1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика металлов и металловедение
  4. T. 122, № 9, 2021

Физика металлов и металловедение, 2021, T. 122, № 9, стр. 977-983

Структура и свойства новых литейных жаропрочных сплавов на основе систем Al–Cu–Y и Al–Cu–Er

С. М. Амер a, b, Р. Ю. Барков a, А. С. Просвиряков a, А. В. Поздняков a, *

a НИТУ “МИСиС”
119049 Москва, Ленинский просп., 4, Россия

b Университет Аль-Азхар, Департамент горного дела, металлургии и нефтяной инженерии, Инженерный факультет
11884 Каир, Египет

* E-mail: pozdniakov@misis.ru

Поступила в редакцию 08.02.2021
После доработки 27.04.2021
Принята к публикации 30.04.2021

Полный текст (PDF)

Аннотация

Исследована микроструктура и механические свойства новых жаропрочных литейных алюминиевых сплавов Al–5.6Cu–2.0Y–1Mg–0.8Mn–0.3Zr–0.15Ti–0.15Fe–0.15Si и Al–5.4Cu–3.0Er–1.1Mg–0.9Mn–0.3Zr–0.15Ti–0.15Fe–0.15Si. Модифицирование титаном способствует уменьшению размера зерна со 190 до 40 мкм в сплаве с иттрием, а в сплаве с эрбием размер зерна составляет 25 мкм. По уровню литейных свойств сплавы сопоставимы с силуминами, легированными медью и магнием. Наибольший упрочняющий эффект после закалки достигнут в процессе старения при 210°С, твердость составляет 130–133HV. Предел текучести на растяжение при комнатной температуре составляет 303–306 МПа при относительном удлинении 0.4%. При повышенных температурах 200 и 250°C предел текучести снижается до 246–250 и 209–215 МПа, а удлинение возрастает до 3 и 4–5.5% соответственно. Предел длительной 100-часовой прочности при 250°C составляет 117–118 МПа. Высокую жаропрочность новым сплавам 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).

Ключевые слова: алюминиевые сплавы, редкоземельные металлы, иттрий, эрбий, дисперсоиды, микроструктура, термическая обработка, твердость, прочность, длительная прочность

ВВЕДЕНИЕ

Большую часть литейных алюминиевых сплавов [1–3] с наилучшими литейными свойствами [2–4] составляют силумины. Однако сплавы на основе системы Al–Si уступают алюминиево-медным по уровню механических свойств, особенно при повышенных температурах [2, 3]. При этом сплавы на основе системы Al–Cu имеют наихудшую среди алюминиевых сплавов технологичность при литье [4–6]. Повышения технологичности при литье алюминиевомедных сплавов можно достичь за счет легирования эвтектикообразующими элементами, такими как Fe, Si, Mn, Ni, Ca [2–8]. С другой стороны, поиск новых систем легирования может позволить создать новые материалы, которые будут сочетать необходимый комплекс свойств. Так, например, сплавы на основе систем Al–Cu–Ce [9, 10], Al–Cu–Y [11, 12], Al–Cu–Er [12, 13], Al–Ca [7, 8, 14], имея узкий интервал кристаллизации и структуру, представленную дисперсной эвтектикой, являются весьма перспективными. При этом стоит отметить, что иттрий и эрбий в алюминиевых сплавах являются эффективными дисперсоидообразующими элементами совместно с цирконием и/или скандием [15–29]. При этом эрбий является хорошим модификатором зерна [16–18], малая добавка иттрия в сплав Al–5Cu снижает горячеломкость [30]. Тройные сплавы систем Al–Cu–Y [11] и Al–Cu–Er [31] на квазибинарных разрезах Al–Al8Cu4Y и Al–Al8Cu4Er имеют узкий интервал кристаллизации, и, соответственно, низкую склонность к образованию трещин кристаллизационного происхождения. При этом механические свойства этих сплавов весьма невелики [11–13]. Дополнительное легирование цирконием [32, 33] и совместно цирконием и марганцем [34, 35] приводит к существенному повышению прочностных характеристик сплавов после деформации. После закалки и старения литых сплавов эффект упрочнения невелик ввиду небольшого количества меди в твердом растворе после закалки [32–35]. Добавка марганца приводит к образованию фаз кристаллизационного происхождения Al25Cu4Mn2Er [34] и Al25Cu4Mn2Y [35], и по форме напоминающей “китайские иероглифы” фазы Al15(Fe,Mn)3Si2 [2, 3, 6]. Примеси железа и кремния не оказывают существенного влияния на механические свойства тройных сплавов [36, 37]. Железо растворяется в фазах кристаллизационного происхождения, не изменяя их морфологии, а кремний приводит к образованию достаточно компактных фаз Al3Er2Si2 и Al11Cu2Y2Si2 [36, 37].

Данная работа представляет исследование структуры и свойств при комнатной и повышенных температурах новых литейных алюминиевых сплавов на основе систем Al–Cu–Y и Al–Cu–Er, дополнительно легированных цирконием, марганцем, титаном, магнием и содержащих примеси железа и кремния.

МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТОВ

Сплавы составов (в мас. %) Al–5.6Cu–2.0Y–1Mg–0.8Mn–0.3Zr–0.15Ti–0.15Fe–0.15Si (AlCuYMg) и Al–5.4Cu–3.0Er–1.1Mg–0.9Mn–0.3Zr–0.15Ti–0.15Fe–0.15Si (AlCuErMg) выплавлены в печи сопротивления при температуре 830°С. Для выплавки использованы алюминий марки А7 и лигатуры Al–51.7Cu, Al–10Y, Al–8Er, Al–10Mn, Al–5Zr, Al–5Ti–1B и магний марки Мг90. Сплавы были разлиты в медную водоохлаждаемую изложницу с размером внутренней полости 20 × 40 × 120 мм и стальной кокиль для получения образцов для испытаний на одноосное растяжение. Для испытаний на растяжение вытачивали образцы с головками и диаметром рабочей части 5 мм. Показатель горячеломкости (ПГ) определяли по карандашной пробе путем трех заливок в стальной разъемный кокиль комнатной температуры и подогретый до 250°С [2, 4–6]. Плотность сплавов определяли методом гидростатического взвешивания. Дифференциальный сканирующий калориметр (ДСК) Labsys Setaram использован для определения температур солидуса и ликвидуса. Гомогенизационный отжиг проводили при 575°С в течение 1, 3 и 6 ч. После отжига 575°С, 3 ч сплав закаливали и проводили старение в интервале температур 150–210°С. Микроструктурные исследования и идентификацию фаз проводили на световом микроскопе (СМ) Zeiss, сканирующем электронном микроскопе (СЭМ) TESCAN VEGA 3LMH и рентгеновском дифрактометре Bruker D8 Advance. Твердость измеряли стандартным методом Виккерса (HV) при нагрузке 5 кг. Испытания на растяжение при комнатной и повышенных температурах проводили на универсальной испытательной машине Zwick/Roll Z250. Испытания на определение предела длительной 100-часовой прочности при 250°С проводили на испытательной машине Instron M3. Испытания на сжатие при комнатной и повышенной температурах проводили на комплексе Gleeble-3800.

РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТОВ И ОБСУЖДЕНИЕ

ПГ исследуемых сплавов по карандашной пробе составляет 12–14 мм. При заливке в кокиль при комнатной температуре трещины обнаруживали на участках рабочей части диаметром 10 и 12 мм, при заливке в кокиль предварительно подогретый до 250°С – только на участке диаметром 10 мм. Близкий уровень литейных свойств имеют медистые силумины [4, 5]. Интервал кристаллизации исследуемых сплавов составляет примерно 50°С (ДСК-кривые на рис. 1), что примерно на 20°С больше чем в тех же сплавах без магния [11–13, 32–36]. Добавка магния снижает температуру солидуса до 585°С, что примерно на 40°С ниже, чем в сплавах без него. Плотность сплавов AlCuYMg и AlCuErMg составляет 2.83 и 2.89 г/см3 соответственно, что связано с наличием более тяжелого эрбия в сплаве AlCuErMg.

Рис. 1.

ДСК-кривые сплавов AlCuYMg (а) и AlCuErMg (б).

Рисунок 2 иллюстрирует зеренную структуру литых сплавов. Модифицированные титаном сплавы имеют более мелкое зерно в сравнение со сплавами без добавок [32, 33]. К примеру, в сплаве Al–Cu–Y–Zr размер зерна составляет примерно 190 мкм [32], а в исследованном в настоящей работе сплаве AlCuYMg с 0.15% Ti–40 мкм. В сплаве же с эрбием AlCuErMg размер зерна еще меньше и составляет 25 мкм, что подтверждает эффективную модифицирующую способность добавки Ti.

Рис. 2.

Зеренная структура литых сплавов AlCuYMg (а) и AlCuErMg (б) (СМ).

Согласно анализу фазового состава посредством СЭМ (рис. 2) и рентгенограммам (рис. 3), в слитках сплавов присутствуют фазы Al8Cu4Y, (Al,Cu)11Y3, AlCu, Al8Cu4Er и Al3Er, а также четверные фазы (Al,Cu,Y,Mn) и (Al,Cu,Er,Mn), идентифицированные как Al25Cu4Mn2Er [34] и Al25Cu4Mn2Y [35]. Железо растворяется в фазах кристаллизационного происхождения (карты распределения легирующих элементов на рис. 3). Кремний с магнием образуют фазу, которая по морфологии и контрасту соответствует Mg2Si. Ввиду большого количества фаз в сплаве, малой доли Mg2Si в структуре, выявить ее пики на рентгенограмме не удалось (рис. 4). Помимо образования фазы Mg2Si, магний не оказал влияния на фазовый состав сплавов. На рис. 4 приведены для сравнения рентгенограммы сплавов без магния.

Рис. 3.

Микроструктура литых сплавов и распределение легирующих элементов между фазами в выделенной области (белый прямоугольник) в сплавах AlCuYMg (а) и AlCuErMg (б) (СЭМ).

Рис. 4.

Рентгеновские дифрактограммы сплавов AlCuYMg (а) и AlCuErMg (б) (черные линии) в сравнение со сплавами без магния (серые линии).

Слитки сплавов отжигали при температуре 575°С (на 10°С ниже солидуса (рис. 1)) перед закалкой в течение 1, 3 и 6 ч. 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%. В процессе гомогенизационного отжига перед закалкой происходит растворение неравновесного избытка фаз кристаллизационного происхождения. Фаза Mg2Si практически полностью растворяется после 1 ч отжига. Полное насыщение твердого раствора медью и магнием происходит после 3 ч отжига, а после 6 ч 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 процессе отжига также происходит фрагментация и сфероидизация фаз кристаллизационного происхождения. При этом увеличение времени отжига с 1 до 6 ч не приводит к существенному росту частиц. Параллельно с процессами гомогенизации происходят процессы гетерогенизации. Как показано в работах [34, 35], в процессе высокотемпературной гомогенизации образуются дисперсоиды фаз Al3(Zr,Er) и Al3(Zr,Y) в сплавах без магния AlCuEr [33] и AlCuY [34] cсоответственно, а также фаза Al20Cu2Mn3. В теле зерна на изображениях микроструктур на рис. 5 можно увидеть дисперсные светлые включения, которые соответствуют описанным фазам.

Рис. 5.

Микроструктуры сплавов AlCuYMg (а–в) и AlCuErMg (г–е) после отжига при 575°С в течение 1 (а, г), 3 (б, д) и 6 (в, е) ч (СЭМ).

После трех часов гомогенизации при 575°С сплавы были закалены и состарены при 150, 180 и 210°С. Зависимости твердости от времени старения представлены на рис. 6. Вне зависимости от температуры старения сплавы показывают существенный упрочняющий эффект – твердость увеличивается с 80–85 HV до 120–133 HV. Несколько больший упрочняющий эффект происходит в результате старения при 210°С. Упрочнение в процессе старения происходит за счет выделения метастабильной фазы S (Al2CuMg). Твердый раствор в исследуемых сплавах по меди и магнию близок к твердому раствору в жаропрочном деформируемом сплаве АК4-1 [38], в котором упрочнение при старении происходит за счет метастабильных выделений фазы S.

Рис. 6.

Зависимости твердости HV от времени старения сплавов AlCuYMg (а) и AlCuErMg (б).

После старения, обеспечивающего максимальную твердость, при 210°C в течение 6 ч, были определены характеристики механических свойств по результатам испытаний на растяжение (табл. 1), сжатие (табл. 2) 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 209–2115 МПа, а удлинение возрастает до 3 и 4–5.5% соответственно. Для сравнения стандартный литейный алюминиевый сплав АМ5 [1] имеет примерно такой же предел прочности 314–333 МПа, большее относительное удлинение 2–8% и показатель горячеломкости по карандашной пробе более 16 мм [4–6].

Таблица 1.  

Характеристики механических свойств по результатам испытаний на растяжение

Сплав 20°C 200°C 250°C
σ0.2,МПа σВ,МПа δ, % σ0.2,МПа σВ,МПа δ, % σ0.2,МПа σВ,МПа δ, %
AlCuYMg 306 ± 1 322 ± 2 0.4 ± 0.1 250 ± 8 280 ± 20 3 ± 1 215 ± 5 244 ± 3 5.5 ± 1.5
AlCuErMg 303 ± 2 319 ± 4 0.4 ± 0.1 246 ± 8 280 ± 20 3 ± 1 209 ± 4 235 ± 5 4 ± 2
Таблица 2.  

Предел текучести на сжатие (в МПа) при повышенных температурах

Сплав 200°C 250°C 300°C
AlCuYMg 237 ± 12 223 ± 13 151 ± 7
AlCuErMg 243 ± 8 197 ± 10 160 ± 8

Предел текучести на сжатие при повышенных температурах (табл. 2) достаточно хорошо коррелирует с пределом текучести на растяжение (табл. 1). Предел текучести на сжатие при 300°C составляет 151–160МПа, в то время как для большинства алюминиевых сплавов при повышении температуры выше 250°C предел текучести снижается ниже 100 МПа [39]. Для сравнения жаропрочные композиционные материалы на основе сплава Al–5Cu–0.8Mn, армированные карбидом бора, имеют меньший предел текучести на сжатие при 250°C равный 160 МПа [40]. Предел длительной прочности $\sigma _{{100}}^{{250^\circ {\text{C}}}}$ 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 [39]. 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.

Исследована микроструктура и механические свойства новых жаропрочных литейных алюминиевых сплавов на основе систем Al–Cu–Y и Al–Cu–Er, дополнительно легированных цирконием, марганцем, титаном, магнием и содержащих примеси железа и кремния. Модифицирование титаном способствует уменьшению размера зерна со 190 до 40 мкм в сплаве с иттрием, а в сплаве с эрбием размер зерна составляет 25 мкм. ПГ исследуемых сплавов по карандашной пробе составляет 12–14 мм, что сопоставимо с уровнем литейных свойств силуминов, легированных медью и магнием. Сплавы упрочняются старением. Наибольший упрочняющий эффект достигнут после старения при 210°С, твердость составляет 130–133HV. Предел текучести на растяжение при комнатной температуре составляет 303–306 МПа при удлинении 0,4%. При повышении температуры испытания до 200 и 250°C предел текучести снижается до 246–250 и 209–215 МПа, а удлинение возрастает до 3 и 4–5.5% соответственно. Предел длительной прочности $\sigma _{{100}}^{{250^\circ {\text{C}}}}$ составляет 117–118 МПа. Высокую жаропрочность новым сплавам 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).

Работа выполнена при финансовой поддержке Российского Научного Фонда (проект № 19-79-10242).

Список литературы

  1. ГОСТ 1583–93. Сплавы алюминиевые литейные ТУ-Минск: ИПК Изд-во стандартов, 2000.

  2. Золоторевский В.С., Белов Н.А. Металловедение литейных алюминиевых сплавов. М.: МИСиС, 2005. 376 с.

  3. Zolotorevsky V.S., Belov N.A., Glazoff M.V. Casting Aluminum Alloys, Alcoa Technical Center, Alcoa Center, PA, United States, 2007. 530 p.

  4. Новиков И.И. Горячеломкость цветных металлов и сплавов. М.: Наука, 1966. 299 с.

  5. Zolotorevskiy V.S., Pozdniakov A.V. Determining the hot cracking index of Al–Si–Cu–Mg casting alloys calculated using the effective solidification range // Int. J. Cast Met. Res. 2014. V. 27. № 4. P. 193–198.

  6. Золоторевский В.С., Поздняков А.В., Чурюмов А.Ю. Поиск перспективных композиций для создания новых многофазных литейных сплавов на основе матрицы Al–Cu–Mg с использованием термодинамических расчетов и математического моделирования // ФММ. 2012. Т. 113. № 11. С. 1111–1120.

  7. Шуркин П.К., Белов Н.А., Мусин А.Ф., Аксенов А.А. Новый высокопрочный литейный алюминиевый сплав на основе системы Al–Zn–Mg–Ca–Fe, не требующий термообработки // Изв. вузов. Цветная металлургия. 2020. № 1. С. 48–58.

  8. Шуркин П.К., Белов Н.А., Мусин А.Ф., Самошина М.Е. Влияние кальция и кремния на характер кристаллизации и упрочнение сплава Al–8% Zn–3% Mg // ФММ. 2020. Т. 121. № 2. С. 149–156.

  9. Belov N.A., Khvan A.V., Alabin A.N. Microstructure and phase composition of Al–Ce–Cu alloys in the Al-rich corner // Mater. Sci. Forum 2006. V. 519–521(PART 1). P. 395–400.

  10. Belov N.A., Khvan A.V. The ternary Al–Ce–Cu phase diagram in the aluminum-rich corner // Acta Mater. 2007. V. 55. P. 5473–5482.

  11. Pozdniakov A.V., Barkov R.Y. Microstructure and materials characterisation of the novel Al–Cu–Y alloy // Mater. Sci. and Tech. 2018. V. 34. № 12. P. 1489–1496.

  12. Амер С.М., Барков Р.Ю., Яковцева О.А., Поздняков А.В. Сравнительный анализ структуры и свойств квазибинарных сплавов Al–6.5Cu–2.3Y и Al–6Cu–4.05Er // ФММ. 2020. Т. 121. № 5. С. 528–534.

  13. Поздняков А.В., Барков Р.Ю., Сарсенбаев Ж., Кхамеес Е., Просвиряков А.С. Эволюция микроструктуры и механических свойств нового деформируемого сплава системы Al–Cu–Er // ФММ. 2019. Т. 120. № 6. С. 668–672.

  14. Белов Н.А., Наумова Е.А., Базлова Т.А., Алексеева Е.В. Структура, фазовый состав и упрочнение литейных алюминиевых сплавов системы Al–Ca–Mg–Sc // ФММ. 2016. Т. 117. № 2. С. 208–215.

  15. Поздняков А.В., Осипенкова А.А., Попов Д.А., Махов С.В., Напалков В.И. Влияние малых добавок Y, Sm, Gd, Hf и Er на структуру и твердость сплава Al–0.2% Zr–0.1% Sc. Металловедение и термическая обработка металлов // МИТОМ. 2016. Т. 58. № 9. С. 25–30.

  16. Pozdniakov A.V., Yarasu V., Barkov R.Yu., Yakovtseva O.A., Makhov S.V., Napalkov V.I. Microstructure and mechanical properties of novel Al–Mg–Mn–Zr–Sc–Er alloy // Mat. Let. 2017. V. 202. P. 116–119.

  17. Hao H.L., Ni D.R., Zhang Z., Wang D., Xiao B.L., Ma Z.Y. Microstructure and mechanical properties of Al–Mg–Er sheets jointed by friction stir welding // Mater. and Des. 2013. V. 52. P. 706–712.

  18. Барков Р.Ю., Просвиряков А.С., Хомутов М.Г., Поздняков А.В. Влияние содержания Zr и Er на структуру и свойства сплава Al–5Si–1.3Cu–0.5Mg // ФММ. 2021. Т. 122. № 6. С. 658–664.

  19. Pozdniakov A.V., Barkov R.Yu., Prosviryakov A.S., Churyumov A.Yu., Golovin I.S., Zolotorevskiy V.S. Effect of Zr on the microstructure, recrystallization behavior, mechanical properties and electrical conductivity of the novel Al–Er–Y alloy // J. All. Comp. 2018. V. 765. P. 1–6.

  20. Pozdniakov A.V., Barkov R.Yu. Microstructure and mechanical properties of novel Al–Y–Sc alloys with high thermal stability and electrical conductivity // J. Mater. Sci. & Techn. 2020. V. 36. P. 1–6.

  21. Zhang Y., Gao K., Wen S., Huang H., Nie Z, Zhou D. The study on the coarsening process and precipitation strengthening of Al3Er precipitate in Al–Er binary alloy // J. Alloys Compd. 2014. V. 610. P. 27–34.

  22. Wen S.P., Gao K.Y., Li Y., Huang H., Nie Z.R. Synergetic effect of Er and Zr on the precipitation hardening of Al–Er–Zr alloy // Scr. Mater. 2011. V. 65. P. 592–595.

  23. Wen S.P., Gao K.Y., Huang H., Wang W., Nie Z.R. Precipitation evolution in Al–Er–Zr alloys during aging at elevated temperature // J. Alloys Compd. 2013. V. 574. P. 92–97.

  24. Zhang Y., Gao H., Kuai Y., Han Y., Wang J., Sun B., Gu S., You W. Effects of Y additions on the precipitation and recrystallization of Al–Zr alloys // Mater. Charact. 2013. V. 86. P. 1–8.

  25. Zhang Y., Gu J., Tian Y., Gao H., Wang J., Sun B. Microstructural evolution and mechanical property of Al–Zr and Al–Zr–Y alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2014. V. 616. P. 132–140.

  26. Song M., Du K., Huang Z.Y., Huang H., Nie Z.R., Ye H.Q. Deformation-induced dissolution and growth of precipitates in an Al–Mg–Er alloy during high-cycle fatigue // Acta Mater. 2014. V. 81. P. 409–419.

  27. Wen S.P., Wang W., Zhao W.H., Wu X.L., Gao K.Y., Huang H., Nie Z.R. Precipitation hardening and recrystallization behavior of Al–Mg–Er–Zr alloys // J. All. and Comp. 2016. V. 687. P. 143–151.

  28. Barkov R.Yu., Pozdniakov A.V., Tkachuk E., Zolotorevskiy V.S. Effect of Y on microstructure and mechanical properties of Al–Mg–Mn–Zr–Sc alloy with low Sc content // Mat. Letters. 2018. V. 217. P. 135–138.

  29. Барков Р.Ю., Мочуговский А.Г., Хомутов М.Г., Поздняков А.В. Влияние малых добавок Zr и Er на фазовый состав и механические свойства сплава Al–5Si–1.3Cu–0.5Mg // ФММ. 2021. Т. 122. № 2. С. 173–180.

  30. Li M., Wang H., Wei Z., Zhu Z. The effect of Y on the hot-tearing resistance of Al–5 wt % Cu based alloy // Mat. and Des. 2010. V. 31. P. 2483–2487.

  31. Zhang L., Masset P.J., Cao F., Meng F., Liu L., Jin Z. Phase relationships in the Al-rich region of the Al–Cu–Er system // J. of All. and Comp. 2011. V. 509. P. 3822–3831.

  32. Pozdniakov A.V., Barkov R.Yu., Amer S.M., Levchenko V.S., Kotov A.D., Mikhaylovskaya A.V. Microstructure, mechanical properties and superplasticity of the Al–Cu–Y–Zr alloy // Mater. Sci. Eng.  A. 2019. V. 758. P. 28–35.

  33. Amer S.M., Barkov R. Yu., Yakovtseva O.A., Loginova I.S., Pozdniakov A.V. Effect of Zr on microstructure and mechanical properties of the Al–Cu–Er alloy // Mater. Sci. Tech. 2020. V. 36. № 4. P. 453–459.

  34. Amer S.M., Yakovtseva O.A., Loginova I.S., Medvedeva S.V., Prosviryakov A.S., Bazlov A.I., Barkov R.Yu., Pozdniakov A.V. The Phase Composition and Mechanical Properties of the Novel Precipitation-Strengthening Al–Cu–Er–Mn–Zr Alloy // Appl. Sci. 2020. V. 10. № 15. P. 5345–5353.

  35. Амер С.М., Барков Р.Ю., Поздняков А.В. Влияние Mn на фазовый состав и свойства сплава Al–Cu–Y–Zr // ФММ. 2020. Т. 121. № 12. С. 1331–1337.

  36. Амер С.М., Барков Р.Ю., Поздняков А.В. Влияние примесей на фазовый состав и свойства деформируемого сплава Al–6% Cu–4.05% Er // ФММ. 2020. Т. 121. № 5. С. 550–554.

  37. Амер С.М., Барков Р.Ю., Поздняков А.В. Влияние примесей железа и кремния на фазовый состав и механические свойства сплава Al–6.3Cu–3.2Y // ФММ. 2020. Т. 121. № 10. С. 1095–1100.

  38. ГОСТ 4784–2019. Алюминий и сплавы алюминиевые деформируемые. Марки: ИПК Изд-во стандартов, 2019.

  39. ASM HANDBOOK. Properties and Selection: Nonferrous Alloys and Special-Purpose Materials. V. 2. The Materials Information Company, 2010.

  40. Lotfy A., Pozdniakov A.V., Zolotorevskiy V.S., Mohamed E., Abou El-Khair M.T., Daoud A., Fairouz F. Microstructure, compression and creep properties of Al–5% Cu–0.8Mn/5% B4C composites // Mater. Res. Exp. 2019. V. 6. P. 095530.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Физика металлов и металловедение

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал