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.

 

Публикации

---