Аннотация результатов, полученных в 2020 году
C использованием программы Thermo-Calc рассчитаны фрагменты фазовых диаграмм системы Al–Cu–Mn–Zr, включая изотермические и политермических сечений в области алюминиевого угла. Установлено, что в отличие от марочных сплавов типа 1201/AA2219 (5-7%Cu), которые имеют фазовый состав (Al)+Al2Cu+Al20Cu2Mn3, в сплавах, содержащих менее 3%Cu, фазовый состав может меняться в зависимости от концентраций меди и марганца и температуры. Расчетные параметры фазового состава сплавов системы Al–Cu–Mn, содержащих 2%Mn, показывают, что в диапазоне температур 300–400 0С возможно сформировать около 10 мас.% фазы Al20Cu2Mn3. Это значение соизмеримо с количеством упрочняющих выделений фазы Al2Cu в сплавах типа 2219 после полной термообработки. С ростом температуры до 600 0С равновесные концентрации Mn и Cu в алюминиевом твердом растворе (далее (Al)) увеличиваются, а количество Mn-содержащих фаз уменьшается. Проведена оценка формирования литой структуры на основе анализа неравновесной кристаллизации по модели Sheil-Guliver. Показано, что при содержании Cu до 3%, количество эвтектических включений фазы Al2Cu в литом состоянии не должно превышать 3 мас.%, что соизмеримо с их количеством в гомогенизированных слитках сплавов типа 2219. Изучено влияние циркония на температуру ликвидуса, состав (Al) и количество вторичных выделений фазы Al3Zr: стабильной (D023) и метастабильной (L12) модификаций. В случае полного вхождения Zr в (Al) при кристаллизации количество вторичных выделений L12, которые могут образоваться при отжиге при 400 0С, должно составлять около 0,5 мас.%. Установлены закономерности совместного влияния Cu, Mn и Zr (в диапазоне 1-2%Mn, до 4%Cu и до 0,4%Zr) и температуры отжига (в интервале 200-600 0С) на структуру слитков (размером 10х40х180 мм) и холоднокатаных листов (толщиной 2 мм и 0,5 мм) сплавов системы Al–Cu–Mn–Zr, приготовленных на высокочистом алюминии (А99). Показано, что при содержании меди до 3% частицы фазы Al2Cu имеют относительно компактную форму в литом состоянии, что позволяет проводить деформационную обработку слитков без предварительной гомогенизации. По количеству эвтектических включений фазы Al2Cu микроструктура гомогенизированного слитка сплава 2219 и литых слитков модельных сплавов 2Mn2Cu и 2Mn3Cu близки между собой. Отличие между ними заключается в структуре алюминиевой матрицы. В марочном сплаве имеются многочисленные и достаточные крупные вторичные выделения фаз Al2Cu и Al20Cu2Mn3, а в модельных сплавах – это твердый раствор Mn и Cu в (Al). В холоднокатаных листах, отожженных при 400 0С (состояние CR400), модельные сплавы содержат множество частиц размером менее 100 нм. Согласно результатам ПЭМ и РФСА они отвечают фазе Al20Cu2Mn3. В то же время эвтектические включения фазы Al2Cu, присутствовавшие в исходном состоянии, почти не выявляются, что может свидетельствовать об их растворении в процессе отжига. Это согласуется с равновесным фазовым составом при 400 0С. Показано, что марочный сплав 2219 и модельные сплавы 2Mn2Cu и 2Mn3Cu, относящиеся к одной системе легирования, после нагрева при 400 0С сильно отличатся по фазовому составу и структуре. В сплаве 2219 доминируют вторичные выделения Al2Cu размером более 1 мкм. В то время как количество дисперсоидов Al20Cu2Mn3 составляет всего 1 масс.%. При этом размеры последних составляет сотни мкм, что обусловлено высокой температурой гомогенизации. Сочетание холодной деформации и высокой температуры нагрева под закалку сплава 2219 обуславливает высокую движущую силу к рекристаллизации. Металлографический анализ выявляет равноосные зерна размером около 50 мкм. С другой стороны, наличие дисперсоидов Al20Cu2Mn3 в сплавах 2Mn2Cu и 2Mn3Cu позволяет сохранить волокнистую (нерекристаллизованную) структуру, несмотря на большую степень деформации по сравнению с марочным сплавом (95 против 83%). Построены зависимости твердости и электросопротивления (УЭС) слитков и холоднокатаных листов сплавов системы Al–Cu–Mn–Zr от температуры отжигав в интервале от 200 до 600 0С. Твердость слитков и холоднокатаных листов монотонно возрастает при увеличении концентраций Mn и Cu. Холодная прокатка приводит к существенному упрочнению всех сплавов. Максимальная твердость (~130 HV) достигается в тонких листах наиболее легированного сплава 2Mn3Cu. Влияние температуры отжига на твердость слитков незначительно, несмотря на распад (Al). Это означает примерное равенство упрочняющих эффектов от твердорастворного легирования и от Mn-содержащих дисперсоидов, которые в значительном количестве формируются при термообработке. Значение УЭС всех модельных сплавов в исходном состоянии достаточно велико, что обусловлено практически полном вхождением Mn в (Al). При этом УЭС слитков и проката, с ростом содержания меди растет незначительно, вследствие ее более слабого влияния в составе (Al) по сравнению с марганцем. Температурные зависимости твердости холоднокатаных листов, позволяют выявить начало разупрочнения, что связано, в первую очередь, с процессом рекристаллизации. Заметное снижение значений HV в Cu-содержащих сплавах наблюдается при температурах выше 350-400 °С. Термически упрочняемый сплав 2219 обладает наибольшей твердостью после старения на максимальную прочность (137 HV). Однако после нагрева свыше 300 0С модельные сплавы показывается более высокие значения. Наиболее показательным является сравнение твердости после нагрева при 400 0С, когда модельные сплавы 2Cu2Mn и 2Mn3Cu превосходят марочный сплав на 25%. На примере сплавов, содержащих 2%Mn, изучено влияние Cu и Zr на механические свойства на растяжение (UTS, YS, El) холоднокатаных листов в исходном и отожженном (при 400 0С) состояниях. Легирование базового двойного сплава (2Mn) медью приводит к заметному росту как временного сопротивления (UTS), так и предела текучести (YS). В частности, добавка 3%Cu повышает значение UTS в исходном состоянии с 220 до 430 МПа, а в отожженном – с 170 до 270 МПа. При этом сплав 2Mn2Cu, имея близкие прочностные свойства со сплавом 2Mn3Cu, существенно превосходит его по пластичности. В исходных состояниях цирконий не оказал заметного влияние на упрочнение по сравнению с тройными сплавами. Отжиг вплоть до 400 0С также не выявил существенных преимуществ по сравнению с тройными сплавами. Вероятно, это объясняется тем, что доля наночастиц фазы L12 (Al3Zr) существенно меньше доли дисперсоидов Al20Cu2Mn3. Прочностные свойства на растяжение, полученные при испытания на растяжение тонких холоднокатаных листов, достаточно сильно коррелируют с твердостью, которые, в свою очередь, коррелируют с параметрами структуры. Значения временного сопротивления (430 МПа) и предела текучести (310 МПа) сплава 2219, максимальные в состоянии Т1, резко снижаются после 3-часового нагрева 400 0С (UTS=230 МПА, YS=90 МПа). Добавка циркония, в целом, не оказывает заметного влияния на прочности свойства тройных сплавов. Значимый прирост наблюдается только в сплаве 2Mn2Cu0,4Zr: в отожженном состоянии значения UTS и YS составляет 300 и 250 МПа соответственно. Для оценки возможности получения слитков и деформируемых полуфабрикатов экспериментальных сплавов в промышленных условиях модельный сплав 2Mn2Cu был приготовлен в виде 2-х плоских слитков (размером 40х120х180 мм) и 2-х цилиндрических слитков (диаметром 60 мм и высотой 250 мм). Из плоских слитков были получены горячекатаные листы, толщиной 3 мм (степень обжатия 92%), а из них холоднокатаные листы, толщиной 0,5 мм (степень обжатия 99 %). Из цилиндрических слитков методами прессования и радиально-сдвиговой прокатки были получены прутки диаметром 9 мм, а из них проволока диаметром 0,5 мм. Сплав 2Mn2Cu показал высокую деформационная пластичность при прокатке, прессовании и волочении, видимые дефекты на полуфабрикатах обнаружены не были. Определены механических свойства на растяжение сплава 2Mn2Cu после разных режимов термообработки. Показано, что временное сопротивление холоднокатаных листов и проволоки, отожженных при 300 0С в течение 3 часов, составило 330 МПа и 380 МПа соответственно, По совокупности расчетных и экспериментальных обоснованы перспективные составы модельных сплавов (2Mn2Cu и 2Mn2Cu0.4Zr), которые позволяют реализовать наилучшее сочетание технологичности и физико-механических свойств. Именно на основе этих композиции планируется изучить влияние примесей Fe и Si, а также дополнительного легирования (в частности, добавками кальция и РЗМ), на что сфокусированы работы 2 этапа данного проекта.

Аннотация результатов, полученных в 2021 году
C использованием расчета в программе Thermo-Calc и экспериментальных методик (СЭМ, МРСА, ПЭМ, ДСК и др.) было изучено влияние железа и кремния на фазовый состав базовых сплавов Al – 1%Mn – 2% Cu и Al – 2% Mn – 2% Cu (масс.%). Политермический разрез, рассчитанный при 2% Cu и 2% Mn, показывает, что добавление кремния к базовому сплаву до 1% включительно (в отсутствие железа) приводит к образованию только одной фазы- Al15Mn2Si3. Кремний снижает температуру ликвидуса незначительно, а солидуса довольно сильно. Количество фазы Al20Cu2Mn3, определяющее свойства базового сплава, уменьшается с увеличением концентрации кремния в сплаве. Показано, что расчетная объемная доля этой фазы при 0,5% Si более чем в два раза меньше, чем доля фазы Al15Mn2Si3. Фазовый состав становится значительно сложнее при добавлении железа в сплав Al–2% Mn–2% Cu–0,5% Si (т.е. в пятикомпонентных сплавах). В отличие от кремния, железо повышает температуру ликвидуса, но незначительно влияет на солидус. Если концентрация железа составляет до 0,5% включительно, этот элемент должен быть полностью связан в фазу Al15(Fe,Mn)3Si2. Модель Шейля-Гулливера была использована для анализа влияния Fe и Si на формирование литой структуры базовых сплавов. Например, кристаллизация сплава Al–2% Mn–2% Cu–0,5%Fe начинается с образования фазы (Al,Cu)6(Fe,Cu,Mn) и заканчивается эвтектической реакцией при 547°C, в которой основными фазами являются (Al) и Al2Cu. Когда к этому четверному сплаву добавляется 0,5% Si, затвердевания заканчивается при 525°C, что соответствует эвтектической реакции L → (Al) + Al2Cu + (Si) + Al5FeSi + Al15(FeMn)3Si2. Эта реакция неравновесна, так как для того, чтобы эта реакция происходила в равновесных условиях, концентрация кремния должна быть значительно выше (по расчету ~1,5%). Показано, что при совместном введении Si и Fe в сплав Al – 2% Mn – 2% Cu они в основном связываются в эвтектическую фазу Al15(Fe,Mn)2Si3. При скорости охлаждения ~20 С/с образование первичных кристаллов Al6(Fe, Mn, Cu) подавляется, если концентрация железа находится в пределах 0,4%. Однако при медленном затвердевлении они образуются уже при 0,2% Fe, что согласуется с расчетными зависимостями неравновесного затвердевания по модели Шейля-Гулливера. Среднее отношение Mn:Fe в фазах Al6 и Al15 составляет ~ 2:1 и ~ 1:1 соответственно. Следует отметить, что экспериментальные сплавы не содержали игольчатых частиц фазы Al7Cu2Fe, характерных для сплавов серии 2xxx с высокими отношениями Cu:Mn и Fe:Si. Первичные кристаллы фазы Al6 обнаружены только в сплавах, содержащих не менее 0,7 % Fe. Эти кристаллы имеют характерную морфологию в виде крупных многогранников с пустотами. Некоторые из них имеют иглообразную морфологию с длиной до 100 мкм. Общее содержание железа и марганца в них составляет 25 %, содержание меди — около 2 %. Концентрация марганца в (Al) во всех сплавах (кроме сплавов, содержащих 0,7%Fe и выше), составляет не менее 1,5 % (т. е. не менее 80 % от его общего количества в сплаве). Концентрация меди составляет ~0,7 %, т.е. примерно такая же, как в сплаве без Fe и Si. В сплаве с 0.1Fe% и 0.5%Si значительная часть кремния растворяется в (Al), что предполагает образование достаточно большого количества дисперсоидов Al15Mn2Si3 при отжиге Железо- и кремний-содержащие эвтектические частицы имеют компактную морфологию и равномерное распределение и способны фрагментироваться на субмикронные частицы, что обеспечивает достаточно высокую деформационную пластичность при холодной прокатке литых слитков. Из этих сплавов были получены листы толщиной 2 мм - 0,5 мм без видимых дефектов. Холодная прокатка существенно улучшила их структуру. Эвтектические частицы были фрагментированы, и их распределение стало еще более однородным. Это в первую очередь относится к сплавам с 0,3% Fe, в которых средний размер частиц не превышает 2 мкм. Структура сплава с 0.4%Fe и 0.4%Si выглядит немного хуже, так как в ней присутствуют строчки эвтектических включений, вытянутых в направлении прокатки. Последнее обусловлено увеличением количества интерметаллических соединений в исходной литой структуре. Первичные кристаллы фазы Al6 в структуре привели к снижению пластичности сплава с 0.7%Fe и 0.4%Si. Слиток данного сплава разрушился в процессе холодной прокатки. Поскольку наличие Fe в Si в базовом сплаве Al – 2% Mn – 2% Cu в количестве до 0,4% включительно незначительно влияет на концентрацию марганца в твердом растворе алюминия, количество Mn-содержащие дисперсоидов после отжига достаточно большое (~7 мас.%). Это позволяет сохраняют прочность на уровне тройного сплава (т.е. без Fe и Si). В целом, влияние температуры отжига на твердость и электропроводность такое же, как и для тройного сплава, приготовленного на основе алюминия высокой чистоты. Абсолютные значения этих параметров также очень близки. После отжига сплавов, содержащих Fe и Si, при 400 °C твердость и электропроводность составляют 82–89 НВ и 27–28 МС/м соответственно, в то время как для тройного сплава — 86 НВ и 27,5 МС/м соответственно. Испытания на одноосное растяжение холоднокатаного сплава с 0,1%Fe и 0.5%Si после отжига при 400 °C показали, что прочностные свойства (UTS=333±5 МПа, YS=262±3 МПа) даже выше, чем у базового тройного сплава (UTS=277 МПа, YS=210 МПа). Метод быстрого затвердевания расплава (а именно литье в электромагнитном кристаллизаторе- ЭМК) был применен для увеличения количества дисперсоидов, содержащих Mn и Zr, в отожженных деформированных полуфабрикатах. Метод ЭМК позволяет проводить литье со сверхвысокой скоростью затвердевания (~10000 С/с). Экспериментальный модельный сплав Al-3.3%Cu-2.5%Mn-0.5%Zr был получен в виде длинномерной прутковой заготовки (~20 м) диаметром 8 мм. Установлено, что все количество Mn и Zr, а также большая часть Cu растворяется в твердом растворе алюминия при кристаллизации, что обеспечивает высокую деформационную пластичность литой заготовки при холодной прокатке и волочении. Благодаря повышенному содержанию марганца и циркония в алюминиевом твердом растворе количество дисперсоидов Al20Cu2Mn3 и Al3Zr существенно увеличивается по сравнению со слитками, получаемыми по традиционной технологии) (до 9 об.% после отжига при 400 С). Показано, что такая структура позволяет добиться оптимального сочетания прочности, электропроводности и термической стабильности.  

Аннотация результатов, полученных в 2022 году
Основными объектами экспериментальных исследований на 3 году выполнения проекта были 5 многокомпонентных сплавов системы Al–Cu–Mn (Fe,Si,Zr), составы которых были выбраны на основе результатов, полученных на этапах 1-2. Фактические составы этих сплавов следующие (масс.%): сплав 1 - Al–2,16%Cu–1,92%Mn–0,11Fe–0,10%Si (обозначение 2Cu2Mn(Fe,Si,Zr)), сплав 2 - Al–1,96%Cu–1,91%Mn–0,03%Fe–0,36%Si–0,17%Zr) обозначение 2Cu2Mn(Si,Zr)), сплав 3 - Al–1,62%Cu–1,51%Mn–0,52%Fe–0,19%Si–0,33%Zr (обозначение 1.5Cu1.5Mn(Fe,Si,Zr) , сплав 4 - Al–3,26%Cu–2,41%Mn–0,11%Fe–0,02%Si–0,52%Zr (обозначение 3.3Cu2.5Mn0.5Zr), сплав 5 - Al–2,03%Cu–1,35%Mn–0,29%Fe–0,18%Si–0,24%Zr (обозначение 2Cu1.5Mn(Fe,Si,Zr). Изучена технологичность, микроструктура и механические свойства горячекатаных листов (толщиной 3 мм) сплава 2Cu2Mn, подвергнутых обработке трением перемешиванием (ОТП). Показано, что ОТП приводит к снижению временного сопротивления (с 320 до 250 МПа т.е на 20%) и росту относительного удлинения (с 3.4 до 8,5%). Однако предел текучести снижается почти в 2 раза (с 290 до 150 МПа). После ОТП листы были успешно прокатаны при комнатной температуре до толщины 0,8 мм (обжатие 98 %). Холоднокатаные листы не имели дефектов ни в зоне шва, ни в зоне термического влияния. Это говорит о сохранении высоких технологических свойств после ОТП и о возможности получения качественных сварных швов методом СТП. Измерение твердости вдоль различных зон листа после ОТП показало некоторое снижение в зоне шва (примерно с 90 до 70 HV)), что по данным микроструктурного анализа обусловлено формированием рекристаллизованной структуры. Следует отметить, что 3-часовой отжиг при 400 0С практически не повлиял на твердость. Изучена технологичность цилиндрических слитков (диаметром 60 мм) сплава 2Cu2Mn в процессе прессования и последующей деформационной обработки. Показано, что литая структура, содержащая небольшое количество (менее 2 об.%) эвтектических частиц фаз Al2Cu и Al15(Fe,Mn)3 Si2, обеспечивает достаточную деформационную пластичность при относительно низкой температуре (300 0С), что позволяет получать прессованные прутки (диаметром 15 мм) со степенью обжатия 94%. Прессованные прутки продемонстрировали высокую технологичность при холодной обработке давлением (в частности, радиально-сдвиговой прокатке и волочении), что позволило получить проволоку (диаметром 0,5 мм) с суммарным обжатием более 99%. Показано, что в процессе прессования происходит частичное формирование Mn-содержащих дисперсоидов, препятствующих разупрочнению при отжиге проволоки. Определены механические свойства катаной и волоченной проволоки. Показано, что наилучшее сочетание прочности и пластичности достигается после отжига при 350 0С, что характеризует достаточно высокую термостойкость. По совокупности полученных данных можно предположить, что экспериментальный сплав может рассматриваться как перспективная основа для разработки деформируемых алюминиевых сплавов, предназначенных для получения в промышленных условиях цилиндрических слитков, диаметром не менее 200 мм. Слитки не требуют гомогенизации и могут быть использованы для получения различных деформированных полуфабрикатов (в частности, прутков и проволоки), позволяющих реализовать сбалансированный комплекс механических свойств и термостойкости. Изучено влияние двухсторонней сварки трением с перемешиванием (СТП) на качество шва, структуру и механические свойства горячекатаных листов экспериментального сплава 2Cu2Mn(Si,Zr). Установлено, что снижение твердости в зоне шва не превышает 10%, и остается практически неизменным после отжига при 400 0С в течение 3 часов. Показано, что метод СТП позволяет получить высокое качество сварных соединений, сохраняя практически исходную прочность (в = 280-290 МПа) при существенном повышении пластичности (рост δ с ~3 до 12-16%). Повышение пластичности обусловлено формированием в зоне шва ультрамелкозернистой структуры (размер зерна менее 5 мкм), что можно объяснить протеканием динамической рекристаллизации в процессе СТП. По совокупности полученных результатов можно считать целесообразным использование метода СТП для получения соединений листового проката экспериментальных сплавов системы Al–Cu–Mn (Si, Zr), которые отличаются от марочных сплавов 2ххх серии существенно более высокой термической стабильностью структуры благодаря высокому содержанием Mn-содержащих дисперсоидов. Литые заготовки сплава 1.5Cu1.5Mn(Fe,Si,Zr) (№3), вырезанные из слитка, были опробованы применительно к методу кручения под высоким давлением (КВД). Обработку проводили при напряжении 6 ГПа и числе оборотов 10. Данная обработка подтвердила высокую деформационную пластичность литой структуры данного сплава, трещины обнаружены не были. Испытания на растяжение показали, что КВД приводит к существенно большей прочности по сравнению с обычной прокаткой. В частности, временное сопротивление достигает 670 МПа при удовлетворительной пластичности (5%). Методом просвечивающей электронной микроскопии выявлено формирование нанокристалличекой структуры с высокой плотностью дислокаций. Отжиг при 400 0С приводит к рекристаллизации и огрублению дисперсоидов, следствием чего является снижение прочностных свойств и рост пластичности. Сплав 3.3Cu2.5Mn0.5Zr (№4), в виде литого прутка с использованием метода ЭМК, был изучен применительно к методам волочения и кручения под высоким давлением (КВД). Исходной заготовкой был пруток диаметром 10 мм, из которого была получена проволока диаметром 3 мм с использованием 2-х режимов: с одним и двумя промежуточным отжигами. Сплав №4 продемонстрировал высокую деформационную пластичность для обоих режимов. Поскольку проволока представляет особый интерес для электротехнического применения, кроме механических свойств также определяли и удельное электросопротивление (УЭС). Показано, что в исходной проволоке достигается высокой комплекс механических свойств:в >500 МПа,0,2 >400 МПа. δ>4%. Отжиг при 400 0С существенно снижает УЭС при сохранении достаточно высокой прочности (в около 400 МПа), что позволяет рассматривать данный сплав как перспективный термостойкий проводниковый сплав повышенной прочности. Показано, что интенсивная деформация, реализованной в методе КВД, приводит к формированию в сплаве 3.3Cu2.5Mn0.5Zr нано- и субмикрокристаллических структур с относительно высокой плотностью дислокаций внутри кристаллитов. Преобладающие диапазоны размеров кристаллитов составляли 80–250 нм. Изменение структуры сплавов в результате КВД приводит к значительному увеличению их микротвердости, почти в два раза выше, чем при холодной прокатке (220 против 120 HV). Деформационное упрочнение полностью сохраняется при отжигах при температурах до 250 0С включительно. С учетом того, что КВД обработка марочных термически упрочняемых сплавов (типа Д16 и В95) делает их термически нестабильными (они разупрочняются при нагревах ниже 200 0С), сплав 3.3Cu2.5Mn0.5Zr, сохранивший высокую твердость после отжига при 250 0С, можно рассматривать как перспективный высокопрочный и термостойкий сплав. На примере сплава 2Cu1.5Mn(Fe,Si,Zr) (№5) была рассмотрена возможность использования баночного лома для производства деформируемых алюминиевых сплавов с повышенными эксплуатационными свойствами. Это обусловлено, тем, что данный вид лома содержит в качестве основных компонентов марганец и магний, а также небольшое количество меди, железа и кремния. Показано, что главными достоинствами данного сплава по сравнению с марочными сплавами 6ххх серии является отсутствие в необходимости проведения гомогенизационного отжига для слитков и закалки деформированных полуфабрикатов, а также работоспособность в условиях высоких температур – вплоть до 400 ̊0С с сохранением прочностных свойств.