Аннотация результатов, полученных в 2022 году
Микроструктура слитка сплава AlCuYZrCr представлена алюминиевым твердым раствором (Al), дисперсной эвтектикой обогащенной медью и иттрием и отдельными включениями фазы богатой медью, иттрием и хромом. Согласно рентгенограмме в сплаве присутствуют фазы (Al), Al8Cu4Y and (Al,Cu)11Y3. Согласно данным точечного анализа в СЭМ в частицах фазы с хромом содержится до 18.8Cu, 9.3Y и 7.6Cr. Пересчет в атомные доли может позволить в первом приближении записать формулу фазы как Al81-85Cu7-10Y3-4Cr5. Легирование хромом в совокупности с имеющимися в сплаве эрбием и цирконием приводит к существенному модифицированию и практически полному устранению дендритной структуры. В сплаве AlCuErZrCr размер зерна соответствует размеру дендритной ячейки и составляет примерно 40 мкм. Граненые компактные кристаллы содержат в своем составе Cu, Cr, Er помимо алюминия в количестве до 20,5%, 10%, 17% соотвественно. После пересчета в атомные доли формулу фазы в первом приближении можно записать как Al75-80Cu10-12Er3-4Cr7. В данном случае, пики от новой фазы, вероятно, перекрываются основными пиками других идентифицированных фаз. В случае перекрытия пиками от алюминия можно говорить о близости параметра решетки новой фазы и (Al), что подтверждает существенно меньшее зерно в сплаве AlCuErZrCr. Микроструктура сплава AlCuYMgCr состоит из алюминиевого твердого раствора, и эвтектики с фазой Al8Cu4Y в качестве основных структурных составляющих. Дополнительно в структуре выявлены первичные интерметаллиды фазы богатой хромом, в которой также определено около 4Ti. По составу фаза близка к соединению Al81-85Cu7-10Y3-4Cr5, идентифицированному в сплаве AlCuYZrCr. Отдельные светлые включения вытянутой формы обогащены медью, иттрием и кремнием, по составу близкие к фазе Al11Cu2Y2Si2, идентифицированной при изучении влияния примесей железа и кремния на структуру и свойства сплава Al-Cu-Y. Примесь железа растворена в фазе Al8Cu4Y. Микроструктура сплава AlCuErMgCr состоит из алюминиевого твердого раствора, эвтектики с фазой Al8Cu4Er и частиц фазы Al3Er в качестве основных структурных составляющих. Дополнительно в структуре выявлены первичные интерметаллиды фазы богатой хромом по составу близкой к соединению Al75-80Cu10-12Er3-4Cr7, идентифицированному в сплаве AlCuErZrCr. Примесь железа растворена в фазе Al8Cu4Er. Размер зерна составляет 200 и 150 мкм для сплавов AlCuYMgCr и AlCuErMgCr соответственно. Для установления оптимального времени гомогенизацию сплавов AlCuYZrCr и AlCuErZrCr проводили в течение 1, 3 и 6 часов. В результате гомогенизации после 3 часов происходит стабилизация содержания меди на уровне 1,8%, а также фрагментация и сфероидизация равновесного избытка фаз кристаллизационного происхождения. Параллельно с гомогенизацией протекает гетерогенизация. Пересыщенный твердый раствор по иттрию или эрбию, цирконию и хрому претерпевает распад. Согласно термодинамическим расчетам политермического разреза Al-1,8Cu-0,4Zr-(0-1)Cr при 600°C в равновесии с (Al) должна присутствовать фаза Al3Zr. Так же возможно присутствие фазы Al7Cr, поскольку сплав при 600°C находится на границе двух- и трехфазных областей. В сплавах с меньшим соотношением Cu/Y или Cu/Er в твердом растворе меди меньше на 0,4-0,5%. В сплавах без магния AlCuYZrCr и AlCuErZrCr ввиду наличия только малого количества меди в растворе (1,8%) упрочняющий эффект практически отсутствует. Старение сплавов с магнием с разным соотношением Cu/Y и Cu/Er определяется напрямую этим соотношением, т.е. содержанием меди в растворе после закалки. В сплавах с соотношением менее или равном 4 содержанием меди составляет 1,7-1,8% и упрочняющий эффект от старения менее 30 HV. При соотношении Cu/Y и Cu/Er более 4, содержанием меди в растворе выше и составляет 2,2%, а эффект от старения существенно выше 40-50HV. Максимальная твердость в 105-115HV в сплавах AlCuYMgCr и AlCuErMgCr-b достигается после 3-7 часов старения при 210°С. После старения сплавов AlCuYZrCr и AlCuErZrCr твердость несущественно возрастает с 52-55 HV до 55-59 HV, что связано с малым содержанием меди в растворе. В матрице алюминиевого твердого раствора точечным анализом идентифицировано два типа выделений. Первые – сферические частицы L12-Al3(Zr,Y) или L12-Al3(Zr,Er) средним диаметром 50 и 40 нм и дискообразные θ’(Al2Cu) диаметром до 120 нм и толщиной до 8 нм. При этом выделения фазы θ’(Al2Cu) образованы в основном на границе (Al) с частицами L12. Частиц содержащих хром в матрице не найдено. Аналогичная структура формируется в сплавах AlCuYMgCr и AlCuErMgCr, за исключением, что упрочняющей фазой при старении являются диски фазы S’ диаметром до 200 нм. При этом, несмотря на то, что гомогенизация этих сплавов при температуре 580°C должна протекать в фазовой области (Al)+Al3Zr+Al7Cr термодинамическим расчетам, частиц фазы Al7Cr в структуре сплавов не выявлено. Прокатку комплекснолегированных сплавов проводили при температурах 520-540°C с толщины 20 мм до 10 мм с последующей холодной прокаткой до 1 мм листов. Аналогичная технология использована для сплавов AlCuYZrCr и AlCuErZrCr, за исключением, что температура горячей прокатки составляла 440°C. В процессе низкотемпературного отжига при 150-210°С после прокатки протекает два конкурирующих по влиянию на свойства процесса: старение и полигонизация. Старение протекает после получения пересыщенного твердого раствора при горячей прокатке, а накопленная высокая плотность дислокаций в процессе холодной прокатки снижается. В процессе отжига листов сплавов с магнием при 150°С происходит рост твердости обусловленный превалированием старения над полигонизацией. При этом в исследуемом сплаве со скандием отмечен больший прирост твердости (ΔHV = 14), чем в сплаве сравнения (ΔHV = 10). Аналогично больший эффект отмечен в сплаве AlCuYMgCr (ΔHV = 19) с большим содержанием меди в растворе, чем в сплаве AlCuErMgCr (ΔHV = 13). В процессе отжига при 180°С с увеличением времени более 1 часа разупрочнение от полигонизации начинает перекрывать эффект от старения и твердость сплавов снижается. При этом скорость снижения твердости (наклон кривой) в сплаве со скандием меньше. Аналогичный эффект отмечен после отжига при 210°С. Торможение процесса полигонизации обусловлено наличием скандия, который повышает плотность дисперсоидов в сплаве, образованных в процессе гомогенизационного отжига слитков. Для сплавов AlCuYMgCr и AlCuErMgCr существенных отличий не выявлено. Разупрочнение при низких температурах в сплавах с хромом AlCuYZrCr, AlCuErZrCr протекает существенно медленнее, чем в сплаве близкого состава без него. Дальнейшее повышение температуры отжига до 350°С сохраняет нерекристаллизованную структуру, а твердость снижается за счет развития полигонизации. После отжига при 400°С сплав сравнения без скандия представлен полностью рекристаллизованной структурой. В то же время аналогичный отжиг формирует в сплавах AlCuYMgSc и AlCuErMgSc частично рекристаллизованную структуру. Малая добавка скандия повышает температуру начала рекристаллизации. При этом твердость сплава с 0,07Sc и пониженным содержанием основных легирующих элементов выше на 9-14HV. При повышении температуры отжига листов сплавов AlCuYZrCr и AlCuErZrCr до 350°С твердость сплавов существенно снижается и выравнивается. Согласно микроструктурным исследованиям в обоих сплавах при этом наблюдается частично рекристаллизованная структура. Горячая прокатка сплавов AlCuYZrCr и AlCuErZrCr при температуре 440°C согласно термодинамическим расчетам должна протекать в фазовой области ((Al)+Al3Zr+Al7Cr). Можно предположить, что в процессе горячей прокатки произойдет распад пересыщенного хромом раствора с образованием дисперсоидов фазы Al7Cr. Однако анализ тонкой структуры сплавов AlCuYZrCr и AlCuErZrCr в отожженном после прокатки состоянии показал наличие только L12- дисперсодов. Отличия в твердости сплавов при отжиге до 300°C возможно объяснить либо влиянием растворенных атомов хрома, либо образованием кластеров хром-содержащих частиц, которые не удалось идентифицировать в ПЭМ.

Аннотация результатов, полученных в 2023 году
В условиях лазерного воздействия, обработка поверхности или селективное лазерное плавление, реализуются высокие скорости охлаждения, что позволяет существенно воздействовать на микроструктуру и фазовый состав сплавов в литом состоянии. В данных условиях можно выделить три основных эффекта на микроструктуру, которые в последствие направленно влияют на свойства: - измельчение структуры, которое охватывает формирование мелкозернистой структуры, с малым размером дендритной ячейки и, как следствие, формированием дисперсных фаз кристаллизационного происхождения; - подавление образования первичных крупных интерметаллидов, которые могут снижать пластичность; - возможность формирования сверхпересыщенного твердого раствора по редкоземельным и переходным металлам (РЗМ и ПМ), что увеличивает существенно упрочняющий эффект от дисперсоидов, которые образуются при последующем отжиге. Общее, наиболее важное заключение – ни в одном треке, во всех 4 исследованных композициях не наблюдали дефектов кристаллизационного происхождения, в особенности нет трещин кристаллизационного происхождения, усадочной раковины и пористости. С увеличением мощности лазера увеличивается глубина зоны ПЛП. Зона ПЛП увеличивается примерно с 200 до 800 мкм при увеличении напряжения с 270 до 300 В. В аддитивном производстве при послойном получении изделий из порошков может происходить неоднократное переплавленное одних и тех участков при наплавлении нового слоя, если зона ПЛП больше размера слоя порошка. В данном случае более точно имитировать процесс позволяет получение мультитреков. Зоны ПЛП, как и одиночные треки не содержат дефектов кристаллизационного происхождения. Микроструктура треков ПЛП достаточно однородна и существенно не зависит от исследованных в работе напряжений. В зонах треков наблюдается дуплексная структура, связанная с участками, претерпевающими переплав при перекрытии лазером уже обработанного участка. В таких зонах размер дендритной ячейки несколько больше, чем в остальной части трека. Реализуемые скорости охлаждения при кристаллизации позволяют сформировать в зонах треков дендритную ячейку размером 1-2 мкм и менее, в то время, как в основном сплаве она составляет 15-20 мкм. В примерно той же пропорциональности измельчаются избыточные фазы кристаллизационного происхождения до толщины около 100 нм. При этом в зоне лазерного воздействия практически полностью отсутствуют более крупные интерметаллиды, первичные кристаллы которых есть в сплаве основе. Для сплавов аналогов, содержащих меньшее количество дисперсоидообразующих элементов, гомогенизация проходила практически полностью уже после 1 часа, а к трем часам существенных изменений в структуре не выявляли. Для новых композиций был применен отжиг перед закалкой в течение 30 минут и 1 часа. Стоит сразу отметить, что различия в микроструктуре, исследованной в СЭМ после 30 минут и 1 часа отсутствуют. Основным процессом, фиксируемым исследованием в СЭМ, является фрагментация и сфероидизация частиц фаз кристаллизационного происхождения. Ввиду сильной дисперсности структуры проследить процессы растворения неравновесного избытка фаз кристаллизационного происхождения и изменения состава (Al) не представляется возможным. В соответствие с этим далее будут представлены результаты анализа микроструктуры треков (300 В) после 1 часа гомогенизации перед закалкой при больших увеличениях. Сплавы с иттрием AlCuYMg-L и AlCuYMgCr демонстрируют более высокую термическую стабильность фаз кристаллизационного происхождения – размер интерметаллидов составляет примерно 500 нм. В сплавах с эрбием размер интерметаллидов составляет примерно 1 мкм. Общей особенностью для обоих сплавов является наличие в алюминиевом твердом растворе большого количества частиц размером менее 100 нм. Согласно ранее проведенным исследованиям и термодинамическим расчетам в процессе гомогенизации исследуемых сплавов должна протекать гетерогенизация с выделением дисперсоидов L12-Al3(Zr,Y)/L12-Al3(Zr,Er) и Al45Cr7. Согласно термодинамическим расчетам в программе Thermo-Calc (TCAL4) для алюминиевого раствора содержащего 0,5%Zr, 0,5%Cr и 0,25%Ti при температурах 555-565 °C должны присутствовать фазы Al3(Zr,Ti) и Al45Cr7 при объемной доле 0,54-0,52% и 0,43-0,33% соответственно. Иттрий или эрбий растворяются в фазе Al3Zr и увеличивают ее объемную долю. Основным недостаток используемого метода ПЛП является слабая защита расплава от окисления и потерь легкоплавких металлов. В результате, после ПЛП в исследуемых сплавах содержание магния в треках примерно на 0,4-0,5% меньше, чем в сплаве-основе. Магний вместе с медью обеспечивают упрочнение при старении. В результате потери магния будет снижаться упрочняющий эффект от старения. Однако, несмотря на потери магния, в треках после старения при 210°С твердость треков сплавов AlCuYMgCr-L и AlCuErMgCr-L несколько выше, чем в сплаве основе, но только после 1 часа гомогенизации перед закалкой. Старение в основе и в треке протекает с разной скоростью. Более дисперсная структура, и отличный от матрицы состав твердого раствора обеспечивают существенно более быстрое старение. В треках сплавов AlCuYMgCr-L и AlCuErMgCr-L максимум твердости отмечен после 5 и 30 минут старения соответственно, в то время как в основе пиковое значение достигнуто после 3 часов старения. Стоит отметить, что такого недостатка нет в современных методах аддитивных технологий. По результатам испытания на растяжение при повышенных температурах 200 и 250 сплав с хромом демонстрирует более высокий уровень характеристик прочности и пластичности за счет хромсодержащих дисперсоидов Al45Cr7. Расчетный передел текучести по экспериментально определенным параметрам структуры составляет 321 МПа, что менее чем на 10% больше, чем экспериментально определенное значение. Предел длительной прочности σ_100^(250°C) составляет 106 МПа, как показано в таблице 2.5.4. Пониженное содержание основных легирующих элементов в сплаве AlCuErMgCr-b в сравнение с литейными сплавами с марганцем приводит к снижению предела длительной сто часовой прочности при 250 до 106 МПа. Однако это все равно выше, чем в промышленном аналоге. Для сравнения для сплава 201.0 на основе системы Al-Cu-Mg предел 100-часовой прочности при 260°C составляет 95 МПа. Сплав AlCuYMgCr в правильным соотношением Сu/Y (см. отчет за первый этап) после рекристаллизационного отжига, закалки и старения (мягкое состояние) имеет высокие характеристики прочности и пластичности: предел текучести 313 МПа, предел прочности 391 МПа, относительное удлинение 10,8%. По результатам испытаний на электрохимическую коррозию новые сплавы существенно превосходят по стойкости сплав АМ5. Пик зависимости потенциала от логарифма плотности тока для новых сплавов смещается в сторону меньшего тока и большего либо равного потенциала. С использованием аппроксимации Тафеля определен ток коррозии, который для сплавов AlCuYMgCr и AlCuErMgCr существенно ниже. Чем меньше ток коррозии, тем выше коррозионная стойкость сплава. Положительное влияние редкоземельного эрбия на коррозионную стойкость алюминиевых сплавов отмечали ранее. Испытания на межкристаллитную коррозию (МКК) проводили по ГОСТ 9.021-74. После испытаний проведено исследование микроструктуры по глубине проникновения межкристаллитной коррозии. По результатам испытаний глубина слоя межкристаллитной коррозии в сплавах AlCuYMgCr и AlCuErMgCr составила 50-200 мкм. При этом, в более мелкозернистом сплаве AlCuErMgCr процесс прошел несколько глубже по всей поверхности образца, но в тех же размерных пределах. Для сравнения сплав АМ5 показал примерно такую же стойкость к МКК. По итогам оптимизации составов новых сплавов путем легирования хромом созданы новые литейные и деформируемые алюминиевые сплавы на основе систем Al-Cu-Y-Mg-Cr и Al-Cu-Er-Mg-Cr c хорошим уровнем литейных свойств, высоким уровнем прочности при комнатной и повышенных температурах, особенно предела текучести при растяжении и сжатии при температурах 200-300°C.