектика. По качественному анализу микроструктура сплавов практически не отличается от сплавов выплавленных на алюминиии А99. По результатам рентгенофазового анализа выявлено наличие пиков соответствующих алюминию, фазам Al8Cu4Y, Al8Cu4Er, Al3Er, (Al,Cu)11Y3, AlCu, Al2Cu и несколько не идентифицированных пиков, которые, вероятно, соответствуют фазе образованной примесями железа и кремния. Согласно результатам калориметрического анализа, температуры ликвидуса и солидуса для сплава AlCuY 635 и 615 °С, а для сплава AlCuEr – 634 и 614°С соответственно. Наличие примесей железа и кремния нe оказало существенного влияния на температуры фазовых превращений, не изменив температуры солидуса сплавов AlCuYFeSi и AlCuErFeSi. В соответствие с температурами солидуса исследуемых сплавов температура 605°С была выбрана как температура гомогенизации перед закалкой. Имея узкий интервал кристаллизации в 20°С сплавы демонстрируют очень низкую склонность к образованию трещин кристаллизационного происхождения. По уровню показателя горячеломкости исследованные трехкомпонентные сплавы не уступают доэвтектическим силуминам с магнием (АК7ч и АК9) и превосходят медистые силумины, такие как АК5М и АК8М3. После одного часа отжига происходит фрагментация и сфероидизация фаз кристаллизационного происхождения – средний размер увеличивается с 0,25 мкм до 1,2 и 0,75 мкм в сплавах AlCuY и AlCuEr соответственно. При этом концентрация меди в алюминиевом твердом растворе незначительно повышается. Увеличение времени отжига приводит к росту фаз кристаллизационного происхождения и увеличению концентрации меди в (Al). Увеличение содержания меди связано с растворением неравновесного избытка фаз кристаллизационного происхождения. При этом концентрация меди в (Al) в сплаве AlCuEr несколько выше и составляет 2,3% против 1,8% в сплаве AlCuY и не изменяется при увеличении времени гомогенизации с 3 до 6 часов. Также в сплаве AlCuEr средний размер избыточных фаз меньше – 1,3 мкм против 1,9 мкм для сплава AlCuY после 3 часов отжига. Процесс гомогенизации сплавов AlCuYFeSi и AlCuErFeSi происходит качественно и количественно практически также. Основное отличие – присутствие в сплавах с примесями тройных фаз (AlSiY) и (AlSiEr), которые не изменяют морфологии в процессе гомогенизации. Так например в сплаве AlCuErFeSi в процессе гомогенизации происходит фрагментация и сфероидизация фаз Al8Cu4Er и Al3Er и в структуре выявляются вытянутые иглообразные включения фаз длиной до 15 мкм, обогащенных эрбием и кремнием (для сплава AlCuYFeSi такие частицы обогащены иттрием и кремнием). Согласно точечному анализу иглообразных выделений атомное соотношение эрбия и кремния в них близко к 1, что говорит о возможности соответствия этих фаз соединению Al3Er2Si2. Железо растворяется в интерметаллидных фазах в количестве до 1%, не изменяя их морфологии. Основываясь на полученных данных выбрано время гомогенизации перед закалкой равное 3 часам. После закалки сплавы состарены при температурах 150, 180 и 250°С в течение различного времени. После закалки твердость сплавов AlCuY и AlCuEr составила 45HV и 47HV соответственно. Старение при температурах 150 и 180 °С приводит к некоторому росту твердости до 56-59HV. Температура же 250°С (перестаривание для алюминиевых сплавов с медью) не приводит к существенным изменениям твердости. Естественное старение после закалки также не приводит к большому приросту в твердости. В целом твердость тройных сплавов невелика и для ее повышения для литейных сплавов необходимо дополнительное легирование дисперсоидообразующими элементами, такими как цирконий и марганец, и магнием, способным существенно повысить эффект упрочнения при старении. Построены карты пластической деформации для определения оптимальных условий проведения термодеформационной обработки по результатам механических испытаний на сжатие. Для сплава AlCuEr оптимальными режимами являются деформация при температурах 520 – 540 ºС и скоростях деформации до 15 с-1 на начальных этапах деформации с последующим понижения температуры до 460 – 480 ºС и скоростей деформации в диапазоне 1 – 5 с-1 на больших степенях деформации. Оптимальным режимом деформации для сплава сплава AlCuErFeSi является: температура в диапазоне 480 – 500 ºС и скорости деформации до 1 с-1. При этом при накоплении общей деформации заготовки до 0,8 наилучшим режимом деформации будет: температура 460 – 470 ºС и скорости деформации около 1 с-1. Можно отметить, что характер деформации сплава AlCuY не меняется с увеличением степени деформации для всех исследуемых скоростей деформации. Оптимальным режимом деформации данного сплава является: температура выше 470 ºС и скорости деформации от 0,1 до 15 с-1. Для сплава AlCuYFeSi во всем диапазоне скоростей деформации, температурным интервалом для оптимального режима является 490 – 540 ºС на начальном этапе деформации с постепенным понижением нижнего порога температуры до ~ 450 ºС при увеличении общей степени деформации. В процессе прокатки происходит частичное дробление фаз, имеющих некомпактную морфологию, в частности фазы Al3Er2Si2 в сплаве AlCuErFeSi. Размер и форма компактных фаз кристаллизационного происхождения не изменяется в процессе прокатки. Зерна вытягиваются в направлении деформации (прокатки) и в процессе последующего отжиг до температуры 250°С зеренная структура не изменяется. Рекристаллизация в исследуемых сплавах начинается с температуры 300°С. С увеличением температуры до 550°С размер зерна растет до 10-25 мкм. При этом в сплавах с эрбием размер зерна несколько больше, чем в сплавах с иттрием. Сплав AlCuEr демонстрирует меньшую склонность к разупрочнению в сравнение со сплавов AlCuY, что связано с более легированным (Al) и наличием более дисперсных фаз кристаллизационного происхождения. Однако этот же факт приводит к тому, что стимул к рекристаллизации в сплаве AlCuEr несколько выше и в результате размер рекристаллизованного зерна в нем больше. При низких температурах отжига (до 300 °С) сплавы с примесями сохраняет нерекристаллизованную структуру и имеет несколько более высокую твердость, чем те же сплавы без примесей железа и кремния, что обусловлено наличием большего количества достаточно дисперсных интерметаллидных частиц в структуре. При этом с увеличением температуры отжига снижается разница в твердости между рассматриваемыми композициями, а при увеличении температуры до 550 °С происходит рекристаллизация и твердость сплавов выравнивается. При температурах ниже 250°С разупрочнение связано с прохождением процессов полигонизации. При этом стоит отметить, что в сплаве AlCuY твердость снижается существеннее, особенно после отжига при 250°С. Размер субзерен в этом сплаве существенно больше порядка 500 нм, чем в сплаве AlCuEr, где размер субзерна не превышает 250 нм. При более низкой температуре в 100°С после 1 и 8 часов отжига еще наблюдается достаточно высокая плотность дислокаций, но уже формируется субзеренная структура. При этом также можно отметить более мелкие субзерна в сплаве AlCuEr в сравнение со сплавом AlCuY. В результате сплав AlCuEr демонстрирует более высокие характеристики механических свойств по результатам испытаний на одноосное растяжение, особенно после отжига при температурах выше 150°С. Но при этом оба сплава имеют достаточно низкую пластичность менее 5%, что, скорее всего, связано с большой долей фаз кристаллизационного происхождения в структуре, поскольку в менее легированных сплавах относительное удлинение несколько выше. Аналогичным образом изменяется микроструктура и свойства сплавов с примесями. Твердость слитков в закаленном и состаренном состоянии не высока и не превышает 60 HV. В связи с этим, сплавы имеют невысокий уровень предела текучести, особенно при повышении температуры. Сплавы с примесями имеют несколько больший предел текучести 78-85 МПа в сравнение со сплавами без примесей – 65-75МПа. В целом пластичность сплавов не очень высока и составляет 2-4%. Существенный скачок пластичности до 13-14% происходит после отжига при 250 и 300°С для сплавов AlCuY и AlCuEr соответственно, но при этом резко падает предел текучести с 254-282МПа до 191-198МПа, что как показано выше связано с ростом субзерен при 250°С. По изменению условного предела текучести (σ0,2) в зависимости от температуры отжига можно выявить ту же закономерность, что и в по измерению твердости сплавов с примесями и без – с повышением температуры прочностные свойства сплавов выравниваются и после отжига при 250 °С они практически одинаковы. При этом после отжига при 100 и 150 °С сплав AlCuErFeSi демонстрирует хороший уровень прочностных характеристик: условный предел текучести составляет 277-310 МПа, условный предел прочности 308-350 МПа, что на 10-30 МПа больше, чем в сплаве без примесей. Прочность сплава AlCuYFeSi находится на том же уровне. Проведено исследование влияния добавки циркония на микроструктуру и механические свойства сплава Al-4Cu-2,7Er (AlCuErZr). Добавка 0,3% циркония полностью растворилась в алюминиевом твердом растворе в процессе кристаллизации и не оказала влияния на температуру солидуса сплава. В процессе гомогенизации происходит фрагментация, сфероидизация и рост эвтектических частиц, а из алюминиевой матрицы выделение дисперсоидов. Частицы фазы Al3(Er,Zr) средним размером 37±12 нм выявлены в тонкой структуре сплава. После гомогенизации сплав прокатан до листов толщиной 1 мм. Отжиг листов показывает более высокую термическую стабильность сплава. Твердость сплава AlCuErZr примерно на 10HV выше, чем в сплаве без циркония. В структуре сплава после отжига при 350 °С выявлена частично рекристаллизованная структурас зерном размером 8,5 мкм. Увеличение температуры отжига до 550°С приводит к росту зерна до 11,5 мкм. По результатам испытаний на одноосное растяжение сплав с добавкой циркония демонстрирует характеристики механических свойств примерно на 20 МПа выше, чем в таком же сплаве без циркония.

Аннотация результатов, полученных в 2020 году
Влияние добавки 0,3%Zr на структуру и свойства тройных сплавов систем Al-Cu-Y и Al-Cu-Er проведено в процессе формирования научного задела и выполнения исследований на первом этапе данного проекта. Основное условие формирования необходимой структуры и, соответственно, свойств – атомное соотношение Cu/Y и Cu/Er равно 4, применено для всех исследованных композиций. По результат выполнения исследований на втором этапе определено влияние добавки Mn на структуру и свойства сплавов Al-Cu-Y-Zr и Al-Cu-Er-Zr. Получены и исследованы многокомпонентные сплавы с примесями Fe и Si и модифицированные добавкой Ti. Определено влияние Mg на структуру и свойства многокомпонентных сплавов. Концентрация примесей железа и кремния составляет по 0,15% (использован алюминий марки А7 для выплавки сплавов). Марганец введен в количестве 0,8% - обычно используемая концентрация в сплавах на основе систем Al-Cu. Титан в количестве 0,15% введен с использованием лигатуры Al-5Ti-1B, а концентрация магния составляет 1% - на уровне, используемом в деформируемых сплавах систем Al-Cu-Mg. Концентрация меди в сплавах составила 4,4-5,6%, Er – 2,2-3,2%, Y – 1,6-2,0%, Zr – 0,3%, Fe и Si – 0,15%. Введение марганца и циркония в тройные сплавы, а так же примеси железа и кремния, не оказывают влияния на температуры ликвидуса и солидуса сплавов, сохраняя интервал кристаллизации на уровне 25-30°С. Температура солидуса сплавов без магния составляет 611-614°С. Введение магния приводит к снижению солидуса примерно на 30°С до 584-585°С. В результате интервал кристаллизации увеличивается, а литейные свойства несколько снижаются. В результате ПГ сложнолегированных сплавов составляет 12-14 мм, что сопоставимо со склонностью медистых силуминов к образованию трещин кристаллизационного происхождения. Модифицирование титаном (сплавы AlCuErMnZrTi, AlCuYMnZrTi, AlCuErMnZrMg и AlCuYMnZrMg) приводит к существенному измельчению зеренной структуры слитков. Без титана размер зерен превышает 250 мкм, а в сплавах с 0,15% титана – 25-50 мкм. При этом сплавы содержащие эрбий имеют меньшее зерно, чем сплавы системы Al-Cu-Y. Эрбий являясь хорошим модификатором, усиливает модифицирующий эффект совместно с титаном. В сплавах с добавкой марганца AlCuErMnZr и AlCuYMnZr выявлено присутствие фазы обогащённой марганцем, медью и эрбием или иттрием. По морфологии она напоминает фазу Al15(Fe,Mn)3Si2 («китайский шрифт (иероглифы)»). Толщина ветвей фазы составляет примерно 1-2 мкм. Согласно данным точечного микрорентгеноспектрального анализа в СЭМ эти фазы могут быть записаны как Al25Cu4Mn2Er и Al25Cu4Mn2Y. При этом соотношение Cu/Mn/Er и Cu/Mn/Y определено достаточно точно, а содержание алюминия может быть завышено ввиду особенностей анализа в СЭМ (может быть охвачена область окружающего твердого раствора). В остальном структура сплавов представлена той же дисперсной эвтектикой и отдельными включениями интерметаллидов с медью и эрбием или иттрием. Примесь железа и частично кремния растворяются в фазах кристаллизационного происхождения не изменяя их морфологии. Кремний с магнием образуют фазу, которая по морфологии и контрасту (черные включения) соответствует Mg2Si. Образование этой фазы и приводит к снижению солидуса сплавов AlCuErMnZrMg и AlCuYMnZrMg. В сплавах AlCuErMnZrTi и AlCuYMnZrTi отмечено наличие первичных огранённых кристаллов фазы Al3Ti размером до 10 мкм, в которой частично растворяется эрбий и цирконий. На рентгенограммах сплавов AlCuErMnZr и AlCuYMnZr в сравнение с теми же сплавами без марганца отмечено наличие пиков, которые не удалось идентифицировать по имеющейся рентгеновской базе данных. Вероятнее всего эти пики соответствуют фазам Al25Cu4Mn2Er и Al25Cu4Mn2Y. Основное изменение фазового состава отмечено при введении марганца. Примеси железа и кремния не приводят к появлению новых пиков. А пики фазы Mg2Si в сплавах с добавкой магния ввиду ее малого количества скрываются под пиками остальных фаз. В результате, можно отметить, что примеси железа и кремния не оказывают негативного влияния на структуру, свойственного алюминиевым сплавам – образования грубой игольчатой (пластинчатой) фазы типа Al5FeSi, существенно снижающей пластичность. В соответствие с ДСК анализом выбрана температура гомогенизации перед закалкой примерно на 10°С ниже солидуса. Для сплавов без магния температура гомогенизации составляет 605°С, а для сплавов с магнием - 575°С. Сплавы при температуре гомогенизации отжигали в течение 1, 3 и 6 часов. Для всех исследованных композиций наблюдается примерно одинаковая тенденция: после 1 часа гомогенизации происходит фрагментация и сфероидизация фаз кристаллизационного происхождения; размер фаз с увеличением времени отжига существенно не изменяется и составляет примерно 1-3 мкм; увеличивается концентрация меди и магния (в сплавах с магнием) в твердом растворе за счет растворения неравновесного избытка фаз кристаллизационного происхождения. В сплавах AlCuErMnZr и AlCuYMnZr в литом состоянии концентрация меди в твердом растворе составляет 1,6%, циркония, иттрия и эрбия – по 0,1-0,3%, марганца – 0,7-0,8%. После одного часа отжига концентрация меди в твердом растворе достигает пикового значения для сплава AlCuErMnZr – 2,2%, а для сплава AlCuYMnZr – 2,5%. Аналогичная картина наблюдается в сплавах AlCuErMnZrTi и AlCuYMnZrTi, где концентрация меди в растворе после часа гомогенизации достигает 2-2,1%. В сплавах AlCuErMnZrMg и AlCuYMnZrMg в литом состоянии концентрация меди в твердом растворе составляет 1,1%, магния – 0,6%, циркония, иттрия и эрбия – по 0,2-0,3%, марганца – 0,8%. Фаза Mg2Si практически полностью растворяется после 1 часа отжига. Полное насыщение твердого раствора медью и магнием происходит после 3 часов отжига, а после 6 часов состав твердого раствора не изменяется. В результате после трех часов гомогенизации в твердом растворе находится примерно 2,1-2,2Cu и 1-1,1Mg, концентрация остальных добавок не изменяется. В соответствие с эволюцией микроструктуры и состава алюминиевого твердого раствора сплавы без магния гомогенизировали перед закалкой с 605°С с выдержкой 1 час, а сплавы с магнием - 575°С в течение 3 часов. Последующее старение проводили при температурах 150, 180, 210°С. В сплавах без добавки магния эффект упрочнения при старении невелик. Небольшое исключение составляет сплав AlCuYMnZr, в котором твердость выросла почти на 20HV после старения при 210°С, что скорее всего связано с несколько более легированным медью твердым раствором. В сплавах AlCuErMnZrMg и AlCuYMnZrMg вне зависимости от температуры старения сплавы показывают существенный упрочняющий эффект – твердость увеличивается с 80-85HV до 120-133HV. Несколько больший упрочняющий эффект происходит после старения при 210°С. Упрочнение в процессе старения происходит за счет выделения метастабильных выделений фазы S (Al2CuMg). Твердый раствор в исследуемых сплавах по меди и магнию близок к твердому раствору в жаропрочном деформируемом сплаве АК4-1, упрочнение при старении в которых происходит за счет метастабильных выделений фазы S. В тонкой структуре сплавов AlCuErMnZr и AlCuYMnZr в состаренном при 210°С после закалки состоянии найдено 3 типа выделений. Выделения фаз Al20Cu2Mn3 и Al3(Zr,Er)/Al3(Zr,Y) образуются в процессе гомогенизации при температуре 605°С. Округлые выделения дисперсоидов фаз Al3(Zr,Er)/Al3(Zr,Y) имеют размер 30-50 нм. Такие же выделение, но несколько меньшего размера, были выявлены в сплаве Al-Cu-Y-Zr после отжига при 590°С. Фаза Al20Cu2Mn3 имеет размер 100-250 нм в длину и 70-200 нм в ширину. Внутри выделений фазы Al20Cu2Mn3 выявлены двойниковые границы и муаровый эффект, свойственный марганцовистым выделениям в алюминиевых сплавах. Дискообразные выделения метастабильной фазы θ”(Al2Cu), образованные при старении, имеют диаметр 80-200 нм при толщине порядка около 5 нм. В ходе выполнения работы были проведены испытания на осадку цилиндрических образцов исследуемых сложнолегированных сплавов AlCuErMnZrMg и AlCuYMnZrMg. По данным результатам определено, что уровень напряжения течения увеличивается, примерно, в 1,5-2 раза с 30-90МПа до 70-160МПа в зависимости от температуры с увеличением скорости от 0,1 до 15 с-1. При этом напряжение течения примерно на 40-80 МПа выше, чем в тройных сплавах тех же систем (см. отчет за первый этап) Оптимальными условиями пластической деформации будут участки соответствующие >0 с максимальными значениями критерия способности материала рассевать энергию деформации. Для сплава AlCuErMnZrMg оптимальными режимами являются деформация при температурах 480–520ºС и скоростях деформации менее 1 с-1 или 15 с-1 на начальных этапах деформации. С увеличением накопленной деформации температурный диапазон сдвигается в область более высоких температур до 540ºС и больших скоростей до 15 с-1. При этом температурный интервал 520-540 ºС является предпочтительным при всех скоростях и степенях деформации. Сплав AlCuYMnZrMg демонстрирует примерно такую же зависимость критерия способности материала рассевать энергию деформации. Оптимальным температурным диапазоном деформации для данного сплава является 520 – 530ºС во всем рассмотренном диапазоне. В соответствие с определенными режимами деформации слитки сложнолегированных сплавов толщиной 20 мм после предварительной гомогенизации были прокатаны при температуре 520-540ºС до толщины 10 мм и до 1 мм листа при комнатной температуре. В процессе прокатки избыточные фазы выстраиваются в направлении деформации, однородно распределяясь в матрице. Во всех исследованных сплавах наблюдается превалирование старения надо разупрочнением деформированного листа особенно при температурах отжига 150 и 180°С. Отжиг при температурах более 200°С приводит к разупрочнению связанному с прохождением процессов полигонизации. Во всех сплавах нерекристаллизованная структура сохраняется до 350°С. Рекристаллизованные структура формируется после 1 часа отжига при 400°С. При этом размер зерна во всех сплавах существенно не различается и составляет 6-8 мкм и увеличивается до 10-12 после отжига при 550°С. Наблюдается общая тенденция к повышению твердости сплавов с увеличением содержания легирующих добавок. В результате сложнолегированные сплавы AlCuErMnZrMg и AlCuYMnZrMg после прокатки и отжига при 150°С имеют твердость 140-150HV. Увеличение температуры отжига до 210°С приводит к снижению твердости до 115HV после 1 часа со стабилизацией значений твердости до 6 часов отжига. Сплавы с добавкой магния AlCuErMnZrMg и AlCuYMnZrMg демонстрируют высокую твердость после закалки и старения. После старения, обеспечивающего максимальную твердость, при 210°C в течение 6 часов были определены характеристики механических свойств по результатам испытаний на растяжение при комнатной и сжатие при повышенных температурах. Оба сплава имеют предел текучести на растяжение при комнатной температуре равный 303-306 МПа при удлинении 0,4%. При повышенных температурах испытания (200-300°C) предел текучести на сжатие составляет 237-243МПа при 200°C, 223-215МПа при 250°C и 151-160 МПа при 300°C. Для сравнения стандартный литейный алюминиевый сплав АМ5 при комнатной температуре имеет примерно такой же предел прочности 314-333 МПа, большее относительное удлинение 2-8% и худшие литейные свойства - показатель горячеломкости по карандашной пробе более 16 мм. Новые композиции имеют высокий уровень прочностных характеристик при низкой пластичности. Повышения характеристик пластичности возможно добиться за счет снижения объемной доли хрупких интерметаллидов в сплаве путем снижения концентрации основных легирующих добавок. В целом предел текучести на растяжение в деформированном и отожженном состояниях исследуемых сплавов достаточно хорошо коррелирует с твердостью. Для сложнолегированных сплавов AlCuErMnZrMg и AlCuYMnZrMg предел текучести в деформированном состоянии составил 380-390 МПа, а относительное удлинение 1,8-2,4%. При этом рост предела текучести в процессе отжига при 150°С отмечен только в сплаве AlCuYMnZrMg. После 6 часов отжига предел текучести увеличился с 380 до 405 МПа, при этом пластичность также выросла с 1,8 до 4,5%. Твердость и предел текучести на растяжение показывают разную чувствительность к структурным изменениям. Аналогичный эффект отмечен в сплавах близкого состава без магния AlCuErMnZr и AlCuYMnZr. Увеличение температуры отжига до 210°С приводит к снижению предела текучести до примерно 300 МПа, а удлинение при этом остается на невысоком уровне.

Аннотация результатов, полученных в 2021 году
Основываясь на результатах исследований, проведенных на первых двух этапах, сложнолегированные сплавы AlCuErMnZrMg и AlCuYMnZrMg продемонстрировали наилучшее сочетание характеристик прочности, как при комнатной, так и при повышенных температурах и технологичности при литье. Основным недостатком их является невысокая технологичность при прокатке и пластичность, что связано с высокой долей фаз кристаллизационного происхождения. Для повышения данных характеристик была снижена концентрация основных легирующих элементов и получены сплавы AlCuErMnZrMg2 и AlCuYMnZrMg2. В результате, первые два сплава AlCuErMnZrMg и AlCuYMnZrMg можно отнести к литейным сплавам, а вторые две композиции AlCuErMnZrMg2 и AlCuYMnZrMg2 считать деформируемыми сплавами. Для литейных сплавов AlCuYMnZrMg и AlCuErMnZrMg после старения, обеспечивающего максимальную твердость, при 210°C в течение 6 часов были определены характеристики механических свойств по результатам испытаний на растяжение, сжатие при комнатной и повышенных температурах. Оба сплава имеют предел текучести на растяжение при комнатной температуре равный 303-306 МПа при удлинении 0,4%. При повышении температуры испытания до 200 и 250°C предел текучести снижается до 246-250 и 208-215 МПа, а удлинение возрастает до 3 и 4-5,5% соответственно. Для сравнения стандартный литейный алюминиевый сплав АМ5 имеет примерно такой же предел прочности 314-333 МПа, большее относительное удлинение 2-8% и показатель горячеломкости по карандашной пробе более 16 мм. Для сравнения также приведены результаты для деформируемых сплавов, в которых снижения концентрации основных добавок привело понижению характеристик прочности и повышению относительного удлинения. Предел длительной 100-часовой прочности при 250°C составляет 117-118 МПа. Для сравнения для сплава 201.0 на основе системы Al-Cu-Mg предел 100-часовой прочности при 260°C составляет 95 МПа. Высокую жаропрочность обеспечивают достаточно легированный твердый раствор, наличие упрочняющих дисперсоидов фаз Al3(Zr,Er), Al3(Zr,Y), Al20Cu2Mn3 и фаз кристаллизационного происхождения Al8Cu4Y, (Al,Cu)11Y3, (Al,Cu,Y,Mn) и Al8Cu4Er Al3Er, (Al,Cu,Er,Mn) в сплавах AlCuYMg и AlCuErMg соответственно. Предел текучести обоих сплавов в деформированном состоянии составил 380-390 МПа, а относительное удлинение 1,8-2,4%. При этом рост предела текучести в процессе отжига при 150°С отмечен только в сплаве AlCuYMnZrMg. После 6 часов отжига предел текучести увеличился с 380 до 405 МПа, при этом пластичность также выросла с 1,8 до 4,5%. Созданная в сплавах рекристаллизованная структура позволяет существенно повысить пластичность сплавов. По результатам испытаний на растяжение относительное удлинение после старения при 210°С в течение 3 часов составляет 11,3-14,5%. При этом предел текучести составил 264-266 МПа, а предел прочности 356-365 МПа. Для сравнения деформируемый сплав Д16 в нагартованном и отожженном состоянии в виде листов имеет предел текучести 230-360 МПа, предел прочности 365-475 МПа, относительное удлинение 8-13%, а в виде прутков - предел текучести 325-345 МПа, предел прочности 450-470 МПа, относительное удлинение 8-10%. Рекристаллизованные прутки имеют предел текучести 265МПа, предел прочности 410 МПа при относительном удлинении 12%. При этом технологичность при литье у сплава Д16 существенно ниже, чем у исследуемых композиций. Деформируемый сплав АК4-1 с повышенной жаропрочностью в виде прутков имеет предел текучести 335МПа, предел прочности 390 МПа при относительном удлинении 6%. Таким образом, новые деформируемые сплавы на основе систем Al-Cu-Y и Al-Cu-Er могут составлять конкуренцию существующим промышленным сплавам. Тройные сплавы систем Al-Cu-Y и Al-Cu-Er с атомным соотношением меди к иттрию или эрбию равным 4 имеют очень узкий интервал кристаллизации. К примеру, рассмотренные в работе тройные сплавы имеют интервал кристаллизации равный 20°C. В результате их ПГ очень низок, составляет всего 10 мм, что соответствует литейным свойства силумина АК7пч. Однако тройные сплавы не отличаются высокими характеристиками механических свойств. Дополнительное легирование позволяет существенно повысить уровень свойств. А ощутимый эффект от закалки и старения отмечается только при легировании магнием. Однако легирование магнием сильно снижает солидус сплава, расширяя интервал кристаллизации до 47-49°C и снижая технологичность при литье. Но при этом ПГ сплавов с магнием находится на уровне промышленных медистых силуминов. Исследованные комплекснолегированные сплавы ввиду высокого содержания тяжелых легирующих элементов обладают достаточно высокой плотностью 2,81-2,89 г/см3. Сплавы с эрбием имеют несколько меньший КТР в исследованном интервале температур. Например, в интервале 20-200°C сплавы с эрбием имеют КТР 22,3-23,2·10-6 °С-1, а сплавы с иттрием – 23,5-23,9·10-6 °С-1 в закалённом и состаренном состоянии. Проведена упрощенная оценка коррозионной стойкости по определению общей коррозионной стойкости в искусственной морской воде. После испытания предел текучести сплава AlCuYMnZrMg2 снизился с 405 до 374 МПа, а относительное удлинение с 4,5 до 3,1%. В сплаве AlCuErMnZrMg2 снижение предела текучести менее существенно. Для оценки возможно применения сплавов в аддитивном производстве проведена лазерная обработка литейных сплавов AlCuErMnZrMg и AlCuYMnZrMg. Зона лазерного воздействия представлена достаточно однородной структурой без трещин кристаллизационного происхождения. В переходных зонах отмечена газовая пористость. Размер фаз кристаллизационного происхождения менее 200 нм. Последующая гомогенизация перед закалкой приводит к фрагментации и незначительному росту частиц максимум до 500 нм при среднем размере 200 нм. Формируемая в процессе термомеханической обработки структура, состоящая из легированного твердого раствора, когерентных нанодиспресоидов и микронных частиц кристаллизационного происхождения, позволяет в сплавах достигать высоких показателей сверхпластичности. В комплекснолегированных сплавах AlCuYMnZrMg2 и AlCuErMnZrMg2 при растяжении при 575°C со скоростью 1×10-3 с-1 достигает почти 500%.