CC BY
27
УДК 669.715
DOI: 10.24412/0321-4664-2023-1-12-21
НОВЫЕ ПОДХОДЫ К ПОЛУЧЕНИЮ ВЫСОКОПРОЧНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Д!-7п-Мд-Си
Павел Юрьевич Предко, Николай Дмитриевич Шанин, канд. техн. наук, Наталия Дмитриевна Бахтеева, докт. техн. наук, Павел Павлович Умнов, канд. техн. наук, Татьяна Равильевна Чуева, канд. техн. наук, Сергей Георгиевич Бочвар, докт. техн. наук,
Андрей Алексеевич Алпатов, докт. экон. наук
ИМЕТ им. А.А. Байкова РАН, Москва, Россия, e-mail:ppredko@imet.ac.ru
Аннотация. В работе рассмотрена и опробована технология центробежного литья высокопрочных алюминиевых сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu. Определено, что данный метод позволяет получать качественные кольцевые заготовки размером 350/240 мм (внешний/внутренний диаметр) и высотой 100 мм из сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu для дальнейшего деформирования.
Показана перспективность исследования в области технологии получения крупногабаритных литых заготовок из высокопрочных алюминиевых сплавов методом центробежного литья, а также технологий изготовления деталей и изделий из них.
Ключевые слова: центробежное литье; алюминиевые сплавы; размер зерна; свойства; интерметаллидные фазы; деформация
New Approaches to Manufacturing Al-Zn-Mg-Cu High-Strength Alloys. Pavel Yu. Predko, Cand. of Sci. (Eng.) Nikolai D. Shanin, Dr. of Sci. (Eng.) Natalia D. Bakhteeva,
Cand. of Sci. (Eng.) Pavel P. Umnov, Cand. of Sci. (Eng.) Tatyana R. Chueva, Dr. of Sci. (Eng.) Sergei G. Bochvar, Dr. of Sci. (Economics) Andrey A. Alpatov
Baikov Institute of Metallurgy and Materials Science, RAS, Moscow, Russia, e-mail: ppredko@imet.ac.ru
Abstract. The technology of centrifugal casting of Al-Zn-Mg-Cu high-strength alloys is considered and tried out. It has been determined that this method makes it possible to produce high-quality ring blanks of 350/240 mm in external/internal diameter and 100 mm height from Al-Zn-Mg-Cu alloys for further deformation. The prospects of research in the field of production of large-sized cast billets from high-strength aluminum alloys by centrifugal casting, as well as technologies for manufacturing parts and articles from them are shown.
Key words: centrifugal casting; aluminum alloys; grain size; properties; intermetallic phases; deformation
Введение
В настоящее время для производства ответственных изделий, применяемых в авиакосмической, атомной и оборонной отраслях, особый интерес представляют высокопрочные алюминиевые сплавы на основе системы Д!-2п-Мд-Си. Однако эти сплавы имеют склонность
к образованию горячих трещин при литье, повышенную чувствительность к содержанию водорода при горячей деформации. Все это значительно затрудняет процессы литья и последующей обработки, а плохая технологичность приводит к низкому выходу годного продукта.
Развитие высокопрочных алюминиевых сплавов началось с открытием в 1923-1926 гг.
высокого эффекта закалки и старения в системе Д!-2п-Мд. К 70-м гг. прошлого века в результате всесторонних экспериментальных исследований, проведенных в России и США, а также детального изучения диаграммы состояния системы Д!-2п-Мд-0и были выбраны оптимальные составы высокопрочных промышленных сплавов (табл. 1) [1]. Типовые значения механических характеристик в состоянии режима термообработки Т1, после закалки и искусственного старения, приведены в табл. 2 [1].
В настоящее время сплавы системы Д!-2п-Мд-0и условно подразделяют на три группы [2, 3]:
1) высокопрочные сплавы для катаных (плиты, листы) или прессованных (профили, панели) полуфабрикатов. Сплавы В95пч, В95оч (по цифровой маркировке 1950-1, 1950-2), 1973, 7075, 7175, 7475, 7150 с типовой прочностью 500-580 МПа;
2) высокопрочные сплавы для кованых полуфабрикатов (штамповок, поковок). Сплавы В93пч (1930), 1933, 7050, 7040, 7085 с типовой прочностью 450-550 МПа;
3) сверхпрочные (особопрочные) сплавы для мелких штамповок, катаных и прессованных полуфабрикатов. Сплавы В96Ц (1960), В96Ц1оч (1961), В96Ц3пч (1965-1), 1977, 7449, 7055, 7056 с типовой прочностью 600-700 МПа.
Важными легирующими компонентами в этих сплавах являются переходные металлы. Одним из самых распространенных легирующих элементов в высокопрочных алюминиевых сплавах этой системы является цирконий. Как известно, цирконий, вводимый в алюминиевые сплавы, значительно улучшает характеристики изделий. Добавки циркония препятствуют образованию крупного зерна, существенно повышают ресурсные характеристики сплавов и коррозионные свойства, а также повышают температуру рекристаллизации, что приводит к сохранению нерекристаллизованной структуры в горячедеформированных изделиях. Дополнительными модификаторами в будущих сплавах этой системы могут выступать, к примеру, лантаноиды эрбий [4, 5], иттрий [6], иттербий [7]. В работе [8] было показано, что наиболее перспективными добавками также являются гадолиний, диспрозий, лютеций.
Одним из самых сильных упрочнителей среди всех известных легирующих элементов, используемых в алюминиевых сплавах, является скандий. Небольшая добавка скандия повышает прочностные характеристики сплавов Д!-Мд, Д!-гп-Мд на 100-150 МПа. Помимо упрочняющего действия добавка скандия оказывает на зеренную структуру алюминиевых сплавов сильное модифицирующее влияние. Как было отмечено в работе [9], дополнительное легирование скандием совместно с цирконием промышленных сплавов АД31, АД35
Таблица 1
Номинальный состав высокопрочных деформируемых сплавов системы Д!-2п-Мд-Си, % [1]
Сплав Мд Си Мп Сг Другие Д!
СССР
В95 6,0 2,3 1,7 0,4 0,17 -
В96Ц 8,5 2,6 2,3 - - 0,15 Остальное
В93 6,8 1,9 1,0 - - Fe 0,33
США
7075 5,6 2,3 1,7 - 0,3 -
7178 6,8 2,7 2,0 - 0,3 - Остальное
7050 6,1 2,3 2,4 - - 0,13
Таблица 2 Типовые механические свойства высокопрочных сплавов системы Д!-2п-Мд-Си в состоянии Т1 [1]
Сплав Прессованные и штампованные полуфабрикаты Холоднокатаные полуфабрикаты
МПа ст0,2, МПа 8, % МПа ст0,2, МПа 8, %
В95 580 550 8 530 480 11
В96Ц 680 640 7 - - -
В93 520 490 8 - - -
7075 590 540 8 520 480 10
7178 620 600 7 - - -
7050 600 550 9 - - -
Таблица 3 Химический состав (% мас.) и свойства сплавов системы А!-2п-Мд-Си-Бс-2г
Сплав Мд Си Бе ав, МПа а0,2, МПа 8, %
1977 3,3-3,7 4,4-4,8 0,5-0,9 0,08-0,12 0,18-0,23 590 510 10,3
1981 6,0-8,0 3,4-4,2 0,8-1,3 0,07-0,12 0,02-0,06 686 668 8,4
1997 6,6-7,4 3,2-4,0 0,8-1,4 0,06-0,2 0,12-0,3 680 670 7,8
1987 6,1 2,4 1,8 0,1 0,2
- 8,82 2,08 0,8 0,3 0,31 750 724 7,4
- 8,13 2,08 2,36 0,14 0,21 690 654 11,0
- 10,0 2,7 1,8 0,15 Н 0,3 694 690 7,5
- 6,5-8,0 1,6-2,5 0,8-2,5 0,01-0,12 Бе 0,01-0,35 Дд 0,01-0,5 625 580 14,0
и АЕ2 на основе системы Д!-Мд231 в закаленном и искусственно состаренном состоянии по обычно используемым режимам термической обработки способствует повышению их прочностных свойств при сохранении пластичности на исходном уровне.
В настоящее время разработаны такие сплавы, как 1981, 1970, 1977, 7136 и др. Химический состав некоторых сплавов системы Д!-2п-Мд-Си, легированных скандием и цирконием, представлены в табл. 3.
Однако не во всех случаях легирование скандием приводит к положительному результату. В работе [10] было показано, что после закалки и искусственного старения прочностные свойства сплава Д!-Мд-Б1 могут снижаться; кроме того, скандий является дорогостоящим металлом.
Увеличить содержание переходных металлов в твердом растворе и при этом избежать выделений первичных интерметаллидов, которые негативно влияют на конечные свойства, позволяют технологии с применением высоких скоростей охлаждения при кристаллизации, такие как технологии гранулирования. Однако их промышленное применение весьма ограничено в связи с тем, что они сложны в исполнении, трудоемки, требуют специального дорогостоящего оборудования, имеют низкий коэффициент использования материала. Все это ведет к удорожанию продукции.
Для получения заготовок высокого качества из высокопрочных алюминиевых сплавов пер-
спективными могут стать технологии центробежного литья с последующей деформацией. Центробежное литье позволяет осуществлять кристаллизацию в условиях воздействия на расплав нестационарных силовых полей (гравитационные поля, создаваемые в объеме кристаллизующейся заготовки). Локальное давление, возникающее при таком способе литья, может приводить к сужению температурного интервала затвердевания, возникновению квазиаморфных или субмикрокристаллических структур. В работах [11, 12] подробно разбирается влияние центробежных сил на жидкий металл и динамику процесса заполнения металлом формы под воздействием этих сил, анализируются гидродинамические условия процесса, условия теплообмена, процесса затвердевания жидкого металла. В настоящее время центробежное литье алюминиевых сплавов мало изучено. Так, в работе [13] было проведено обобщение практических разработок в области центробежного литья легких сплавов, а в работе [14] рассмотрены аспекты технологии центробежного литья кольцевых заготовок из сплава АМг6.
Исходя из проведенного анализа, целью исследования было определение перспективности получения литой заготовки под деформацию из высокопрочного алюминиевого сплава системы А!-2п-Мд-Си за счет активного воздействия на расплав центробежных сил и повышенных скоростей охлаждения.
Методика эксперимента
Литье колец. Для исследования был выбран наиболее высокопрочный алюминиевый сплав типа В96Ц1 с химическим составом основных легирующих элементов (% мас.): Д!-9,02п-2,5Мд-2,2Си-0,172г. Металл плавили в индукционной печи СЭЛТ-ИПУ-20СМ/20. Кольцевые отливки изготавливали методом центробежного литья диаметром (внешний/внутренний) 350/240 мм и высотой 100 мм. Общий вид установки центробежного литья вертикального типа ЦЛМ-350(В) представлен на рис. 1, а.
Литье проводили по следующей схеме: металл, нагретый до 760-780 °С, через специальную подогреваемую литниковую систему попадал на вращающуюся со скоростью 500 об/мин изложницу (стальной стакан 0 350 мм с высотой стенки 100 мм) машины центробежного литья. Под действием возникающей центробежной силы металл тонким слоем прижимался к стенкам изложницы и поднимался вверх, послойно увеличивая толщину заготовки до 50 мм, тем самым снижая общую скорость кри-
сталлизации. Внешний вид литой и обточенной на размер 0 340^260 мм заготовки представлен на рис. 1, б, в. Литую заготовку гомогенизировали в печи сопротивления (камерная СНО 4,8,4/7) при 460 °С в течение 5 ч. Точность определения температуры составляла ±5 °С.
Прокатка. Заготовки под прокатку вырезали из кольца в продольном направлении длиной 100 мм и фрезеровали на размер: ширина 70 мм, толщина 35 мм. С торцевых сторон заготовок был выполнен «замок Петрова» (рис. 2). Прокатку пластин осуществляли на двухвалковом стане ДУО-320.
Металлография. Образцы для металлографического анализа структуры готовили по стандартной методике в автоматическом режиме полировки на шлифовально-полиро-вальном станке РРЕБ1 Месаро! Р230. Реактив для травления металлографических шлифов: азотная кислота 4 мл, соляная кислота 3 мл, плавиковая кислота 3 мл, вода 90 мл. Время травления при комнатной температуре составляло 10-20 с в зависимости от режима
Рис. 1. Внешний вид установки центробежного литья кольцевых отливок (а), литой (б) и обточенной заготовок (в)
а б в
Рис. 2. Заготовки под прокатку (а), раскрывшаяся заготовка (б), пластины толщиной 8,5 мм (в)
обработки сплава. Металлографический анализ структуры проводили на цифровом трино-кулярном инвертированном микроскопе Carl Zeiss Axiovert 40 MAT с системой визуализации и фотодокументирования с дополнительной опцией для темнопольного анализа.
Термический анализ. Термический анализ образцов проводили методом дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) на калориметре Setaram Setsys Evolution в атмосфере аргона со скоростью 20 °С/мин. Полученные термограммы анализировали с помощью встроенного пакета программ, точность определения температур ±1 °С.
Рентгеноструктурный анализ. Рентгено-структурный фазовый анализ осуществляли на дифрактометре ДРОН-4 с использованием монохроматизированного СиКа-излучения. Обработку полученных спектров проводили при помощи пакета программ [15].
Механические свойства. Механические свойства на растяжение определяли по ГОСТ 1497-84 на образцах с диаметром рабочей части 3 и 5 мм в литом состоянии и после деформирования на плоских образцах толщиной 3 мм с длиной рабочей части 30 мм. Образцы в литом состоянии вырезали по высоте колец и в хордовом направлении, а после деформации в продольном и поперечном направлениях прокатки.
Твердость по Бринеллю определяли в исходном состоянии отливок в семи точках в горизонтальной плоскости колец на машине ИТ-5010-01М по ГОСТ 9012-59 (диаметр шарика 2,5 мм, нагрузка 62,5 кг, время выдержки 30 с).
Результаты исследования
Структура после кристаллизации и гомогенизации. После литья и гомогенизации перед дальнейшей деформацией поверхность слитков высокопрочного алюминиевого сплава механически обрабатывали для выведения не-слитин, литейных наплывов и других дефектов. При литье кольцевых заготовок в условиях воздействия центробежных сил на кристаллизующийся расплав по мере продвижения фронта кристаллизации от стенок изложницы к центру увеличивается возможность образования крупных неслитин и пор. Такие дефекты могут проявляться при неправильно подобранных тем-
пературных и скоростных режимах литья, что впоследствии при недостаточной глубине механической обработки поверхностей отливки может привести к снижению свойств деформированных полуфабрикатов. Поэтому применили метод сравнения значений твердости кольца по ширине. Внутренняя поверхность кольца была предварительно обработана для выравнивания стенки по высоте на глубину 2-3 мм. Твердость измеряли с шагом 6 мм. Результаты представлены на рис. 3.
Анализ результатов измерения твердости литых колец из рассматриваемого алюминиевого сплава показал, что при используемых режимах литья твердость практически не изменяется по ширине кольца, т.е. для получения качественных заготовок под дальнейшую деформацию достаточно удалить 1-1,5 мм с внешней стороны кольца и 2-3 мм с внутренней.
900 850, g 800 S 750 g 700
650 600 550 500 450 400
8 14 20 26 32 Расстояние от внутреннего края, мм
Рис. 3. Твердость литого гомогенизированного кольца
38
50
40
30
1 20
м"
10
й
>я о 0
о
-10
Н
-20
-30
^0
— Экзо ГРЗ
- ГР4 \
Tu - б
— Tsl Ты TS2 'Ч2 _a
- Tn
- 1 Ti 1 1 1 2 1
200 300 400 500 600 Температура, "С
700
800
Рис. 4. Термограмма 1 цикла нагрева (а) и охлаждения (б) литого кольца после гомогенизации
Методом дифференциальной калориметрии получены термограммы (рис. 4) и определены температуры фазовых превращений при нагреве и охлаждении сплава (табл. 4). Первый цикл непрерывного нагрева сопровождается появлением на термограмме двух эндотермических эффектов с пиковыми значениями температур ТР1 = 483 °С, ТР2 = 645 °С. Низкотемпературный пик обусловлен плавлением эвтектики, что характерно для подобных сплавов. Начало плавления эвтектики наблюдали при Т31 = 477 °С, а при Ти = 495 °С эвтектика полностью переходит в расплав. Второй высокотемпературный пик теплопоглощения обусловлен растворением интерметаллидных фаз (о чем свидетельствует асимметрия пика) и плавлением твердого раствора на основе алюминия. Этот этап начинается при Т52 = 522 °С, достигает максимума тепловыделения при ТР2 = 645 °С и завершается при Т|2 = 656 °С, в условиях которой сплав полностью переходит в жидкое состояние.
При охлаждении из расплава фазовые превращения протекают в обратном порядке со
смещением критических точек в область более низких температур. На основе кривых охлаждения фиксируется температура ликвидус Т|_3 = 622 °С - температура начала равновесной кристаллизации. При охлаждении расплава последовательно происходит кристаллизация интерметаллидов и твердого раствора (ТР3 = = 592 °С), эвтектики (ТР4 = 460 °С). Выбранная температура разливки сплава 760-780 °С на 150 °С выше температуры ликвидус, что обеспечивает минимальную ликвацию химического состава и оптимальную жидкотекучесть. Повторный цикл нагрева не изменяет критических точек фазовых переходов, что свидетельствует о стабильности сформированных при кристаллизации и гомогенизации фаз в сплаве.
Размер дендритного зерна определяли вблизи внешней и внутренней поверхностей кольца. Результаты измерений показали, что дендритное зерно увеличивается в размерах от внешней поверхности кольца к внутренней (рис. 5), что обусловлено различной скоростью теплоотвода по сечению заготовки. Размеры дендритного зерна составляли на внутренней
Температуры тепловых эффектов фазовых переходов, ° Таблица 4 С
Цикл Плавление Кристаллизация
Тз1 ТР1 Ти Т_3 ТР3 ТР4
1 477 483 495 522* 645 656 622 592 460
2 475 484 497 538* 647 658 623 592 460
* Сильная асимметрия пика затрудняет точное определение температуры Т32.
а б
Рис. 5. Микроструктура литого гомогенизированного кольца вблизи внутренней (а) и внешней (б) поверхностей
части кольца порядка 500 мкм, а вблизи обода 250 мкм.
В структуре кольца наблюдали множественные выделения различных морфологических типов, обозначенных цифрами на рис. 6, а. Небольшие участки эвтектических колоний (а-твердый раствор/ИМ) встречаются в структуре крайне редко (цифра 1), что соответствует малым тепловым эффектам на ДСК-кривых. На границах дендритных ячеек наблюдали сетку избыточных фаз в виде строчечных, местами пленочных выделений (цифра 2).
В объеме ячеек однородно распределены дисперсные выделения интерметаллидных фаз двух типоразмеров: крупные кристаллографически вытянутые частицы (цифра 3) и высокодисперсные частицы сферической формы (цифра 4). Вдоль границ дендритных ячеек формируются зоны, свободные от выделений (цифра 5), что, вероятно, связано с уходом посредством диффузии легирующих элементов в граничные пленочные выделения.
Рентгеноструктурный анализ показал присутствие в структуре четырех фаз: твердый раствор на основе алюминия с ГЦК-решеткой, интерметаллиды А112Мд17, А142С117Мдз2 (прототип МдСи2) с кубическими решетками и Мд2п2 с гексагональной решеткой (рис. 6, б).
Структура после прокатки и термообработки. Из кольцевых заготовок были вырезаны образцы под прокатку на лист толщиной 5 мм размером 100*70*35 мм. Температура прокатки составляла 400 °С. При обжатии на первом проходе 30 % и менее заготовки раскрывались (см. рис. 2, б).
При увеличении степени деформации до 40 % проблема раскрытия заготовок была устранена. За два прохода заготовки были раскатаны до толщины 14 мм. Дальнейшая прокатка стала приводить к раскрытию заготовок независимо от степени деформации из-за наклепа образцов. Поэтому был проведен промежуточный отжиг при температуре 400 °С, 4 ч. На третьем проходе степень деформации снизили до 18 % и толщина проката составила 11,5 мм. На четвертом - обжатие составило 26 %, а толщина заготовок 8,5 мм. Дальнейшая прокатка стала приводить к раскрытию части заготовок (см. рис. 2, в), и заготовки были подвергнуты отжигу при температуре 400 °С, 4 ч, затем их докатали до толщины 5 мм с 30 % обжатиями.
После деформации листы термически обработали по режиму: закалка 470 °С, 4 ч + старение 120 °С, 4 ч + старение 160 °С, 5 ч.
Металлографические исследования структуры образцов из листа показали, что в сплаве формируется многофазная частично ре-кристаллизованная равномерная по образцу структура: в продольном направлении - полосчатая, вытянутая в направлении прокатки (рис. 7, а, в); в поперечном направлении - неравноосная, слабо деформированная (рис. 7, б, г). Наличие ориентированно вытянутых зерен с признаками повышенной дефектности в их объеме свидетельствует о сохранении частично нерекристаллизованной или динамически рекристаллизованной структуры. В сплаве выделяются интерметаллиды различного состава, морфологии и дисперс-
Рис. 6. Микроструктура (а) и рентгенограмма (б) литого гомогенизированного кольца:
1 - эвтектика; 2 - зернограничные (строчечные/пленочные) выделения; 3 - пластинчатые кристаллографически направленные выделения; 4 - дисперсные сферические выделения; 5 - обедненные зоны твердого раствора
ности, также встречается скоагулировавша-яся при обработке эвтектическая составляющая. Детали структуры (границы, первичные и вторичные интерметаллидные фазы) хорошо выявляются на темнопольных изображениях (рис. 7, в, г).
Механические свойства литых гомогенизированных колец определяли в высотном и хордовом направлениях, а листов - в продольном и поперечном (табл. 5).
Результаты показали высокую прочность литых колец, полученных по технологии центробежного литья с гравитационным воздействием на расплав. Низкие пластические характеристики обусловлены недостаточной дегазацией расплава (содержание водорода в кольце составило 0,34 см3/100 г) и образованием усадочных раковин в процессе кристаллизации из-за высокой температуры литья. Также следует отметить, что для снижения анизотропии свойств листов
Таблица 5 Механические свойства литых заготовок и прокатанных листов
Состояние Направление Временное сопротивление, МПа Предел текучести, МПа Относительное удлинение, %
Литое гомогенизированное Высотное 253 200 1
Хордовое 275 210 1,7
Деформированное, Т2 Продольное 598 565 10
Поперечное 560 495 5
после старения по режиму Т2 необходима оптимизация режимов прокатки и термообработки, что является предметом дальнейших исследований. При этом важным условием остается разработка оптимального состава сплава по
Рис. 7. Структура листа в продольном (а, в) и поперечном (б, г) направлениях в светлом (а, б) и темном (в, г) полях
легирующим элементам и всей технологии его обработки, применимой в реальных условиях современного производства.
Заключение
Опробовано получение литых кольцевых заготовок размером 350/240 мм (внешний/внутренний диаметр) и высотой 100 мм из высокопрочного алюминиевого сплава системы А!-2п-Мд-Си. Показано, что метод центробежного литья позволяет получать качественные кольцевые заготовки для дальнейшего деформирования и перспективен для промышленного применения.
Результаты работы показывают необходимость проведения дальнейших исследований по разработке технологии получения литых заготовок высокопрочных алюминиевых сплавов методом центробежного литья, а также технологий изготовления деталей и изделий из них. Особое внимание следует уделить отработке температурных параметров литья и снижению содержания водорода в литых заготовках, а также, в зависимости от сортамента требуемых полуфабрикатов, оптимизации технологий деформирования (прессования, раскатки и др.) и термообработки.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Добаткин В.И., Елагин В.И, Федоров В.М. Бы-
строзакристаллизованные алюминиевые сплавы. М.: ВИЛС, 1995. 341 с.
2. Сенаторова О.Г., Антипов В.В., Бронз А.В., Сомов А.В., Серебренникова Н.Ю. Высокопрочные и сверхпрочные сплавы традиционной системы Al-Zn-Mg-Cu, их роль в технике и возможности развития // Технология легких сплавов. 2016. № 2. С. 43-49.
3. Захаров В.В., Елагин В.И., Ростова Т.Д., Самарина М.В. Пути развития и совершенствования высокопрочных сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu // Технология легких сплавов. 2008. № 4. С. 7-14.
4. Pengfei X., Gao B., Yanxin Z., Kaihua L., Ganfeng T. Effect of erbium on properties and microstructure of Al-Si eutectic alloy // Journal of Rare Earths. 2010. Vol. 28, No. 6. Р. 927-930.
5. Vo N.Q., Dunand D.C., Seidman D.N. Improving aging and creep resistance in a dilute Al - Sc alloy by microalloying with Si, Zr and Er // Acta Materialia. 2014. Vol. 63. Р. 73-85.
6. Pozdniakov A.V., Barkov R.Yu., Prosviryakov A.S., Churyumov A.Yu., Golovin I.S., Zolotorevsky V.S. Effect of Zr on the microstructure, recrystallization behavior, mechanical properties and electrical conductivity of the novel Al-Er-Y alloy // J. Alloys and Compounds. 2018. Vol. 765. Р. 1-6.
7. Van Dalen M.E., Dunand D.C., Seidman D.N. Microstructural evolution and creep properties of pre-cipitation-strehgthened Al-0.06SC-0.02Yb (at. %) alloy // Acta Materialia. 2011. Vol. 59. Р. 5224-5237.
8. Booth-Morrison C., Dunand D.C., Seidman D.N. Coarsening resistance at 400 °C of precipitation-
strengthened Al-Zr-Sc-Er alloys // Acta Materialia. 2011. Vol. 59. Р. 7029-7042.
9. Рохлин Л.Л., Бочвар Н.Р., Тарытина И.Е. Влияние скандия совместно с цирконием на структуру и прочностные свойства сплавов на основе системы Al-Mg2Si // Металлы. 2015. № 5. С. 60-66.
10. Рохлин Л.Л., Бочвар Н.Р., Суханов А.В., Леонова Н.П. Исследование кинетики распада пересыщенного твердого раствора в сплавах Al-Mg2Si с добавками скандия, циркония и гафния // Металлы. 2014. № 2. С. 67-72.
11. Вейник А.И. Теория особых видов литья. М.: Машгиз. 1958. С. 243-252.
12. Набока Е.П., Марченко В.Н. Совершенствование процесса центробежного литья алюминиевого сплава // В сб.: XII международная научно-практическая конференция МЦНС «Наука и просвещение». Пенза. 2019. С. 90-92.
13. Петров А.П., Еремеев Н.В., Еремеев В.В., Сте-шин А.С. Аспекты технологии получения крупногабаритных кольцевых полуфабрикатов из алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов. 2013. № 3. С. 7-11.
14. Петров А.П., Еремеев В.В., Еремеев Н.В., Крас-нобородько И.О., Злыднев И.М. Перспективы развития и применения способа центробежного литья в области создания новых материалов на основе легких сплавов // Двигатель. 2017. № 4. С. 4-8.
15. Шелехов Е.В., Свиридова Т.А. Программы для рентгеновского анализа поликристаллов // МиТОМ. 2000. № 8. С. 16-19.
REFERENCES
1. Dobatkin V.I., Yelagin V.I, Fedorov V.M. Bystroza-kristallizovannyye alyuminiyevyye splavy. M.: VILS, 1995. 341 s.
2. Senatorova O.G., Antipov V.V., Bronz A.V., So-mov A.V., Serebrennikova N.Yu. Vysokoprochnyye i sverkhprochnyye splavy traditsionnoy sistemy Al-Zn-
Mg-Cu, ikh rol' v tekhnike i vozmozhnosti razvitiya // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2016. № 2. S. 43-49.
3. Zakharov V.V., Yelagin V.I., Rostova T.D., Sama-rina M.V. Puti razvitiya i sovershenstvovaniya vyso-koprochnykh splavov sistemy Al-Zn-Mg-Cu // Tekh-nologiya lyogkikh splavov. 2008. № 4. S. 7-14.
4. Pengfei X., Gao B., Yanxin Z., Kaihua L., Ganfeng T.
Effect of erbium on properties and microstructure of Al - Si eutectic alloy // Journal of Rare Earths. 2010. Vol. 28, No. 6. P. 927-930.
5. Vo N.Q., Dunand D.C., Seidman D.N. Improving aging and creep resistance in a dilute Al-Sc alloy by microalloying with Si, Zr and Er // Acta Materialia. 2014. Vol. 63. P. 73-85.
6. Pozdniakov A.V., Barkov R. Yu., Prosviryakov A.S., Churyumov A.Yu., Golovin I.S., Zolotorevsky V.S. Effect of Zr on the microstructure, recrystallization behavior, mechanical properties and electrical conductivity of the novel Al-Er-Y alloy // J. Alloys and Compounds. 2018. Vol. 765. P. 1-6.
7. Van Dalen M.E., Dunand D.C., Seidman D.N. Microstructural evolution and creep properties of pre-cipitation-strehgthened Al-0.06SC-0.02Yb (at. %) alloy // Acta Materialia. 2011. Vol. 59. P. 5224-5237.
8. Booth-Morrison C., Dunand D.C., Seidman D.N. Coarsening resistance at 400 °C of precipitation-strengthened Al-Zr-Sc-Er alloys // Acta Materialia. 2011. Vol. 59. P. 7029-7042.
9. Rokhlin L.L., Bochvar N.R., Tarytina I.Ye. Vliya-niye skandiya sovmestno s tsirkoniyem na strukturu i prochnostnyye svoystva splavov na osnove sistemy Al-Mg2Si // Metally. 2015. № 5. S. 60-66.
10. Rokhlin L.L., Bochvar N.R., Sukhanov A.V., Leonova N.P. Issledovaniye kinetiki raspada peresysh-chennogo tverdogo rastvora v splavakh Al-Mg2Si s dobavkami skandiya, tsirkoniya i gafniya // Metally. 2014. № 2. S. 67-72.
11. Veynik A.I. Teoriya osobykh vidov lit'ya. M.: Mashgiz. 1958. S. 243-252.
12. Naboka Ye.P., Marchenko V.N. Sovershenstvova-niye protsessa tsentrobezhnogo lit'ya alyuminiyevo-go splava // V sb.: XII mezhdunarodnaya nauchno-prakticheskaya konferentsiya MTsNS «Nauka i pros-veshcheniye». Penza. 2019. S. 90-92.
13. Petrov A.P., Yeremeyev N.V., Yeremeyev V.V., Steshin A.S. Aspekty tekhnologii polucheniya krup-nogabaritnykh kol'tsevykh polufabrikatov iz alyumi-niyevykh splavov // Tekhnologiya lyogkikh splavov. 2013. № 3. S. 7-11.
14. Petrov A.P., Yeremeyev V.V., Yeremeyev N.V., Krasnoborod'ko I.O., Zlydnev I.M. Perspektivy raz-vitiya i primeneniya sposoba tsentrobezhnogo lit'ya v oblasti sozdaniya novykh materialov na osnove log-kikh splavov // Dvigatel'. 2017. № 4. S. 4-8.
15. Shelekhov Ye.V., Sviridova T.A. Programmy dlya rentgenovskogo analiza polikristallov // MiTOM. 2000. № 8. S.16-19.
Работа выполнена по государственному заданию № 075-01176-23-00.
