Аннотация результатов, полученных в 2021 году
Составы квазибинарных сплавов в рассматриваемых системах выбраны, основываясь на анализе имеющихся в литературе фазовых диаграммах тройных систем Al-Cu-Yb и Al-Cu-Gd. 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/Yb=Cu/Gd=4/1 в атомных процентах, что в массовых процентах составляет: Cu/Gd= 2 и Cu/Yb=2. Основываясь на вышесказанном, выбраны две основные композиции сплавов тройных систем следующих составов: Al-4,3Cu-2,2Yb-0,15 Fe-0,15Si и Al-4,5Cu-2,5Gd-0,15 Fe-0,15Si. Добавка неотъемлемых для алюминия примесей Fe и Si позволит оценить уровень их влияния на основные процессы фазообразования и изменения механических свойств. Микроструктура слитка AlCuYbFeSi представлена алюминиевым твердым раствором (Al), дисперсной эвтектикой и отдельными более светлыми и серыми включениями. Концентрация меди в (Al) согласно результатам точечного анализа в СЭМ составляет 1,6%, а содержание иттербия и кремния до 0,2% каждого. Дисперсная эвтектика состоит из (Al) и фазы, обогащенной медью и иттербием, в которой также отмечено наличие железа до 1% и кремния до 0,7%. Основной эвтектической фазой в сплаве является фаза Al8Cu4Yb.Но при этом в частицах данной фазы растворяется железо, без значительного изменения параметров кристаллической решетки. Более светлые включения в микроструктуре соответствуют фазе Al3Yb/(Al,Cu)17Yb2. На рентгенограмме отмечены пики, которых нет в сплаве без примесей, которая с помощью СЭМ идентифицирована как Al80Yb6Cu6Si8. Микроструктура слитка сплава AlCuGdFeSi представлена алюминиевым твердым раствором (Al), дисперсной эвтектикой и отдельными более светлыми включениями фазы кристаллизационного происхождения. Средняя концентрация меди в (Al) составляет 1,4%, гадолиния – 0,2% и кремния - 0,1%. Дисперсная эвтектика состоит из (Al) и фазы, обогащенной медью и гадолинием, в которой также определено около 1%Fe. Согласно точечному анализу в СЭМ эта фаза содержит около 60,5Al, 23Gd, 13Cu и 3,5Si (в массовых %), что в атомных процентах составит 82,5Al, 5,4Gd, 7,5Cu и 4,6Si. В первом приближении фазу можно записать как Al80Gd5Cu8Si5. Температура солидуса сплавов, согласно дифференциально сканирующей калориметрии (ДСК), AlCuYbFeSi - 602°С и AlCuGdFeSi - 612°С. По уровню показатель горячеломкости исследованные сплавы не уступают доэвтектическим силуминам с магнием (АК7ч и АК9) и превосходят медистые силумины, такие как АК5М и АК8М3. В процессе гомогенизации перед закалкой в сплавах AlCuYbFeSi и AlCuGdFeSi происходит растворение неравновесного избытка фаз кристаллизационного происхождения, фрагментация и сфероидизация равновесных интерметаллидов. После 3 часов отжига микроструктура стабилизируется, размер частиц избыточных фаз составляет 1-2 мкм, а содержание меди в твердом растворе достигает максимума. После закалки твердость сплава AlCuGdFeSi составила 44HV. Старение при температурах 150 и 180 приводит к некоторому росту твердости до 46-48HV в течение 15 часов. Отжиг при 210°С увеличивает твердость до 54HV и в дальнейшем приводит к снижение твердости. Сплав AlCuYbFeSi имеет твердость 51HV, незначительно увеличивая твердость при отжиге при температурах 150 и 180. После отжига при температуре 210 твердость увеличивается значительнее – до 67HV в течение 13 часов, затем начинает снижаться. 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. В процессе прокатки избыточные фазы однородно распределяются в микроструктуре, выстраиваясь в направлении деформации. В процессе отжига при температурах до 250°С разупрочнение происходит за счет протекания процессов возврата и полигонизации. После отжига при температурах до 250°С зеренная структура в сплаве сохраняется нерекристаллизованной. Полностью рекристаллизация проходит после отжига при 300°С в течение 1 часа, а размер зерна составляет 7 мкм. С увеличением температуры отжига деформированного листа до 550°С размер рекристаллизованного зерна возрастает до 16 мкм. Сплавы AlCuYbFeSi и AlCuGdFeSi имеют несколько более высокую твердость по сравнению со сплавом AlCuYb и AlCuGd. После низких температур отжига 100-150°С сплавы с примесями и без имеют примерно одинаковый предел текучести 227–276 МПа при удлинении более 5% для сплава AlCuGdFeSi. После отжига при 250°С различие в величине предела текучести более заметно – 198МПа для сплава с примесями против 175МПа в сплаве без примесей. Примеси железа и кремния не оказывают негативного влияния на механические свойства нового сплава после прокатки и последующего отжига. В деформированном состоянии предел текучести сплава AlCuYbFeSi составляет 290МПа при удлинении 2%. С увеличением температуры отжига со 100 до 180°С предел текучести снижается с 273 до 227 МПа, а относительное удлинение при этом возрастает с 3,6 до 5,6%. При этом относительное удлинение в сплаве без примесей находится на том же уровне. Проведено исследование влияния добавки 0,4%Zr на микроструктуру и механические свойства сплавов изучаемой группы. Получены сплавы Al-4,1Cu-2,2Yb-0,4Zr (AlCuYbZr) и Al-4,2Cu-2,2Yb-0,4Zr (AlCuGdZr). Микроструктура сплавов AlCuYbZr и AlCuGdZr в литом состоянии имеет средний размер зерна составил 230± 20 мкм для обоих сплавов. Твердый раствор алюминия, эвтектика и яркие включения Al3Yb или (Al,Cu)17Yb2 идентифицированы в литой микроструктуре сплава AlCuYbZr, в то время как литая микроструктура AlCuGdZr представлена твердым раствором и эвтектикой. Эвтекика сплавов AlCuYbZr/AlCuGdZr состоит из твердого раствора алюминия и фазы Al8Cu4Yb/Al8Cu4Gd. Цирконий полностью растворялся в твердом растворе алюминия, о чем так же свидетельствуют рентгенограммы сплавов, на которых отчетливо видно отсутствие дополнительных пиков в сравнение со сплавами без дополнительной добавки циркония. Гомогенизационный отжиг в течение 1 ч продит к фрагментации, сфероидизации и росту эвтектических фаз Al8Cu4Yb и Al8Cu4Gd; средний размер увеличился с 0,25 мкм до 1,9 и 2 мкм в сплавах AlCuYbZr и AlCuGdZr соответственно. Для дополнительно легированных Zr сплавов концентрация Cu в (Al) увеличилась с 1,2–1,3% в литом состоянии до 2,1 и 1,6% после 6 ч отжига в сплавах AlCuYbZr и AlCuGdZr соответственно. При увеличении времени гомогенизации росли вторые фазы и увеличивалась концентрация меди в твердом растворе. Сплав AlCuYbZr имел более высокий предел текучести и предел прочности при растяжении, чем сплав AlCuGdZr при той же температуре и времени отжига из-за более высокого содержания меди в твердом после гомогенизации. Сплав AlCuYbZr показал хороший предел текучести 276 МПа, предел прочности 312 МПа и удлинение 3,1 % при температуре отжига 100 °C в течение 1 часа, в то время как сплав AlCuGdZr после прокатки имел предел текучести 279 МПа, предел прочности 307 МПа и удлинение 4,8%. Сплавы AlCuYbZr и AlCuGdZr обладали хорошей пластичностью 10,5 % и 8 % соответственно при температуре отжига 300 °С в течение 10 мин с пределом текучести 207 МПа для обоих сплавов. Сплавы AlCuYbZr и AlCuGdZr имели более высокие механические свойства при растяжении, чем сплавы AlCuYb и AlCuGd без Zr.

Аннотация результатов, полученных в 2022 году
Проведено исследование влияния добавок 0,4%Zr, 0,8Mn, и 1% Mg на микроструктуру и механические свойства сплавов систем Al-Cu-Yb и Al-Cu-Gd. Были получены сплавы Al-4,1Cu-2,2Yb-0,4Zr(AlCuYbZr) и Al-4,2Cu-2,2Gd-0,4Zr (AlCuGdZr), Al-4,1Cu-2,2Yb-0,4Zr-0.8Mn(AlCuYbZrMn) и Al-4,1Cu-2,2Gd-0,4Zr-0.8Mn (AlCuGdZrMn), Al-4,1Cu-2Yb-1Mg-0,8Mn-0,3Zr(AlCuYbMg) и Al-4,5Cu-2,7Gd-1,1Mg-0,8Mn-0,3Zr(AlCuGdMg). Легирование цирконием способствуют образованию дисперсоидов Al3(Zr,Yb/Gd), которые вносят значительный вклад в прочностные свойства сплавов. Дополнительное легирование марганцем способствует образованию фазы Al20Cu2Mn3, которая так же вносит вклад в упрочнение сплавов. Легирование магнием, повышающим упрочняющий эффект от старения. Определена температура солидуса сплавов AlCuYbZr(603°С), AlCuGdZr(613°С) AlCuYbZrMn(607°С) и AlCuGdZrMn(615°С) AlCuYbMg(568°С), AlCuGdMg(575°С). Микроструктура сплавов AlCuYbZr и AlCuGdZr в литом состоянии представляет твердый раствор алюминия, эвтектику и яркие включения Al3Yb или (Al,Cu)17Yb2, в то время как литая микроструктура AlCuGdZr представлена твердым раствором и эвтектикой. Эвтектика сплавов AlCuYbZr/AlCuGdZr состоит из твердого раствора алюминия и фазы Al8Cu4Yb/Al8Cu4Gd. Цирконий полностью растворяется в твердом растворе. Литая микроструктура сплавов AlCuYbZrMn и AlCuGdZrMn состоит преимущественно из двух структурных элементов: твердого раствора (Al) и тонкой эвтектики. При этом Zr полностью растворяется в твердом растворе. Основными интерметаллидными фазами являются Al8Cu4Yb и Al8Cu4Gd. В сплавах AlCuYbMg и AlCuGdMg наблюдаются обогащенные Mn фазы Al80- 88Cu8- 12Yb3- 4Mn и Al78-86Cu10-15Gd3-5Mn. Магний приводит к кристаллизации фазы Mg2Si. В сплавах AlCuYbZr/AlCuGdZr гомогенизационный отжиг в течение 1 часа привел к фрагментации, сфероидизации и росту эвтектических фаз Al8Cu4Yb и Al8Cu4Gd; средний размер увеличился с 0,25 мкм до 1,9 и 2 мкм. Для дополнительно легированных Zr сплавов концентрация Cu в (Al) увеличилась до 2,1 и 1,6% после 6 ч отжига в сплавах AlCuYbZr и AlCuGdZr. Точечный химический анализ в ПЭМ после 6 ч гомогенизации, закалки и старения при 210 °C в течение 3 ч показал, наличие сферических частиц, типичных для дисперсоидов со структурой L12 Al3(Zr, Yb) и Al3(Zr, Gd) размером 42–50 нм, которые образовались в процессе гомогенизации. Дискообразные частицы фазы θ'(Al2Cu) имели диаметр 80–180 нм и толщину 3–5 нм, которые зародился на границе дисперсоидов фаз Al3(Zr, Yb) и Al3(Zr, Gd) и твердого раствора. В сплавах AlCuYbZrMn и AlCuGdZrMn Mn гомогенно распределен в интерметаллидных фазах с более высоким содержанием, чем в твердом растворе (Al). Формулы новых фаз следует записать в виде Al80-88Cu8-12Yb3-4Mn и Al78-86Cu10-15Gd3-5Mn. Легирование Mn обеспечивает образование новой фазы и перераспределение Cu между (Al) и интерметаллидными фазами. Более высокое содержание Cu в твердом растворе (Al) обеспечивает более высокие механические свойства сплавов AlCuYbZrMn/AlCuGdZrMn. В микроструктуре (ПЭМ) сплавов AlCuYbZrMn и AlCuGdZrMn выделяют три типа выделений. Средний диаметр выделений L12 38±10 нм и 45±16 нм. Размеры фазы Al20Cu2Mn3 длиной 150–250 и шириной 100–150 нм. Дискообразные выделения θ’(Al2Cu), образовавшиеся во время старения диаметром 150–300 нм, толщиной 2–5нм. Твердость сплавов AlCuYbZrMn/AlCuGdZrMn на 35% и 15% выше благодаря добавлению Mn и более высокому содержанию меди в твердом растворе Al. Однако более высокое содержание Cu не обеспечивает эффекта упрочнения от старения. Наибольший упрочняющий эффект слитков AlCuYbMg/AlCuGdMg был достигнут после 3 ч. гомогенизации, закалки и последующего 3 ч. старения при 210 °С за счет выделений S’(Al2CuMg) в процессе распада пересыщенного твердого раствора и дисперсоидов со средний размером L12-Al3(Zr,Yb) и L12-Al3(Zr,Gd) 28±6 нм и 32±4 нм. Основываясь на построенных картах деформации слитки сплавов после 3 часов гомогенизации и закалки прокатаны при температуре 540 °C с толщины 20 мм до 10 мм и до 1 мм листа при комнатной температуре. Сплавы AlCuYbZr/AlCuGdZr показали высокое значение твердости по сравнению со сплавами, не содержащими Zr, из-за образования фаз Al3(Zr,Yb) и Al3(Zr,Gd). Средний размер зерна сплава AlCuGdZr составил 8 мкм после отжига при 450°С и несколько увеличился до 8,5 мкм после отжига при 550 °С, в то время как размер зерна в сплаве AlCuGdZr увеличился с 10 мкм до 11 мкм в тех же условиях. Значение твердости сплавов AlCuYbZrMn/AlCuGdZrMn немного увеличилось при 150 °C после 0,5 часа отжига по сравнению со сплавами, не содержащими Mn. Кроме того, твердость Mn-содержащих сплавов при 150, 180 и 210 °С значительно выше, чем у сплавов, не содержащих Mn, из-за более высокого содержания Cu в твердом растворе (Al). Рекристаллизация происходит при температуре 450°С для обоих сплавов AlCuYbZrMn и AlCuGdZrMn. Повышение температуры отжига до 550°С не обеспечивает роста зерна. Одночасовой отжиг после прокатки листов AlCuYbMg и AlCuGdMg обоих сплавов при 400°С формирует частично рекристаллизованную структуру. Полностью рекристаллизованная структура с размером зерна 6–8 мкм выявлена после отжига при 450°С. Сплав AlCuYbZr показал предел текучести 276 МПа, предел прочности 312 МПа и удлинение 3,1 % при температуре отжига 100 °C в течение 1 часа, в то время как сплав AlCuGdZr после прокатки имел предел текучести 279 МПа, предел прочности 307 МПа и удлинение 4,8%. Сплавы AlCuYbZr и AlCuGdZr имеют пластичность 10,5 % и 8 % при температуре отжига 300°С в течение 10 мин с пределом текучести 207 МПа. Сплав AlCuYbZrMn имеет предел текучести 282–340 МПа, а сплав AlCuGdZrMn имеет предел текучести 267–325. Более высокое содержание Cu в твердом растворе (Al) с комбинацией выделений фазы Al20Cu2Mn3 приводит к повышению предела текучести на 60–80 МПа по сравнению со сплавами, не содержащими Mn. После 2 часов отжига при 150°С в сплавах AlCuYbMg и AlCuGdMg сочетается высокий предел текучести 412–417 МПа, предел прочности – 441–449 МПа при небольшом относительном удлинении 2,7–3,2%. Предел прочности при растяжении сплавов AlCuYbMg и AlCuGdMg при комнатной температуре составляет 338 и 299 МПа соответственно. Предел прочности снижается до 219–270 МПа при повышении температуры испытания на растяжение до 200-250°С. При этом удлинение значительно увеличилось. Предел длительной 100-часовой прочности при 250°С составил 111–113 МПа.