CC BY
8
УДК 669.71/669.793
DOI: 10.24412/0321-4664-2023-3-26-35
ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ДОБАВКИ МАРГАНЦА НА СВОЙСТВА ЛИСТОВ ИЗ СПЛАВА А!-Мд-Бс
Юрий Аркадьевич Филатов, докт. техн. наук, Евгений Иванович Швечков, докт. техн. наук,
Валерий Владимирович Захаров, докт. техн. наук
ОАО «Всероссийский институт легких сплавов», Москва, Россия, e-mail:[email protected]
Аннотация. Исследована структура и определены свойства отожженных листов из двух сплавов Al-5,2 % Mg-Sc-Mn с 0,22 % Sc, 0,10 % Mn и с 0,10 % Sc, 0,74 % Mn. Уменьшение содержания скандия с 0,22 % до 0,10 % и увеличение содержания маргаца с 0,10 % до 0,74 % не изменило типа зеренной структуры листов (структура осталась нерекристаллизованной) и не повлияло на свойства, определяемые при растяжении, сжатии и испытании на усталость - ав, ао2, 5, E, а , N (число циклов до разрушения). Не изменилось также сопротивление листов коррозии под напряжением и расслаивающей коррозии. Вместе с тем, такая замена привела к небольшому снижению характеристик вязкости разрушения и повышению скорости роста усталостной трещины тонких листов при больших значениях AK. Сопротивление межкристаллитной коррозии при этом заметно повысилось.
Ключевые слова: сплавы Al-5,2 % Mg-Sc-Mn; листы; структура; механические и коррозионные свойства; влияние марганца
Studies of the Effect of Manganese Addition on the Properties of Al-Mg-Sc Alloy Sheets. Dr. of Sci. (Eng.) Yuri A. Filatov, Dr. of Sci. (Eng.) Evgeny I. Shvech-kov, Dr. of Sci. (Eng.) Valery V. Zakharov
All-Russian Institute of Light Alloys, Moscow, Russia, e-mail: [email protected]
Abstract. The structure and properties of annealed sheets made from two Al-5.2 % Mg-Sc-Mn alloys with 0.22 % Sc + 0.10 % Mn and 0.10 % Sc, + 0.74 % Mn have been studied. Replacement of 0.12 % Sc with 0.64 % Mn did not change the type of grain structure of the sheets (the structure remained non-recrystallized) and did not affect the properties determined during tension, compression and fatigue tests - aB, a02, 8, E, aC°2mpr, Np (number of cycles before failure). The resistance of the sheets to stress corrosion and exfoliating corrosion has not changed either. At the same time, this replacement led to a slight decrease in the fracture toughness characteristics and an increase in the fatigue crack growth rate of thin sheets at large values of AK. At the same time, the resistance to intergranular corrosion increased noticeably.
Keywords: Al-5.2 % Mg-Sc-Mn alloys; sheets; structure; mechanical and corrosion properties; influence of manganese
Введение
С целью создания экономнолегированных скандием алюминиевых сплавов на основе системы А1-Мд предлагается использовать добавки переходных и редкоземельных металлов, имеющих растворимость в соединении А!3Бс и способных таким путем замещать до-
рогой скандий [1, 2]. К этим добавкам, прежде всего, относится цирконий, который используется с самого начала разработки промышленных сплавов А!-Мд-Бс и без которого создание промышленных сплавов АММд-Бс было бы невозможным. К таким добавкам также относятся Ег, Yb, Gd, которые частично замещают скандий в упрочняющих вторичных частицах фазы
Таблица 1
Фактический химический состав исследованных сплавов, % вес.
Сплав Мд Бс Мп Fe Б1 Си Т1 Ве
1 5,3 0,22 0,10 0,08 0,10 0,09 0,03 0,03 0,0003
2 5,15 0,10 0,74 0,07 0,10 0,06 0,03 0,03 0,0004
Д!38с, сохраняя их сильные упрочняющие и антирекристаллизационные свойства. Это наиболее рациональный и эффективный путь создания экономнолегированных скандием сплавов. Однако путь малоизученный и, чтобы воспользоваться им, предстоит выполнить большой объем экспериментальных работ и, прежде всего, найти сочетание и количественное содержание этих добавок.
Вместе с тем, хорошо известен и давно используется на практике в качестве легирующего компонента алюминиевых сплавов такой металл как марганец. Марганец не растворяется в соединении Д!3Бс, не взаимодействует со скандием, а твердый раствор марганца в алюминии распадается независимо от распада твердого раствора скандия в алюминии. Марганец вводят в промышленные алюминиевые сплавы разных систем: Д!-Си-Мд, Д!^п-Мд-Си, Д!-Мд-Б1, в том числе в сплавы Д!-Мд. В высоколегированных сплавах Д!-Мд марок 1561, 1565ч марганец наряду с магнием является основным легирующим компонентом и его содержание может достигать 1 %. Присутствие марганца в таких количествах заметно повышает прочностные и коррозионные свойства деформированных полуфабрикатов. После создания и успешного применения первого промышленного сплава Д!-Мд-Бс марки 01570, содержащего в среднем 0,22 % Бс, стали проводиться работы, направленные на изучение возможности снижения содержания скандия с 0,22 до 0,1 % при сохранении по возможности уровня прочностных свойств, достигнутого на сплаве 01570 [1-5]. Самым простым и проверенным практикой решением этой проблемы было повышение содержания марганца до 1 %. Ниже приводятся результаты исследований, проведенных авторами еще в конце прошлого века и направленных на изучение возможности снижения содержания скандия в сплавах Д!-Мд-Бс за счет повышения содер-
жания марганца*. Поскольку проблема создания высокопрочных экономнолегированных скандием сплавов Д!-Мд-Бс остается актуальной до настоящего времени, представленные ниже результаты могут быть полезны в практическом плане и они расширяют наши представления о влиянии марганца на комплекс свойств листов из сплавов Д!-Мд-Бс.
Исследуемые материалы
Методом непрерывного литья были отлиты плоские слитки размером 165*550*1300 мм двух сплавов, фактический химический состав которых приведен в табл. 1.
В сплаве 2 содержание скандия снижено до 0,10 %, а содержание марганца повышено до 0,74 %. Более высокое содержание марганца, например 1 %, обеспечило бы более сильное упрочнение, но при таком высоком его содержании возможно заметное снижение характеристик трещиностойкости из-за образования марганец-содержащих интерметаллидов кристаллизационного происхождения и поэтому авторы ограничились содержанием марганца до 0,75 %.
Слитки гомогенизировали при 355 °С в течение 8 ч, отрезали донные и литниковые части, заготовки фрезеровали под размер 140*550*750 мм с замком Петрова. Заготовки перед прокаткой нагревали до 400 °С, прокатывали до 7 мм и затем «втеплую» при температуре нагрева 250 °С - до 4 и до1,6 мм. Перед проведением исследований листы отжигали по режиму: 330 °С, 1 ч; охлаждение в печи до 240 °С, выдержка 2 ч с последующим охлаждением на воздухе. Отожженные листы толщиной 7,4 и 1,6 мм служили исходным материалом для исследований.
*Работа выполнялась под руководством В.И. Елагина, в ней принимали участие Л.И. Панасюгина, Т.Д. Ростова, В.Д. Вальков, Е.В. Титкова.
Методика проведения исследований
Зеренную структуру слитков и отожженных листов изучали с помощью оптического и просвечивающего электронного микроскопов, а также с использованием качественного ми-крорентгеноспектрального анализа после специальной подготовки шлифов и тонких фольг.
Испытания на растяжение плоских образцов, взятых из листов, проводили в соответствии с требованиями ГОСТ 1497-84. Определяли предел прочности, предел текучести, относительное удлинение и модуль упругости. Скорость растяжения образцов 1 мм/мин. Образцы для испытаний на растяжение вырезали из листов в четырех направлениях: продольном, поперечном и под углами 45° и 60° к направлению прокатки.
На сжатие испытывали плоские образцы шириной 20 и длиной 100 мм в соответствии с требованиями АБТМЕ9-89. Специальное устройство препятствовало выпучиванию образцов в процессе испытания. Скорость на-гружения 0,5 мм/мин. Деформацию образцов фиксировали экстензометром с базой 50 мм.
Испытания на усталость выполняли в соответствии с ГОСТ 25.502-79 на образцах с концентратором напряжений 2,5 при максимальных напряжениях (сттах) 170, 235 и 300 МПа и частоте 70 Гц. Коэффициент асимметрии цикла Я = 0,1.
Испытания на вязкость разрушения (определение Я-кривой и значений Кс0) осуществляли на образцах шириной 160 и 200 мм при скорости нагружения 1,0 МПа • Тм /с в соответствии с требованиями ОСТ 52122-88 и ОСТ 1 90356-84.
Скорость роста усталостной трещины определяли на образцах шириной 160 мм в соответствии с требованиями ОСТ 1 92127-90. Нагруже-ние осуществляли по синусоидальному циклу с частотой 10 Гц и коэффициентом асимметрии Я = 0,1. При обработке результатов использовали полиномиальный метод по пяти точкам.
Коррозионную стойкость исследовали на листах толщиной 7 и 1,6 мм. Склонность к межкристаллитной коррозии определяли в соответствии с требованиями стандарта М1ЬИ 6088, время выдержки в растворе составляло 6 ч. Сопротивление коррозии под напряжением листов толщиной 1,6 мм было определено в соответствии со стандартом
АБТМ G47 путем переменного погружения плоских образцов в 3,5 %-ный раствор ЫаО! (10 мин в растворе, 50 мин на воздухе) при постоянном растягивающем усилии, соответствующем напряжению 250 МПа, время испытания 30 дней. Испытания на расслаивающую коррозию были проведены в соответствии с требованиями АБТМ G34, время выдержки образцов в растворе 24 ч.
Результаты испытаний
Зеренная структура слитков сплавов 1 и 2 представлена на рис. 1. Структура слитка сплава 1 мелкозернистая, недендритная с размером зерна 20 мкм. Уменьшение содержания
Сплав 2
Рис. 1. Зеренная структура слитков сплавов 1, 2. Электролитическое оксидирование. х400
а б в
Рис. 2. Крупная частица фазы А16(Мп, Ре) в слитке сплава 2. Микрорентгеноспектральный анализ:
а - изображение в отраженных электронах; б, в - изображения в характеристическом излучении марганца и железа соответственно, х600
Сплав 2
Рис.3. Структура горячекатаного и отожженного
листа толщиной 7 мм. Элекролитическое оксидирование. Продольное направление, *Ю0
скандия с 0,22 до 0,10 % привело к росту зерна и формированию дендритной структуры с размером зерна 700-800 мкм. В слитках сплава 1 выявляются нерастворившиеся при гомогенизации частицы фазы Д!3Мд2, а в слитках сплава 2 - частицы фазы Д!6(Мп, Fe) (рис. 2). Частицы фазы Д!3Мд2 растворяются при нагреве слитков под прокатку и во время прокатки, а частицы Д!6(Мп, Fe) наследуются листами.
Структура отожженных листов всех толщин из сплавов 1 и 2 нерекристаллизованная, по-лигонизованная, с хорошо развитым внутризе-ренным строением (рис. 3, 4). Зерна вытянуты в направлении прокатки. Признаков рекристаллизации, в том числе у листа толщиной 1,6 мм из сплава 2 (0,1 % Бс и 0,74 % Мп), не выявлено. Принципиальных отличий в зеренной структуре отожженных листов из сплавов 1 и 2 нет.
Рис. 4. Субзеренная структура отожженных листов толщиной 1,6 мм из сплава 1. Продольно-высотная плоскость, х 15000
Таблица 2
Результаты испытания на растяжение листов из сплавов 1 и 2. Средние значения из результатов испытания двух образцов
Сплав Направление вырезки образцов Лист толщиной 4 мм Лист толщиной 1,6 мм
0в, МПа а0,2, МПа 8, % Е, МПа 0в, МПа 00,2, МПа 8, % Е, МПа
1 Продольное 410 306 15,1 70800 420 333 16,7 70525
Поперечное 402 306 23,0 68980 415 335 23,9 72735
4 368 277 28,4 65550 368 309 31,0 68800
60° 350 264 29,0 65600 370 327 29,0 68900
2 Продольное 415 287 14,7 70525 428 319 15,1 72770
Поперечное 409 286 23,4 71850 421 319 23,0 72260
4 375 267 24,5 67850 391 300 26,0 66500
60° 362 268 26,0 67400 368 296 28,2 68100
В табл. 2 и 3 представлены результаты механических испытаний образцов, взятых из листов, на растяжение и сжатие. Листы из сплавов 1 и 2 обладают практически одинаковыми свойствами. Уменьшение содержания скандия с 0,22 до 0,10 % не отразилось на уровне механических свойств благодаря повышению содержания марганца с 0,10 до 0,74 %. Обращает внимание сильная анизотропия пласти-
ческих свойств листов из обоих сплавов [6]. Величина относительного удлинения меняется при изменении направления вырезки образцов из листов в 2 раза. Листы толщиной 1,6 мм обладают более высокими прочностными характеристиками при одинаковом относительном удлинении по сравнению с соответствующими характеристиками листов толщиной 4 мм.
Испытания на сжатие демонстрируют одинаковые значения предела текучести у листов из сплавов 1 и 2. Листы толщиной 1,6 мм имеют более высокое сопротивление малым пластическим деформациям по сравнению
Таблица 3 Результаты испытаний на сжатие листов из сплавов 1 и 2. Средние значения из результатов испытаний двух образцов
Сплав Направление вырезки образцов Лист толщиной 4 мм Лист толщиной 1,6 мм
, МПа
1 Продольное 307 358
Поперечное 326 393
45 ° 295 358
60 ° 302 378
2 Продольное 300 351
Поперечное 314 356
45 ° 282 310
60 ° 284 335
Таблица 4 Результаты испытаний на усталость листов из сплавов 1 и 2. Средние значения из результатов испытаний 3-4 образцов (поперечное направление)
Сплав Толщина листа, мм Число циклов до разрушения при атах, МПа
120 170 235 300
1 4 >851 200 80 300 21 200 5030
1,6 >2 746 000 66 200 25 200 7770
2 4 >843 000 110 400 25 000 6200
1,6 >1 639 000 70 300 22 600 6630
с листами толщиной 4 мм вследствие более мелкой субзеренной структуры.
Результаты испытаний на усталость листов из сплавов 1 и 2 представлены в табл. 4.
Сопротивление усталостным нагрузкам листов из сплавов 1 и 2, судя по количеству циклов до разрушения, одинаковое. Это является косвенным свидетельством отсутствия в структуре листов из сплава 2 крупных мар-ганецсодержащих интерметаллидов, инициирующих зарождение усталостных трещин и снижающих сопротивление сплава усталостным нагрузкам. Следует заметить, что исследуемые листы были получены из слитков небольшого сечения (165x550 мм), характеризуемых высокой скоростью охлаждения при
кристаллизации (50 °С/с), обеспечивающей вхождение большей части марганца в твердый раствор и формирование малого числа сравнительно небольших интерметаллидов А!6(Мп^е) из оставшейся части марганца. Эти интерметаллиды не снизили сопротивления листов усталостным нагрузкам.
Результаты испытаний листов толщиной 1,6 мм на вязкость разрушения, представленные в табл. 5, свидетельствуют, что листы из сплава 2 обладают меньшими значениями вязкости разрушения Кс0. Но это снижение незначительное и, скорее, следует говорить о тенденции к снижению.
Листы из сплавов 1 и 2 были испытаны на скорость развития усталостной трещины С1а/С1Ы (табл. 6).
Данные табл. 6 показывают, что скорость роста усталостной трещины в листе толщиной 1,6 мм из сплава 2 выше, чем в листе из сплава 1, в особенности при больших значениях ДК. Скорость роста трещины в листе толщиной 7 мм из сплава 2 ниже, чем в листе толщиной 1,6 мм.
Результаты коррозионных испытаний листов толщиной 7 мм и 1,6 мм из сплавов 1 и 2 представлены в табл. 7.
При проведении испытаний на коррозию под напряжением все образцы из листов толщиной 7 и 1,6 мм выдержали испытательную базу без разрушения, что свидетельствует о высоком сопротивлении сплавов 1 и 2 этому виду коррозии.
Таблица 5 Результаты испытаний на вязкость разрушения листов из сплавов 1 и 2. Средние значения из результатов двух испытаний
Сплав Направление вырезки образцов Вязкость разрушения Кс0 МПа • 7м
W= 160 мм W= 400 мм
1 Продольное 66,8 -
Поперечное 67,3 101
2 Продольное 63,3 -
Поперечное 65,2 -
Таблица 6 Скорость роста усталостной трещины в листах из сплавов 1 и 2
Сплав Толщина листа, мм Направление вырезки образцов Скорость роста трещины сСа/сСМ, мм/кцикл, при ДК, МПа ■ у[м
10 15 20 25 30
1 4 Продольное 0,25 0,44 0,74 1,11 1,53
Поперечное 0,23 0,49 0,75 1,38 2,50
1,6 Продольное 0,24 0,40 0,58 1,05 2,15
Поперечное 0,22 0,38 0,68 1,23 2,11
2 7 Продольное 0,25 0,57 0,9 1,25 2,0
Поперечное 0,27 0,65 1,0 1,6 3,1
1,6 Продольное 0,24 0,46 0,9 2,0 6,5
Поперечное 0,20 0,45 0,8 2,0 5,0
Таблица 7 Коррозионные свойства листов
Сплав Толщина листа, мм Коррозионная стойкость, АБТМ G47, при а = 250 МПа Межкристаллитная коррозия, MIL H6088, мм Расслаивающая коррозия
1 1,6 5 образцов > 30 Питтинг 0,013-0,04 P
7 5 образцов > 30 Питтинг 0,005-0,013 P
2 1,6 5 образцов > 30 Питтинг < 0,013 P
7 5 образцов > 30 Питтинг 0,013-0,031 P
При испытании на расслаивающую коррозию листы из исследуемых сплавов проявили небольшую склонность к этому виду коррозии, которая наблюдалась не только на поверхности листов, но и проникала к центру листов.
В целом листы из сплавов 1 и 2 обладают одинаковой склонностью к расслаивающей коррозии и являются стойкими к этому виду коррозии, а также характеризуются высоким сопротивлением межкристаллитной коррозии.
Результаты исследования отожженных листов из двух сплавов А1-5,2 % Мд с добавками 0,22 % Бе и 0,10 % Мп и с добавками 0,10 % Бс и 0,74 % Мп свидетельствуют о том, что уменьшение содержания скандия с 0,22 % до 0,10 % и увеличение содержания марганца с 0,10 % до 0,74 % по-разному влияет на различные свойства листов. Структура отожженных листов остается нерекристаллизованной даже у листов толщиной 1,6 мм. Совместная добавка 0,10 % Бс и 0,74 % Мп обеспечивает сильное антирекристаллизационное действие в отношении межкристаллитной коррозии. Исследованные листы из обоих сплавов сохранили после отжига нерекристаллизованную, полиго-низованную структуру, которая обусловила повышенный уровень прочностных характеристик, способствовала возникновению сильной анизотропии пластических свойств и усилила склонность к расслаивающей коррозии. Одной из причин обратной анизотропии являются вторичные частицы А13Бс, перерезаемые дислокациями [6].
Обсуждение результатов
Полученные в настоящей работе результаты показывают, что частичная замена скандия марганцем не повлияла на тип зеренной структуры отожженных листов из сплавов
А1-Мд-Мп-Бс. Присутствие в сплаве совместной добавки 0,74 % Мп и 0,10 % Бс обеспечило сильный антирекристаллизационный эффект. Структура отожженных листов из сплавов 1 и 2 одинаковая - нерекристаллизо-ванная, полигонизованная. Поэтому не изменились механические свойства листов, определяемые при испытаниях на растяжение, сжатие, на усталость. Но при этом немного снизилась вязкость разрушения Кс0 и повысилась скорость роста усталостной трещины аа/аМ Причина этого явления заключается в том, что часть находящегося в составе сплава марганца входит при литье слитков в твердый раствор, а другая часть выделяется при кристаллизации в виде избыточных фаз, ин-терметаллидов типа А16(Мп, Fe) (см. рис. 2). Присутствие крупных частиц избыточных фаз в алюминиевых сплавах, как известно, снижает их характеристики трещиностойкости [7]. Ранее в научно-технической литературе подробно обсуждали вопрос о механизме влияния частиц избыточных фаз на зарождение и развитие усталостных трещин. В результатате выполненных работ и прошедших дискуссий у специалистов сформировалось определенное представление о влиянии на процесс разрушения объемной доли, размера, морфологии избыточных фаз, характера их распределения в алюминиевой матрице. Однако при этом специалисты не затрагивали вопрос о влиянии и роли алюминиевой матрицы.
Алюминиевая матрица может быть следующей: чистый (нелегированный) алюминий, твердый алюминиевый раствор, частично распавшийся и упрочненный алюминиевый раствор. Матрица может быть рекристаллизо-ванной и отличаться размером рекристалли-зованного зерна, может быть нерекристалли-
Таблица 8 Механические и ресурсные свойства листов из сплавов 01570 и 1570С [8]
Сплав Толщина листа, мм Ориентация образцов ав, МПа а0,2, МПа 8, % К., МПа • Тм аТ^770 , МПа
01570 1,6 Д-п 439 341 11,9 62,3 267
П-Д 451 362 15,6 69,9 300
1570С 2,0 д-п 410 324 17,6 78,0 337
П-Д 413 326 21,9 78,1 337
зованной и различаться размером субзерен. Все вышеперечисленные факторы влияют на свойства алюминиевой матрицы, ее прочность и пластичность.
По мере упрочнения алюминиевой матрицы (легирование твердого раствора, измельчение зерна, субструктурное упрочнение) она теряет пластичность, становится более хрупкой и более чувствительной к присутствию частиц избыточных фаз. Алюминиевая матрица деформированных полуфабрикатов из сплавов Д!-Мд-Бс представляет собой твердый раствор магния, скандия и циркония в алюминии, а выделившиеся из твердого раствора когерентные частицы Д!3(Бс, Zr) сильно упрочняют матрицу. Кроме того, матрица нерекри-сталлизованная (полигонизованная) и состоит из мелких субзерен, обусловливающих сильное субструктурное упрочнение.
Таким образом, алюминиевая матрица в деформированных полуфабрикатах из сплавов Д!-Мд-Бс сильно упрочнена, а пластичность матрицы снижена. Присутствие в такой упрочненной матрице с пониженной пластичностью частиц избыточных фаз должно оказывать сильный негативный эффект на механические свойства сплава по сравнению, например, со сплавами с матрицей из чистого алюминия. Поэтому присутствие в этих сплавах малорастворимых элементов, например марганца, примесей железа и кремния, образующих избыточные фазы, должно оказывать заметное отрицательное влияние на характеристики пластичности и трещиностойкости деформированных полуфабрикатов из сплавов Д!-Мд-Бс.
Сравнение механических и ресурсных свойств листов из двух известных сплавов Д!-Мд-Бс 01570 и 1570С, отличающихся со-
держанием примесей железа и кремния, свидетельствует о сильном влиянии этих примесей на характеристики пластичности, вязкости разрушения и в особенности на скорость развития усталостной трещины [8, 9]. Уменьшение суммарного содержания примесей железа и кремния с 0,36 до 0,08 % в сплаве 1570С (и соответствующее уменьшение объемной доли частиц избыточных фаз) обеспечивает рост в продольном и поперечном направлениях относительного удлинения на 48 и 40 % соответственно, повышение вязкости разрушения К. на 25 и 12 %, остаточной прочности стТ^770 на 26 и 11 % (табл. 8). Наиболее чувствительной к содержанию примесей (объемной доле избыточных фаз) оказалась циклическая трещиностой-кость - скорость развития усталостной трещины ба/бЫ (табл. 9). Определить ба/бЫ в листах из сплава 01570 при значениях АК = 20 МПа • л/м и больше, используя образцы шириной 160 мм, оказалось невозможным из-за высокой скорости развития трещины.
Таблица 9 Скорость распространения усталостной трещины da/dN листов из сплавов 01570 и 1570С при разных значениях АК. Ориентация образцов П-Д [9]
Сплав Толщина листа, мм АК, МПа • 7м
10 15 20 25 31,2
01570 1,6 0,32 0,73* 1,0** 10** -
1570С 2,0 0,26 0,41 0,70 1,10 2,0
*При АК = 14,3 МПа - л/м . **Расчетные значения, полученные путем аг проксимации кривой ба/бЫ = ^АК). -
На состояние алюминиевой матрицы влияет не только состав сплавов А1-Мд-Бс, но и способ получения деформированных полуфабрикатов. Так, сильно деформированные холоднокатаные, а затем отожженные листы имеют нерекристаллизованную структуру с мелким субзерном и соответственно сильно упрочненную матрицу. Скорость роста усталостной трещины в этих листах будет повышаться быстрее при появлении частиц избыточных фаз по сравнению с отожженными горячекатаными листами такого же состава. В табл. 6 представлены результаты испытания на скорость развития трещины в листах из сплава 2 холоднокатаных толщиной 1,6 и горячекатаных толщиной 7 мм. Скорость развития усталостной трещины в листе 1,6 мм выше, чем в листе толщиной 7 мм.
Присутствие частиц А16(Мд, Fe) в листах из сплава 2 слабо отразилось на скорости развития усталостной трещины da/dN у листов толщиной 7 мм. При этом листы толщиной 7 мм (горячекатаные) характеризуются менее упрочненной алюминиевой матрицей по сравнению с листами толщиной 1,6 мм.
Полученные результаты дают основание полагать, что опробованное направление создания экономнолегированных скандием сплавов А1-Мд-Бс путем замены дорогого скандия на доступный дешевый марганец имеет много преимуществ, но учитывая полученные результаты, следует проявлять определенную осторожность при выборе состава сплавов с высоким содержанием марганца и при разработке технологии получения деформированных полуфабрикатов из этих сплавов.
Заключение
1. Уменьшение в сплаве А1-5 % Мд содержания скандия с 0,22 % до 0,10 % и увеличение содержания марганца с 0,10 % до 0,74 % не
изменило типа зеренной структуры отожженных листов толщиной 4 мм и 1,6 мм. Структура всех листов нерекристаллизованная, по-лигонизованная.
2. Испытания листов на растяжение и сжатие показали, что листы из сплавов 1 и 2 имеют одинаковые прочностные и пластические свойства - ав, а0,2, 5, E и а.
3. Испытания на усталость при разных уровнях напряжений от 120 до 300 МПа показали, что листы из обоих сплавов имеют близкое сопротивление усталости.
4. Испытания на вязкость разрушения свидетельствуют о небольшом снижении статической трещиностойкости в случае замены скандия марганцем.
5. Аналогичное влияние добавка марганца оказывает на развитие трещины при циклических нагрузках - скорость развития трещины da/dN возрастает.
6. Испытания отожженных листов из сплавов 1 и 2 на различные виды коррозии показали, что они характеризуются высоким сопротивлением коррозии под напряжением и расслаивающей коррозии. Добавка марганца в разы увеличивает сопротивление межкри-сталлитной коррозии. Листы из обоих сплавов обладают высоким сопротивлением расслаивающей коррозии.
7. Полученные результаты открывают перспективу создания высокопрочного высокотехнологичного термически неупрочняемого А1-Мд-Бс-сплава с пониженным содержанием скандия (в среднем 0,1 %) со свойствами деформированных полуфабрикатов в отожженном состоянии на уровне сплава 01570 со средним содержанием скандия 0,22 %. Представляется целесообразным продолжить исследования сплава 2 для его возможного использования в изделиях космической отрасли.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Байдин Н.Г., Филатов Ю.А. Структура и механические свойства листов из алюминиевого сплава типа 01570 с пониженным содержанием скандия // Технология легких сплавов. 2016. № 4. С. 12-17.
2. Захаров В.В. Перспективы создания экономно-легированных скандием алюминиевых сплавов // Металловедение и термическая обработка металлов. 2018. № 3. С. 40-44.
3. Захаров В.В., Фисенко И.А. Об экономии скандия при легировании им алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов. 2013. № 4. С. 52-60.
4. Филатов Ю.А. Дальнейшее развитие деформируемых алюминиевых сплавов на основе системы А1-Мд-Бс // Технология легких сплавов. 2021. № 2. С. 12-22.
5. Рябов Д.К., Панов А.В., Виноградов Д.А., Кро-хин А.Ю. Перспективы применения экономноле-гированных скандийсодержащих алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов. 2021. № 2. С. 23-31.
6. Захаров В.В., Ростова Т.Д. К вопросу об анизотропии листов из алюминиевых сплавов, легированных скандием // Технология легких спла-вов.1998. № 4. С.15-23.
7. Телешов В.В. Практическое металловедение алюминиевых сплавов. М.: 2019. С. 242-288.
8. Елагин В.И., Швечков Е.И., Филатов Ю.А., Захаров В.В. Трещиностойкость листов из сплавов А1-Мд-Бс // Технология легких сплавов. 2005. № 1-4. С. 40-44.
9. Швечков Е.И., Филатов Ю.А., Захаров В.В. Механические и ресурсные свойства листов из сплавов системы А1-Мд-Бс // Металловедение и термическая обработка металлов. 2017. № 7. С. 57-65.
REFERENCES
1. Baydin N.G., Filatov Yu.A. Struktura i mekhaniches-kiye svoystva listov iz alyuminiyevogo splava tipa 01570 s ponizhennym soderzhaniyem skandiya // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2016. № 4. S. 12-17.
2. Zakharov V.V. Perspektivy sozdaniya ekonomnole-girovannykh skandiyem alyuminiyevykh splavov // Metallovedeniye i termicheskaya obrabotka metallov. 2018. № 3. S. 40-44.
3. Zakharov V.V., Fisenko I.A. Ob ekonomii skandiya pri legirovanii im alyuminiyevykh splavov // Tekh-nologiya legkikh splavov. 2013. № 4. S. 52-60.
4. Filatov Yu.A. Dal'neysheye razvitiye deformiruye-mykh alyuminiyevykh splavov na osnove sistemy Al-Mg-Sc // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2021. № 2. S. 12-22.
5. Ryabov D.K., Panov A.V., Vinogradov D.A., Krok-hin A.Yu. Perspektivy primeneniya ekonomnolegi-
rovannykh skandiysoderzhashchikh alyuminiyevykh splavov // Tekhnologiya legkikh splavov. 2021. № 2. S. 23-31.
6. Zakharov V.V., Rostova T.D. K voprosu ob anizotro-pii listov iz alyuminiyevykh splavov, legirovannykh skandiyem // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 1998. № 4. S. 15-23.
7. Teleshov V.V. Prakticheskoye metallovedeniye alyuminiyevykh splavov. M.: 2019. S. 242-288.
8. Yelagin V.l., Shvechkov Ye.I., Filatov Yu.A., Zakharov V.V. Treshchinostoykost' listov iz splavov Al-Mg-Sc // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2005. № 1-4. S. 40-44.
9. Shvechkov Ye.I., Filatov Yu.A., Zakharov V.V. Me-
khanicheskiye i resursnyye svoystva listov iz splavov sistemy Al-Mg-Sc // Metallovedeniye i termicheskaya obrabotka metallov. 2017. № 7. S. 57-65.
