CC BY
49
-МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ-
Научный редактор раздела докт. техн. наук, профессор Е.Б. Качанов
УДК 669.715
РАЗВИТИЕ КОНСТРУКЦИОННЫХ ДЕФОРМИРУЕМЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМ Al-Cu И Al-Cu-Mg ДЛЯ ДЛИТЕЛЬНОЙ РАБОТЫ ПРИ ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
В.В. Телешов, докт. техн. наук (ОАО ВИЛС, e-mail:info@oaovils.ru)
Рассмотрены литературные данные о развитии и сложившемся к настоящему времени сортаменте конструкционных жаропрочных деформируемых алюминиевых сплавов систем Al-Cu, Al-Cu-Mg и Al-Cu-Mg-Ag, принципах их легирования.
На основе установленной закономерности изменения прочностных характеристик алюминиевых сплавов при перестаривании показано, что можно прогнозировать восстановленную прочность материала после длительного низкотемпературного нагрева по уравнениям, полученным для более высокотемпературной области перестаривания. Практическое использование разработанной методики прогнозирования разупрочнения жаропрочных алюминиевых сплавов при перестаривании позволяет существенно ускорить и удешевить определение свойств полуфабрикатов после длительных нагревов, в том числе в состоянии в конце срока эксплуатации.
Зависимость удельной электропроводимости от параметров перестаривания и ее линейная связь с прочностными характеристиками позволяют с помощью неразрушающего вихретокового метода осуществлять постоянное наблюдение за состоянием конструкций из жаропрочных алюминиевых сплавов для выявления момента достижения предельно допустимого разупрочнения.
Ключевые слова: жаропрочные деформируемые алюминиевые сплавы систем Al-Cu, Al-Cu-Mg и Al-Cu-Mg-Ag, структура, свойства, разупрочнение при перестаривании.
Development of Structural Wrought Al-Cu and Al-Cu-Mg Aluminium Alloys for Long-Duration Operation at Elevated Temperatures. V.V. Teleshov.
Literature data on development and current range of structural high-temperature wrought Al-Cu, Al-Cu-Mg and Al-Cu-Mg-Ag aluminium alloys, as well as on principles of their alloying are discussed.
Based on the found regularity of a change in strength properties of aluminium alloys in case of their overaging, it is shown that one can predict recovered strength of the material after long-duration low-temperature heating by equations derived for a higher temperature overaging field. Practical use of the procedure developed for forecasting of weakening of high-temperature aluminium alloys in case of overaging allows one to noticeably expedite and reduce the price of determination of properties of semiproducts in a state being brought about by long-duration heatings including the state at the end of service.
Dependence of conductivity on overaging parameters and its linear relation with strength properties allow one to carry out permanent monitoring of the state of high-
temperature aluminium alloy structures via the non-destructive eddy-current technique to reveal when the moment of the tolerable weakening will come.
Key words: high-temperature wrought Al-Cu, Al-Cu-Mg and Al-Cu-Mg-Ag aluminium alloys, structure, properties, weakening occurred at overaging stage.
Введение
Способность металла или сплава работать длительное время при повышенной температуре и эксплуатационной нагрузке без существенной остаточной деформации и разрушения называется жаропрочностью. В зависимости от области применения сплава условия его работы, рабочая температура и критерии жаропрочности изменяются.
Основные области применения жаропрочных деформируемых алюминиевых сплавов - это греющиеся детали поршневых-двигателей и других агрегатов, отдельные детали турбореактивных двигателей и обшивки дозвуковых самолетов, а также конструкционные материалы для сверхзвуковой авиации [1].
Рабочая температура деталей поршневых двигателей достигает 350 °С и критерием работоспособности сплавов в этих условиях являются в основном прочностные характеристики при рабочей температуре, сопротивление ползучести, хорошие антифрикционные свойства и низкий коэффициент линейного расширения. При этом прочностные характеристики при комнатной температуре не являются лимитирующими. Оптимальное сочетание упомянутых свойств наблюдается в случае применения быстроохлажденных алюминиевых сплавов с большим содержанием кремния, переходных или редкоземельных металлов [2, 3].
Конструкционные материалы для сверхзвуковой авиации работают в другой температурной области. Как указано в [1], температура отдельных частей обшивки самолета «Конкорд» при скорости полета М=2,2 на высоте 18,25 км из-за аэродинамического нагрева достигает 153 °С. Дальнейшее увеличение скорости полета может поднять температуру обшивки до 200 °С. В этих условиях алюминиевые жаропрочные сплавы по совокупности свойств, включая удельную плотность, имеют преимущество перед сплавами на основе других металлов [1, 4].
В литературе приводится представленная на рис. 1 зависимость предела текучести при комнатной температуре от температуры длительного нагрева трех алюминиевых сплавов разных систем легирования для исходного закаленного и искусственно состаренного на максимальную прочность состояния Тб по американской системе обозначений видов обработки деформируемых алюминиевых сплавов [5]. Существенное разупрочнение этих сплавов при длительном нагреве происходит при температуре выше 120 °С, когда ускоряются диффузия компонентов в твердом растворе и процесс коагуляции упрочняющих фаз. На рис. 1 видно, что для каждого сплава существует своя температурная область, в которой он имеет преимущество по прочности.
Рис. 1. Влияние температуры нагрева продолжительностью 1000 ч на предел текучести при комнатной температуре сплавов 7075Т6 (1, сплав В95, система М-1п-Мд-Си), 2618Т6 (2, сплав АК4-1, система А1-Мд-Си) и 2219Т6 (3, сплав 1201, система А1-Си)
Высокопрочные алюминиевые сплавы системы А1-7п-1\/^-Си характеризуются быстрым разупрочнением при температуре выше 120 °С, где их можно использовать только при кратковременных нагревах. Повышенную жаропрочность обеспечивают сплавы систем А1-Си-1\/^(сплав 2618) и А1-Си (сплав 2219). Основные конструкционные жаропрочные деформируемые алюминиевые сплавы для работы при повышенных температурах при-
надлежат этим системам. При температуре выше 100 °С они превосходят по основным характеристикам жаропрочности и другие известные сплавы на базе систем А1-1\/^ и А1-1\/^-5|', особенно при длительных выдержках. Немаловажно, что сплавы систем А1-Си и Al-Cu-Mg имеют хорошую технологичность при полунепрерывном литье и в условиях обработки давлением, что позволяет изготавливать из них любые требуемые полуфабрикаты, в то время как более жаропрочные порошковые и гранулируемые сплавы имеют существенные ограничения по массе изготавливаемых деталей и гораздо менее технологичны [3].
Разработка жаропрочных алюминиевых сплавов базировалась на основных положениях теории жаропрочности А.А. Бочвара, исходя из которой повышенная жаропрочность алюминиевого сплава может быть достигнута его гетерогенизацией, наличием сложных по составу и строению, медленно коагулирующих упрочняющих фаз, замедлением диффузионных процессов в сплаве [6].
Ниже рассмотрены результаты развития к настоящему времени сплавов систем А1-Си и А1-Си-М£ для работы при повышенных температурах.
Традиционные сплавы систем А1-Си и Al-Cu-Mg
В отечественной литературе по алюминиевым сплавам к 70-м годам прошлого века рассматривалось достаточно много марок деформируемых алюминиевых сплавов, относящихся к этим системам и рекомендованных для работы при повышенных температурах [7, 8]. Их средний химический состав приведен в табл. 1 по ГОСТ 4784 и ОСТ190048. Кроме Си и М£, сплавы содержат дополнительные легирующие компоненты, функцией которых является улучшение определенных эксплуатационных характеристик изделий. В создании стандартизованных жаропрочных деформируемых алюминиевых сплавов ведущую роль играли сотрудники ВИАМа И.Н. Фридляндер, Л.П. Лужников, О.А. Романова, Е.И. Шилова и др. [9-14].
Описание технологии изготовления, применения, структуры и свойств полуфабрикатов из этих и других сплавов (например, жаропрочного свариваемого алюминиевого сплава М40 [15, 16] дано в первом (Алюминиевые сплавы. Справочное руководство. Т. 1-6, 1970-1974 гг.) и во втором (Алюминиевые сплавы. Справочник. 2-е изд. 1983-
Таблица 1 Средний химический состав отечественных жаропрочных алюминиевых сплавов систем А1-Си и А1-Си-\^
Марка сплава (Россия) Система Содержание легирующих компонентов и примесей, % мае.
Си Мп Ті Ре Зі Прочие
Д20 А1-Си 6,5 <0,05 0,6 0,15 <0,3 <0,3 <0,2 гг
Д21 6,5 0,35 0,6 0,15 <0,3 <0,3 -
1201 6,3 <0,02 0,3 0,06 <0,3 <0,2 0,17 гг 0,10 V
ВД17 АІ-Си-ІУ^ 2,9 2,2 0,6 <0,1 <0.3 <0,3 -
Д19 4,05 2,0 0,7 <0,1 <0,5 <0,5 0,0025 Ве
Д16 4,3 1,5 0,6 <0,1 <0,5 <0,5 -
АК4-1 2,3 1,5 <0,2 0,06 1,10 <0,35 1,10 ІМІ
АК4-ІЧ 2,3 1,5 <0,1 0,075 1,15 0,17 1,15 1\М
ВАД1 4,15 2,5 0,6 0,06 <0,3 <0,2 0,13 0,0025 Ве
ВАД23 А1-Си-и 5,3 <0,05 0,6 <0,15 <0,3 <0,3 1,2 У 0,17 Сс1
1985 гг.) изданиях шеститомника «Алюминиевые сплавы».
Обширные данные об истории создания многих жаропрочных алюминиевых сплавов и их свойствах приведены в монографиях [17-19]. Разнообразие жаропрочных сплавов с различным комплексом технологических и эксплуатационных характеристик связано с их разработкой для применения в оптимальных для них условиях эксплуатации. Поэтому для каждого сплава установлены области техники, где его применение оказывается оптимальным. Например, сплав ВД17 используют для лопаток компрессора двигателей, работающих при температурах до 250 °С [20, с. 108]. В работе [21] при изучении влияния структуры на свойства штамповок из сплава ВД17 показано, что основным средством управления механическими и коррозионными свойствами штамповок является режим старения - оптимальный режим старения 195 °С, 8 ч. Равномерная мелкозернистая рекристаллизованная структура по всему сечению штамповки со средней хордой зерна по толщине и ширине 30x65 мкм достигается при температуре деформирования 300-350 °С.
Наибольшее распространение в настоящее время имеют сплавы АК4-1 и АК4-1ч. Известно, что при выборе материала для планера созданных к 70-м годам сверхзвуковых пассажирских самолетов («Конкорд» в Европе и Ту-144 в СССР) ориентировались на максимальное сопротивление ползучести, которым отличается сплав АК4-1Т1, поэтому он (его модификация сплав АК4-1чТ1) был выбран как основной конструкционный материал [1]. В качестве главного вида термической обработки жаропрочных сплавов применяют искусственное старение Т1 (Тб), поскольку оно обеспечивает более равновесное состояние материала при температуре эксплуатации и приводит к получению более стабильных свойств при длительном нагреве.
Для обеспечения длительного ресурса самолета, кроме характеристик статической прочности и жаропрочности при рабочей температуре (длительной прочности и сопротивления ползучести), большое значение приоб-
ретают стабильность прочностных свойств в процессе эксплуатации и такие характеристики трещиностойкости, как вязкость разрушения и сопротивление усталостному разрушению.
Величины этих характеристик во многом определяются природой упрочняющих выделений, образующихся при распаде твердого раствора в процессе искусственного старения, то есть их составом, морфологией выделения, склонностью к огрублению (коагуляции) при повышенных температурах.
Положение состава основных жаропрочных сплавов в фазовых областях тройной диаграммы состояния А1-Си-Мё при 200 °С показано на рис. 2. Наличие в сплаве меди и магния приводит к появлению при искусственном старении выделений упрочняющих 0'-фазы (СиА12) и (или) Б'-фазы (AI2CuMg) в зависимости от положения фигуративной точки сплава в той или иной фазовой области системы Al-Cu-Mg.
Рис. 2. Положение отечественных сплавов в фазовых областях тройной диаграммы состояния А1-Си-Мд при 200 °С:
1 - Д16; 2 - ВД17; 3 - Д19; 4 - Д21; 5 - АК4-1ч
В работе [22] на неплакированных катаных листах толщиной 2 мм из сплавов системы Al-Cu-Mg в естественно состаренном состоянии получена зависимость кратковременной прочности при 20 и 200 °С и длительной прочности при 200 °С - 16 кгс/мм2 (157 МПа) и 250 °С - 10 кгс/мм2 (98 МПа) от состава сплава, которая в дальнейшем нео-
днократно воспроизводилась в различных изданиях [20, 23]. Результаты испытаний показывают, что наибольшие прочностные свойства при комнатной температуре и длительная прочность листов с рекристаллизо-ванной структурой характеризуют сплавы, в которых образуется Б'-фаза при содержании 4-5 % Си и 1,5-2,0 % Mg, т.е. сплавы Д16 (1) и Д19 (3) на рис. 2.
Длительная прочность листов разных жаропрочных сплавов сопоставлена также в работе [24]. Результаты испытаний представлены в табл. 2 для предела длительной прочности за 100 и 1000 ч при более низкой температуре, чем в работе [22]. Сопоставление данных табл. 2 для сплава Д16 показывает, что в естественно состаренном состоянии при коротком времени нагружения предел длительной прочности выше, чем в искусственно состаренном состоянии. При высокой температуре и длительном нагружении значения предела длительной прочности для двух состояний термической обработки сближаются.
Таблица 2
Предел длительной прочности (МПа) листов толщиной 2 мм из жаропрочных сплавов при различных условиях испытания
Сплав 100 ч 1000 ч
135 °С 150 °С 175 °С 135 °С 150 °С 175 °С
Д16Т Д16Т1 АК4-1Т1 ВАД23Т1 Д20-1Т1 382 274 284 245 255 333 255 264 196 230 250 206 216 157 343 255 255 206 235 270 211 225 147 206 167 176 186 113
Проведенный в работе [25] анализ разупрочнения при длительном нагреве в связи с параметрами упрочняющих фаз в прессованных полуфабрикатах из сплавов Д16, АК4-1, ВАД23 в состоянии Т1 показал, что более стабильную длительную прочность при увеличении температуры до 175 °С имеет сплав АК4-1, упрочняемый только жаропрочной фазой Б (рис. 3). Эта фаза имеет более высокую микротвердость при температуре испытаний от 20 до 350 °С, чем фаза 0 [25, 26]. Стабильность свойств связана с сохране-
нием в процессе нагрева дисперсности упрочняющих выделений Б'-фазы. Прессованные полуфабрикаты показывают более высокую длительную прочность, чем катаные.
Рис. 3. Влияние температуры испытания на предел длительной прочности за 100 ч прессованной полосы толщиной 54 мм из сплава ВАД23 (х), прутка диаметром 100 мм из сплава Д16 (о), профиля из сплава АК4-1 (А)
Во всех жаропрочных алюминиевых сплавах из табл. 1 в качестве легирующих компонентов присутствуют переходные металлы четвертого (Т1, V, Мп) и пятого (1г) периодов с недостроенной ЗсУ или 4б электронной оболочкой, имеющие определенную растворимость в твердом растворе на основе алюминия [27]. Их наличие в сплаве приводит к образованию в полуфабрикате дисперсоида из мелких включений распределенных в твердом растворе алюминидов этих металлов размером 0,02-0,20 мкм [3, 27, 28]. Высокая плотность частиц в дисперсоиде повышает прочностные характеристики при кратковременных испытаниях и характеристики жаропрочности. Считают также, что марганец существенно снижает коэффициент диффузии меди в алюминиевом твердом растворе, что тормозит коагуляцию упрочняющих фаз и повышает жаропрочность [29-31]. Это влияние марганца на процесс выделения частиц в сплаве системы А1-Си получило подтверждение в [32]. Марганец стабилизирует структуру промежуточной 9'-фазы и снижает скорость ее коагуляции.
Исключением в ряду таких сплавов является сплав АК4-1, содержащий очень мало переходных металлов этой группы. Однако в его состав входит железо и никель, которые относятся к группе переходных металлов, практически не растворимых в алюминии.
йиМмДЯВИИИИЯШИЯИИМИЕИИМИИИИИИИННИИИИИИИИИИИИИИИИИИИИИИИИМ
10 ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ I № 4 I 2009
Благодаря чему в сплаве АК4-1 отсутствуют образующие дисперсоид выделения, и все полуфабрикаты из него имеют рекристалли-зованную структуру в отличие от нерекристал-лизованной структуры прессованных полуфабрикатов, характерной для сплавов с высоким содержанием переходных металлов. Повышенное сопротивление ползучести сплава АК4-1 обусловлено, кроме упрочнения Б'-фазой, образованием избыточной жаропрочной фазы А1дРе1\П эвтектического происхождения с включениями размером более 1 мкм. Эти включения ограничивают рост зерна при рекристаллизации и затрудняют пластическую деформацию при ползучести. Однако высокое содержание железа и никеля приводит к появлению в полуфабрикатах из сплава АК4-1 большого (до 8 % об.) объемного количества избыточных фаз (рис. 4) [33]. Это снижает вязкость разрушения материала и другие характеристики трещиностойкости [34].
I/, % об.
с _о
■'о
Л '•"Ог «''бо
А /•
О 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 (Ре+ІМІ), % мас.
Рис. 4. Влияние суммарного содержания железа и никеля на объемное количество I/ избыточных фаз в сплавах:
о - полуфабрикаты из сплава АК4-1чТ1; •, Д - листы
и другие полуфабрикаты из сплава АК4-2чТ1 соответственно
Значительное влияние на упрочнение сплавов системы Al-Cu-Mg оказывает микроле-гирование отдельными компонентами, вли-
яющими на диффузионные процессы в твердом растворе и на зарождение упрочняющих выделений 9'- и Б'-фаз без изменения их состава и строения. К таким компонентам в традиционных сплавах относится кремний, содержащийся как примесь во всех сплавах. Его присутствие уменьшает величину упрочняющих частиц и повышает жаропрочность сплавов типа АК4-1 и Д21 [30, 35]. Для стабилизации свойств содержание кремния было регламентировано в сплаве АК4-1ч (см. табл. 1).
Дальнейшее развитие жаропрочных алюминиевых сплавов связано с усовершенствованием их химического состава, в том числе с использованием микролегирования дополнительными компонентами.
Новые сплавы систем А1-Си и Al-Cu-Mg
Как показано в работе [36], увеличение содержания в сплаве АК4-1 железа и никеля более 0,8 % каждого приводит к резкому снижению относительного удлинения и вязкости разрушения. Поэтому для улучшения сплава АК4-1ч с целью повышения характеристик трещиностойкости при сохранении высокого сопротивления ползучести в ВИАМе был создан сплав АК4-2ч, в котором содержание железа и никеля снижено в два раза и в качестве легирующего компонента добавлен цирконий (табл. 3). Уменьшение количества избыточных фаз способствовало повышению характеристик трещиностойкости без существенного уменьшения жаропрочности [37, 38].
Усовершенствовали и жаропрочные сплавы системы А1-Си. В последующих модификациях этих сплавов использовано легирование переходными металлами из группы Мп, Т1, V, Мо. Комплексное легирование переходными металлами при относительно низ-
Таблица 3
Средний химический состав новых отечественных жаропрочных алюминиевых сплавов
систем АІ -Си и Al-Cu-Mg
Сплав Система Содержание легирующих компонентов и примесей, % мае. Литера-
Си Mg Мп Ті Ре Бі Прочие тура
1215 А1-Си 6,3 0,3 0,6 0,10 <0,2 <0,2 0,15 Се, 0,15 гг, <0,2 N1, <0,10 V [42]
1225 (Д25) ь, и 0,3 0,6 0,075 <0,2 0,17 0,13 гг, 0,10 V, 0,05 Мо [39, 40]
АК4-2Ч Al-Cu-Mg 2,35 1,4 <0,1 0,075 0,55 0,17 0,12 гг, 0,55 ГМІ [38]
ком содержании каждого компонента позволяет повысить плотность частиц в дисперсо-иде и избежать появления первичных интер-металлидов при полунепрерывном литье. Как известно, комбинацию Мп, Т1, Ъх и V содержит свариваемый сплав 1201 с минимально возможным содержанием магния (см. табл. 1). В новом жаропрочном сплаве средней прочности 1225 присутствует уже пять переходных металлов при их среднем суммарном содержании около 1 % [39, 40]. Это повышает предел длительной прочности. Характерной особенностью сплава 1225 является высокая критическая степень деформации листов (более 5 %), позволяющая использовать глубокое деформирование при изготовлении деталей со сложной поверхностью.
К компонентам, оказывающим влияние на диффузионные процессы в твердом растворе и на зарождение упрочняющих выделений 0'-фазы в сплавах системы А1—Си, относится германий. Он совместно с цирконием введен в состав сплава 1215 (разработан в ВИАМе), что повышает его прочностные характеристики за счет получения более плотного и однородного распределения выделений 0'-фазы [30, 41, 42]. Свойства различных полуфабрикатов из сплава 1215 приведены в работах [43-47]. О преимуществах сплава 1215 можно судить по данным, представленным на рис. 5 и в табл. 4.
г, °С
Рис. 5. Влияние температуры испытания 1на предел длительной прочности за 100 ч а100 прессованных прутков из сплава 1215 (1) в сравнении со сплавами АК4-1 (2), ВД17 (3) и Д20 (4)
Таблица 4
Влияние температуры испытания на свойства
прессованных полуфабрикатов диаметром
около 100 мм из сплавов 1215Т1 и АК4-1чТ1
Температура испытаний, °С 1215 АК4-1ч
СТв’ МПа СТ0.2’ МПа 5, % СТв’ МПа °0,2’ МПа 5, %
20 520 445 11 402 363 6,5
135 455 420 14 365 335 7
175 413 388 14 343 314 8
200 384 368 14 314 284 10
В настоящее время жаропрочные сплавы 1215 и АК4-2ч рекомендованы для применения в промышленности в качестве конструкционного материала. Обзор современных алюминиевых конструкционных сплавов, в том числе жаропрочных сплавов систем А1-Си и А1-Си —М£, приведен И.Н. Фридлянде-ром в статье [48].
Жаропрочные деформируемые алюминиевые сплавы системы Al-Cu-Mg-Ag
Дальнейшее развитие жаропрочных деформируемых алюминиевых сплавов связано с исследованием системы Al-Cu-Mg-Ag и обнаруженным в 60-х годах XX века существенным влиянием серебра на упрочнение сплавов.
Первым сообщением о положительном влиянии серебра на свойства сплавов системы Al-Cu-Mg в последующих публикациях считают работу I. .1. Ро1теаг, опубликованную в 1964 г. [49]. В дальнейших многочисленных работах, обзор которых сделан в [50], было показано, что легирование содержащих магний сплавов небольшим количеством серебра (около 0,5 % мае.) при содержании 5-6 % Си и 0,3-0,6 % Mg изменяет природу выделяющихся упрочняющих фаз и повышает уровень прочности, достигаемый при искусственном старении.
В присутствии серебра и магния формируется новая модификация 0'-фазы, названная П-фазой. Состав и структура О-фазы близка к 0'-фазе, но ее тонкие пластины равномерно распределены в матрице по плоскостям {111} алюминиевого твердого раствора вместо
шшшш&тму!тттттжтшшттт>жт№гш№?птш№яшшшшшшштттттммшшшшжшмшшмяшшшшшштмишштшж 12 ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ I № 4 I 2009
плоскостей {100}, что характерно для Э'-фазы. Кроме того, на ее габитусной поверхности формируется моноатомный слой атомов серебра и магния.
Установлено, что при температуре нагрева до 200 °С пластины О-фазы слабо изменяют свою толщину, меньшую чем у частиц 0'-фазы (рис. 6) [51]. Считают, что меньшая склонность к огрублению при нагреве до 200 °С частиц О-фа-зы по сравнению с 0'-фазой позволяет сплавам сохранять высокие прочностные характеристики при длительном нагреве, а также обеспечивает высокое сопротивление ползучести.
60 | ! | !
40
О 5 10 15 20 25 30 35
Л
Рис. 6. Влияние длительности нагрева (т, ч) на толщину /і выделений П-фазы в сплаве А1-б,5Си-0,45Мд-0,4Ад-0,5Мп-0,2гг (*,Ш, А) и О'-фазы в сплаве А1-4,0Си (о, А) при температурах 200 (•, о), 250 (Ш, ) и 350 °С (А, А)
В результате проведенных исследований в фирме АІсоа на основе системы Al-Cu-Mg-Ag были разработаны промышленные жаропрочные сплавы, получившие обозначение С415 и С416 (табл. 5) [50, 52].
Таблица 5 Средний химический состав новых отечественных и зарубежных жаропрочных алюминиевых сплавов системы Al-Cu-Mg-Ag
Сплав Содержание легирующих компонентов и примесей, % мае.
Си Мп гг Яе БІ
С415 С416 Алмагест 1 Алмагест 2 Приме также 0,0£ 5,10 5,40 6,0 4,9 ч а н и Ті, ОД 0,80 0,50 0,3 0,6 е. Ст очо 0,50 0,50 0,6 0,6 тавы ,07 М 0,65 0,30 0,6 0,6 ^лмаг о,0,1 0,13 0,13 0,13 0,13 ест 1 3 Єє <0,10 <0,10 <0,20 <0,20 и 2 соде при <0, <0,10 <0,10 0,15 0,15 эржат 20 №.
Сравнительные испытания в сопоставимых условиях листов из сплавов С415, С416 и СМ.001(АК4-1ч) на ползучесть при температурах 107 и 135 °С, напряжении растяжения 210 и 280 МПа, длительности испытаний до 10000 ч показали, что сплавы с серебром имеют меньшую деформацию ползучести, чем сплав типа АК4-1ч. Частично результаты этих испытаний показаны на рис. 7 [53]. Высокий уровень жаропрочности этих сплавов подтвержден и на других полуфабрикатах [50].
тхЮОО, ч
Рис. 7. Кривые ползучести (е- деформация ползучести) при температуре 107 °С и напряжении растяжения 210 МПа для сплавов СМ.001 (1, АК4-1ч), С415 (2) и С416 (3)
В работах [54-56] с целью уточнения эффекта от введения серебра в сплавы системы Al-Cu-Mg с различным отношением Cu/Mg изучали структуру и свойства прессованных полос сечением 10x100 мм. Их расположение на плоскости тройной диаграммы состояния представлено на рис. 8. Сплавы дополнительно были легированы серебром от 0,22 до 0,61 % и переходными металлами (Мп+Т1+гг) в суммарном количестве до 1 % при содержании Ре, 1\П, 51 менее 0,05 %. Сплав 10 по содержанию Си, Mg, Ре и N1
Рис. 8. Положение сплавов 1-10 в фазовых областях тройной диаграммы состояния А1-Си-Мд при 200 Т. Сплавы 1,2 без легирования серебром
ШШШЯШШЯШЯШШШЯШЯЯЯШШШШШШШШШШИвШШШЯИШЯШШЯНШШЯЯЯШШШЯШШШЯШШШЯЯЯШЯЯШЯвШИШШШЯЯИвШЯШЯЯЯШШШЯШШЯШЯЯИЯШШЯИЯЯЯШШШВЯ
ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ I № 4I2009 13
соответствовал сплаву АК4-2ч. Полосу прессовали из гомогенизированных слитков диаметром 130 мм и подвергали закалке, правке растяжением с остаточной деформацией около 1 % и старению при 190 °С разной продолжительности. Изучали механические свойства прессованных полос и структурные превращения в этих сплавах методам металлографии, дифференциальной сканирующей калориметрии и электронной микроскопии.
На рис. 9 сопоставлены значения прочностных характеристик прессованных полос с нерекристаллизованной структурой и положение сплава на диаграмме состояния системы Al-Cu-Mg. Расстояние 1-. между положением сплава на рис. 9 соответствует расстоянию между сплавами на диаграмме состояния по рис. 8.
е'+ а+э'-»—I—э'
Номер сплава
Рис. 9. Влияние положения исследованных сплавов в фазовых областях тройной диаграммы состояния на прочностные характеристики при комнатной температуре прессованных полос на максимуме упрочнения (Т1) в перестаренном состоянии (ПС). Номер сплава обозначает точку на рис. 8 и характеризует содержание в сплаве меди и магния: о, ] - сплавы без серебра
Изучение свойств и структуры сплавов подтвердило, что максимальные прочностные характеристики при комнатной температуре в состоянии Т1 имеют сплавы 6 и 7 с 5 % Си, 0,6 % Mg и 0,5 % Ag, расположенные в середине фазовой области а+0+S тройной диаграммы состояния, когда упрочнение осуществляется за счет выделений Q- 0'-и S'-фаз. Это преимущество сохраняется в перестаренном состоянии, а также при температуре испытания 175 °С [55].
По результатам проведенных исследований в ВИЛСе получены два патента на жаропрочные деформированные сплавы системы Al-Cu-Mg-Ag [57, 58] (см. табл. 5). Название сплавов Апмагест составлено из первых букв основных легирующих компонентов. Жаропрочный деформируемый сплав этой системы под маркой В-1213 разработан также в ВИАМе [59, 60].
В табл. 6 сопоставлены полученные свойства прессованных полос из сплава Апмагест 1 и свойства идентичных прессованных полос из сплавов, состав которых
(О
CU
=г
X
с;
VO
.го
о
о
с:
о
с
о
m
о
о
о
X
ск
о
I—
о
о
о
^ m аз о
DQ СО CD CD с; ^ i= i= о о
X л со a)
X
X
X
Q
с;
CD
X X CD X СО _Q
о
о
о
CD
Q.
С
ш
I—
о
>х
о
ш
о
X Q-ф ф X о
СО со CD X CL
О
<
X
о.
с
§ ё
§ 2
* S сО н
>- ",
ZT »
аз
1=
ю о Г" о
ь
0
с; х §8 $>3
о о
СМ О
х ю
CL Г-С И аз аз со со {г: О)
£ Р-
аз
Q.
аз
СО
О
ш
О
О
CN
х
О.
[=
аз
со
о
со
О
со
аз
с;
с=
О
<чГ СО CN со Ю О СО СО Ю СО
О) СМ ^ CD CN тН CN с\Т см“ Н CN
О CM LO о о о
О Ю ГО Ю CN N
СО СО СО СО СО СО
-Н СП СО CD СО СМ
ю ю ю ю ю со
d N О N О О 00 СО 00 г- h- О)
СМ 00 Ю СО СМ LO
(J) О rl Н d CN
vH CN OJ CNJ CM CN
О О Ю LO LO LO
d CD ^ H O) CNI
CO CO CO CO CM CO
LO LO LO ю ю о
CD CNJ CD CD h- CM
CO CO CO CO ^
CO LO LO СО Ю CN
LO r-r со" CO CO
d d d d d d
О LO О Ю LO
CD CO CN CO CD ^
CM CO CO CO CM CO
LO О СО О Ю CN
d Ю СО Ю d N
CO CO CO CO CO CO
00 N 00 Ю Ю
О О o' О CN О
d d d d d d
О LO LO о о CO
СО CN О CN CO CO
CO ^ ^ CO *sj-
Ю Ю О О О 00 CO LO ^ 00 CD
^
N CN Ю Ю H > rl CM СІ 3 OJ CN Ш ^ H d <C
шшшшшштияшшж
приведен в табл. 7. По большинству характе- Легированные серебром сплавы нетолько ристик сплав Апмагест 1 имеет преимуще- изменяют природу выделяющихся при ис-
Химический состав исследованных сплавов Таблица 7
Номер сплава Сплав прототип Содержание легирующих компонентов и примесей в сплаве, % мае. Си/МЕ
Си Мё Мп Ті 2г V Мо Єє Ре ІЧІ БІ
1 Д21 6,12 0,32 0,55 0,11 - - - - 0,12 - 0,17 19.1
2 1215 6,21 0,32 0,56 0,05 0,13 - - 0,15 0,11 - 0,15 19,4
3 1225 5.95 0,32 0,58 0,07 0,18 0,08 0,05 - 0,16 - 0,28 18,6
4 - 6,20 0,20 0,50 0,04 0,16 - - 0,15 0,54 0,63 0,22 31,0
5 ВД17 3,12 2,08 0,55 0,01 - - - - 0,10 - 0,17 1,50
6 - 2,94 2,18 0,19 0,05 0,14 - - - 0,52 0,52 0,04 1,35
7 АК4-2ч 2,42 1,57 0,20 0,09 0,15 - - - 0,68 0,70 0,15 1,54
8 Д19 3,87 2,0 0,49 0,04 - - - 0,019 Ве 0,16 - 0,15 1,94
9 - 2,30 3,34 0,17 0,07 0,15 - - - 0,45 0,37 0,19 0,69
ство. Необходимо обратить внимание на то, что полуфабрикаты типа прессованных прутков с аксиальной текстурой будут иметь более высокие прочностные характеристики, чем изученные полосы сечением 10x100 мм.
Электронно-микроскопические исследования сплавов, легированных германием и совместно германием и кремнием, показали, что появление при старении на состояние Т1 определенного вида упрочняющих фаз зависит от наличия в сплаве кремния и германия. Их присутствие препятствует появлению П-фазы. Эту зависимость можно представить схемой изменения вида упрочняющих фаз в исследованных сплавах разного состава на рис. 10 [56].
Рис. 10. Схема изменения состава упрочняющих фаз в сплавах системы А1-Си~Мд-Ад-Х1 в состоянии Т1 в зависимости от химического состава:
1 - АІ+5,7 Си, 0,36 Mg; 2 - АІ+6,2 Си, 0,32 1У^, 0,15 БІ, 0,15 Се; 3 - АІ+5,4 Си, 0,42 М& 0,41 4 - АІ+5,6 Си,
0,35 М& 0,52 Ag, 0,15 ве; 5 - АІ+6,3 Си, 0,45 Мі, 0,46 0,11 Бі, 0,13 Єє; 6 - АІ+4,6 Си, 0,77 М§, 0,52 Аё; 7 - АІ+4,0 Си, 1,35 Мі, 0,54 Аі. Все сплавы легированы также переходными металлами
кусственном старении фаз в зависимости от состава. При перестаривании может изменяться соотношение между количеством разных выделяющихся фаз. Например, на рис. 11
б
Рис. 11. Светлопольное изображение структуры сплава А1+5,6 % Си, 0,35 % Мд, 0,52 Ад, 0,58 % Мп, 0,11 % 1г, 0,04 % Ті, 0,15 % Се в состоянии Т1 (а) и после перестаривания 210 °С, 72 ч (6)
представлено светлопольное изображение структуры сплава, содержащего 5,6 % Си, 0,35% Щ, 0,52 % Аё, 0,58 % Мп, 0,11 % 2г, 0,04 % Т\, 0,15 % ве в состоянии Т1 (а) и после перестаривания 210 °С, 72 ч (б) [56]. Характерным для этого сплава при переста-ривании является не только огрубление упрочняющих выделений, но и появление кубической фазы Т (А16С1^Мё4 по данным работы [61]), которая практически отсутствует в состоянии Т1.
Таким образом, в сплавах системы А1-Си-Mg-Ag-Xi возможно появление различных упрочняющих фаз в зависимости от микролегирования сплава и соотношения междулеги-рующими компонентами. Это приводит к изменению прочностных и эксплуатационных характеристик материала.
Поэтому необходимо дальнейшее углубленное изучение зависимости нанофазной структуры полуфабрикатов этой системы от химического состава сплава и режима термической обработки, включая перестаренное состояние.
Закономерности изменения механических свойств и характеристик трещиностойкости жаропрочных сплавов систем А1-Си и А1-Си-Мё
На полуфабрикатах после закалки и правки растяжением с остаточной деформацией -1,5 % изучили кинетику искусственного старения при 190 °С. На полосах и листах в состоянии Т1 в области максимальных прочностных характеристик при комнатной температуре на продольных образцах определили ав, а02, 5, удельную электропроводимость у, характеристики трещиностойкости СРТУ (сУ2//с/Л/). На полосах дополнительно изучили сопротивление МЦУ (число циклов до появления усталостной трещины Л/0 и до полного разрушения Л/р) при стмакс=176 МПа и провели температурные испытания: при температурах до 200 °С определили ств, <т0 2, 5; при 175 °С оценили предел длительной прочности за 1000 ч; нашли восстановленную
а
.175
1000
прочность при комнатной температуре после нагрева при 150 и 175 °С продолжительностью до 5000 ч.
На рис. 12 приведена полученная связь между у и прочностными характеристиками прессованных полос при комнатной температуре после разной продолжительности старения при 190 °С. Максимальный уровень проч-
Трудности в сопоставлении сплавов по их механическим свойствам создаёт имеющееся в литературе разнообразие сравниваемых полуфабрикатов, условий их изготовления и испытания. Для исключения этого в работах [62-67] провели сравнение свойств девяти сплавов на двух полуфабрикатах, изготовленных в идентичных условиях - прессованной полосе сечением 10x100 мм с нерекри-сталлизованной структурой и катаном неплакированном листе толщиной 2 мм с рекристаллизованной структурой. Химический состав сравниваемых сплавов приведен в табл. 7. Содержание меди и магния в этих сплавах охватывает область их изменения в основных жаропрочных алюминиевых сплавах по табл. 1 и 3. Изменение содержания остальных компонентов позволяет рассмотреть их влияние на определяемые свойства.
460
420
380
420
380
« 340
О
о
300
260
— о , МПа в’ сл Ю СП о ООО
_ о— >.
■ А 460 - /"Л
- /Д 420 / \
/ / \\ яз / /"Л \8
/ /А \\ с / //~\\ \
ГН\ \\ 2 * // \\ \
- //Д\ \\ см 380 - /Л/ \\ \
/1 \ \ о°
-* \\ V 340 /7\ //\ \\
П /\ 1
! 1 I 300
17 19 21 23
у, МСМ/М
16 18 20 22 у, МСм/м
Рис. 12. Связь между удельной электропроводимостью и прочностными характеристиками при комнатной температуре для прессованных полос из сплавов 1-4 с высоким отношением Си/Мд и сплавов 5-9 с низким отношением Си/Мд после старения разной продолжительности при 190 °С:
1-9 - номера сплавов по табл. 7; о - свойства в состоянии Т
ШШЯЯШЯШШЯВШШШШ
ности в сплавах 1-4 с высоким отношением Си/1\/^ достигается через 4-6 ч старения, а в сплавах 5-9 с низким отношением Си/1\/^ -после 12-16 ч старения. Для сплавов с высоким отношением Си/Мё на стадии упрочняющего старения одновременно повышаются а и стпо, а у сплавов с низким отношением
в 0,2 •'
Си/1\/^ при увеличении а02 временное сопротивление увеличивается мало или снижается. Максимальная прочность при комнатной температуре свойственна сплавам, соответствующим сплавам прототипам 1215 и Д19. Величина у может использоваться для оценки состояния распада твердого раствора при старении и, в частности, быть критерием попадания сплава в область старения с максимальными прочностными характеристиками. При этом, как видно на рис. 12, критическая величина у зависит от химического состава сплава.
Дальнейшие исследования сплавов проводили после длительности старения, соответствующей области максимальной прочности. Как следует из рис. 13, повышение
температуры испытаний до 200 °С не изменяет соотношения характеристик кратковременной прочности сплавов - более прочные при комнатной температуре сплавы сохраняют свое преимущество и при повышенных температурах, т. е. кратковременные испытания в рассматриваемом интервалетемпературы недают новой информации о соотношении прочностных характеристик рассматриваемой группы сплавов. При этом относительно исходного значения характеристик сплавы 5-9 с упрочняющей в'-фазой при повышении температуры разупрочняются меньше, чем сплавы 1-4 с упрочняющей 0'-фазой (рис. 14).
Одной из характеристик работоспособности жаропрочных алюминиевых сплавов является «восстановленная прочность» (значение прочностных характеристик при комнатной температуре после длительного нагрева при повышенной температуре, соответствующей температуре предполагаемой эксплуатации изделия). При длительном нагреве происходит разупрочнение алюминиевых сплавов из-за коагуляции и увеличения размеров частиц упрочняющих фаз по сравне-
п, МПа
о , МПа
а02, МПа
о02, МПа
б
Рис. 13. Влияние температуры испытаний на кратковременную прочность полос из сплавов с высоким (а, в) и низким (б, г) отношением Си/Мд:
1- 9 - номера сплавов по табл. 7
Рис. 14. Связь между прочностными характеристиками полос в состоянии Т1 при температуре испытаний 20и175°С для сплавов с высоким (1-4 - о) и низким (5-9 -•) отношением Си/Мд
340 380 420 460 МПа
о1в75, МПа
420 440 460 480 500
-175 |\лп~ МПа
с’;5, МПа
В табл. 9 приведено фактическое разупрочнение сплавов при различных видах температурных испытаний.
Максимальные значения всех определенных прочностных характеристик показывает сплав 8, соответствующий по содержанию меди и магния сплаву Д19. Несмотря на разупрочнение этого сплава, так же как и других сплавов, при всех видах температур-
Таблица 8 Влияние длительных нагревов на прочностные характеристики полос из исследованных сплавов при комнатной температуре (восстановленная прочность) и предел длительной прочности
Номер сплава Сплав прототип Нагрев 150 °С, 5000 ч Нагрев 175 °С, 1000 ч Нагрев 175 °С,5000 ч Со-МПа
а , МПа В а02, МПа 0в, МПа а02, МПа а , МПа В ст02, МПа
1 Д21 415 330 393 309 365 267 192
2 1215 423 345 396 314 339 242 216
3 1225 393 314 376 293 317 227 212
4 - 385 313 357 280 292 204 180
5 ВД17 435 379 427 360 407 331 208
6 - 415 343 405 323 396 310 202
7 АК4-2ч 412 360 394 343 373 309 215
8 Д19 476 430 463 408 434 358 238
9 - - - - - - - 136
Таблица 9 Фактическое разупрочнение сплавов (Дет, МПа) при различных видах температурных испытаний по сравнению с уровнем свойств в области максимального упрочнения
Номер сплава Сплав прототип 1 2 3
ДСТв АС0,2 Да в ДО0,2 ДсТв
1 2 3 4 5 6 7 8 9 П р и 2 - свой Дст02 = а 3 - пред Д21 1215 1225 ВД17 АК4-2ч Д19 иечание. 1-і ства при комнатной “ -ст“(175°С, ЮС эл длительной прочн 123 25 124 132 105 113 101 111 111 <ратковременнь температуре пос Ю ч). ости за 1000 ч п 80 110 65 89 81 71 83 84 40 е испытания nf пе нагрева при ри 175 °С: Да = В 37 80 64 93 28 57 40 44 зи 175 °С: Дов L75 °С, 1000 ч: 20 175 ств ~ст|000' 56 126 65 120 58 61 65 70 20 175 . * = ао -а , в в 20 20 /л = а -а (J в в в 238 260 228 270 247 260 219 269 304 20 175 ),2 - а0.2 ~ а0.2 ' 75 °С, 1000 ч);
нию с исходным искусственно состаренным состоянием. Чем выше температура нагрева и больше выдержка, тем ниже прочность сплава на стадии коагуляционного старения. Восстановленная прочность полос при комнатной температуре после нагрева при 150 и 175 °С продолжительностью до 5000 ч приведена в табл. 8. Там же указан предел длитель-
175
нои прочности а1000.
Среди сплавов системы А1-Си максимальное разупрочнение при всех видах испытаний свойственно сплавам с германием, в частности сплаву 1215, поэтому при длительных нагревах его прочность может снизиться до нежелательного уровня.
Как следует из рис. 15, у исследованных полуфабрикатов одного состава (низкое отношение Cu/Mg) с нерекристаллизованной (прессованная полоса сечением 10x100 мм) и с рекристаллизованной структурой (холоднокатаный листтолщиной 2 мм) получены практически одинаковые значения прочности. Это свидетельствует об отсутствии структурного эффекта у прессованных полос данного сечения с, очевидно, слабым развитием аксиальной текстуры.
В табл. 10, 11 представлен комплекс характеристик циклической и статической тре-щиностойкости в состоянии Т1 при комнатной температуре в условиях плоского напряженного состояния (Ксу, с^р™, С РТУ на продольных образцах размером 2x200x600 мм из листов и 2x100x300 мм из полос). На полосах определили сопротивление МЦУ (число циклов до появления усталостной трещины Л/0 и до полного разрушения Л/р).
Худшее сочетание Ксу, с^р™ и СРТУ среди полос и листов имеют сплав 4 системы А1—Си, содержащий железо и никель при пониженном содержании магния, и сплав 8 системы Al-Cu-Mgтипa Д19, у которого наблюдается максимальная статическая прочность и самое высокое сопротивление МЦУ. Лучшими по критериям трещиностойкости можно считать сплавы типа 1215, ВД17 и АК4-2ч.
Таблица 10 Характеристики трещиностойкости полос в состоянии Т1 при сечении образца 2x100 мм
Номер Сплав СРТУ, мм/кцикл, МЦУ, кцикл
сплава прототип К ' МПа%/м при ДК=26,35 МПа-Ум С7то , МПа N О ",
1 Д21 50,6 4,4 301 60,1 81,1
2 1215 58,9 5,8 351 61,4 77,3
3 1225 53,1 4,5 317 52,3 70,0
4 - 50,9 9,0 304 61,8 77,0
5 ВД17 59,5 6,6 355 49,8 67,2
6 - 56,7 6,0 338 87,8 105,5
7 АК4-2ч 56,4 6,2 336 62,1 80,4
8 Д19 51,6 13,5 308 106,5 121,3
9 - 52,8 5,0 316 - -
ных испытаний у него сохраняются повышенные прочностные характеристики. У сплавов с низким отношением Cu/Mg В СОСТОЯНИИ Т1 наблюдается четкая зависимость прочностных характеристик при комнатной температуре от содержания меди и магния (рис. 15). Подобная зависимость существует и для длительной прочности (рис. 16).
°в'
МПа 450
350
а0.2’
МПа
400 300
0,6 1,0 1,4 Си/Мд 2,2 3,0 Си, % мае.
Рис. 15. Влияние содержания меди и магния в сплавах с низким отношением Си/Мд на прочностные характеристики прессованных полос (о) и катаных листов (•) в состоянии Т1
о™. МПа
210 170 130
0,6 1,0 1,4 1,8 Си/Мд
Рис. 16. Влияние отношения Си/Мд на предел длительной
175
прочности а10(ю прессованных полос из сплавов с Си/Мд<2
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
ПМННЯННЯНМШЯННННННЯМММНННММИВМНННННЯН
Таблица 11 Характеристики трещи ностойкости листов в состоянии Т1 при сечении образца 2x200 мм
Номер сплава Сплав прототип К- МПал/м^ СРТУ, мм/кцикл, при ДК=26,35 МПал/м нетто % ■ МПа
1 Д21 78,5 3,9 335
2 1215 74,8 6,1 317
3 1225 75,5 4,1 320
4 - 59,4 11,0 252
5 ВД17 76,2 5,2 323
6 - 65,7 10,0 279
7 АК4-2Ч 81,5 5,5 345
8 Д19 53,1 12,6 226
На примере исследованных полуфабрикатов видно, что одновременного улучшения всех определяемых характеристик при изменении легированности сплавов не происходит. В зависимости от конкретных условий эксплуатации необходимо выбирать сплав, по совокупности служебных характеристик при комнатной и повышенной температуре наиболее подходящий для разрабатываемого изделия.
Полученные значения прочности и характеристик трещиностойкости сопоставляли с химическим составом сплавов с использованием линейного регрессионного анализа для получения уравнений вида y=b0+b1x1+...+bnxn гдех( - параметры химического состава сплава, у - значение прочностной характеристики.
Установлено, что для прочностных характеристик всех сплавов значимые уравнения их связи с химическим составом отсутствуют, что связано с нелинейностью изменения свойств всей совокупности исследованных сплавов с разным отношением Cu/Mg в области разреза а - S. Использование в качестве независимой характеристики максимальных значений прочностных свойств сплавов в состоянии Т1 (а_ и а02 )
' “макс '■'•‘^макс '
позволяет для сплавов системы Al-Cu-Mg с высоким (типа Д21) и низким (типа ВД17) отношением Cu/Mg получить общие линейные уравнения множественной регрессии, описывающие зависимость прочностных свойств прессованных полос после нагрева при 175 °С от химического состава сплава (табл. 12). При этом лучшие результаты рас-
аз
см тЧ а
X О h- CD О)
ГО -О 1 vH тН н
=г X <]
X о.
VO ь— го CD CL >Ч Ь- го с И CNI о со С\1
£ о_ го 1= ID X О 00 н о h- 00 o' о 00 о’'
<и CL О) гН ю
\— X го С X го Q. аГ CD 00 1 оо~ О) Г-- 00 1
CL О) h со со ю
tz о о >Х о * го -е- ю X тЧ 1 гЧ СО 1 1
с; х X ^^
о ь- CL 2 о г- СО I4-
1= го с 4- 0) Ч. CN 00
X X аГ CD со 10 CD
-О -0 1 ^ч см 1 CNI 1
X о
X X. X X
го ш X CL X го CD СО Y-I
о С со LO 00
о о тЧ С 1 ^ со ^ 1
го го ю h- CNJ
CL с X X X 1 1
X Г“ о о х X X к о 1— о о о а) Cl I— CD Ъ0 8,65 9,64 1 1 ю со Is-" го со го с;
=г о CL см X 1 см ю (D
о о 5 1 О. с= ГО
о m о ь- P ГО о
tz X 0 Is- ^ 00 CD о Q. О 1—
if о X LO 00 h- CL CD [= *
X 1— Zf х о v4 тН 1 1 'sT 00 ГО -Q-
о о тН гН тЧ со 1 о
X Gi- с -e- о X 1 (D 1- с: со 0 1 О ;
ro 1— п: о >X t—
ЬС CD тЧ vH ю 00 О X о >х CD
го см о тЧ •н 00 СП со t- ro о со ГО СО
Gi- ь II ^ О) ^ o' oi X о X
ro X X со ь“ х о X ю со 1 н 1 н h- о X X сс X X го О CL I- ГО О
к ш о ГО о со ГО * о CL с тЧ го X о > р о го CL
к со 1— н о с= см см ю о г- о I— CI (D CD
X о >х m О ш О т—1 т—1 X CL N х
X >х о ь ь b ь D X с= - □:
го о о ш ш о X о: о X X. с X
X о h VO со со
с= о X X О о X 3 о с; CD О
ск го о с;
ш о CQ го х
СГ го с; о о ь“ >х о X 1— CD У го
с d тЧ ф I- X
хс о X Q X со CD
-QC о о о ю X (D У ГО о о ю .0 X сг о X 1— CD
+’ ш h- х X го X ГО
тН CD X 1- тЧ h— О о X Т со CD CD CL У го
хН ■Q + о о о о о X CL п. (D О X .0 X X CD У CD С CD X со о
-Q II is го «=£ X X. о CD Т X и: х X го н _Д с ю h- гЧ X CL с го ш CD CL I— го X о Cl CZ )Х о X _0 го X о ¥ го го X со CD 0 X СГ CD CD ГО с; X о 00 CD CD го CL со го
X о _0 CD с; . CL х h-
CQ X X 1— п с; CD 1 о го CD
X X X о се X со о X о о с 1— X & Ьс Kl 1 X CL CD X =г X
о о го CL X к X X о Q. с= о о о м. с; CD X J X (D X < CD с[ -©■ 8 -0-о 0 m О
1 го Q- го I- л CN X CL CD CL tz со го а >N X X го О X CL ГО т
(К X с о d о 1_ У CD
X X 1— о h- CD X со
го о со о 1—
X со 0 1 □: * X 1 о
го CL > J- о CL 1= О. EZ EZ о н о
шятшшшшяяшшяяшяяшяяшшшвяшяшяяшшяшшшшшшиишшвшяшяшшшвшяшшяшшшяшяяяшаяшяшшшияяшяашяшшшяшшш 20 ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ I № 4 I 2009
четов обеспечивает использование не фактических значений характеристик прочности в состоянии Т1, которые могут не соответствовать максимальному упрочнению сплава при старении, а свойства материала в состоянии максимального упрочнения, которое сплав проходитпри достаривании в условиях высокотемпературных испытаний.
Анализ связей между характеристиками трещиностой-кости полос и листов с содержанием в сплаве легирующих компонентов показал наличие значимых зависимостей для большинства характеристик, несмотря на расположение фигуративных точек сплавов в разных фазовых полях диаграммы состояния (табл. 13). Использование предела текучести конкретного сплава в испытываемом состоянии в качестве дополнительной характеристики наряду с параметрами химического состава сплава позволяет получить уравнения с более высокой точностью описания результатов экспериментов (табл. 14). Увеличение предела текучести отрицательно влияет на характеристики трещиностойкости.
Установлено также, что разупрочнение всех исследованных сплавов для каждого вида испытаний связано общим уравнением с содержанием в сплаве отдельных легирующих компонентов.
Полученные интерполяционные уравнения позволяют прогнозировать свойства сплавов промежуточного химического состава в состоянии Т1 и тем самым являются научной базой для совместного рассмотрения изменения свойств всех известных сплавов в алюминиевом углу системы А1-Си-1\/^.
Прогнозирование разупрочнения жаропрочных алюминиевых сплавов при перестаривании и свойства сплавов в состоянии предельно допустимого разупрочнения
Во время эксплуатационных нагревов в конкретной температурно-временной области работы детали или конструкции из-за перестаривания происходит разупрочнение высокопрочных алюминиевых сплавов, упрочненных дисперсионным твердением. Характерное разупрочнение алюминиевыхсплавов при комнатной температуре из-за коагуляции и увеличения размеров частицупрочня-ющих фаз при длительном нагреве по сравнению с исходным искусственно состаренным состоянием для прессованных полос из сплавов 1215 и АК4-2ч по табл. 7 показано на рис. 17 после нагрева при температурах от 180 до 220 °С продолжительностью до 96 ч. Чем выше температура нагрева и длительнее выдержка на стадии коагуляционного старения, тем ниже прочность сплава при комнатной температуре (восстановленная прочность).
го
си
=Г
X
с;
ю
.го
со
СП
(О
с;
с
о
о
ш
аз
I—
о
о
о
X
о
аз
□Г
X
О
X I—
о
о
>х
о
I—
о
о
X
X
3"
03
о.
н
X.
X
о.
аз
I— * аз а_ аз х
со
к
со
о
к
X
X
аз
о
X
с
о
к
с;
СГ
с
X
с
-О
+
н
Чн
-О
Нг
о
■О
II
аз
о
о
аз
о.
1_
аз
о.
к
х
X
аз
х
со
аз
а.
>
<г
о.
ю
аз
-©■
>ч
с;
о
с=
о
со
о
со
о
со
03
С
>-• о
аз
[=
4) О. £ Ь
ь
=г
а.
о
го
=г
X
с;
ю
.го
I—
о
0)
т
ш
о
с;
ш
се
ш
а_
ш
аз
со
аз
[=
О
О
со
аз
I—
о
о
о
п:
о
ш
X
о
X I—
о
о
^ аз
° I 8
I чэ || е§
п:
X I—
о
X
а.
0)
I—
аз
о.
аз
х
X
со
о;
оо
о
X
аз
о
х
с
О
ск
О
О
0)
О.
1_
о.
х
0)
X
со
аз
а.
>
£
аз
п:
х
о.
ю
аз
-©■
О
С
>4
о
аз
о
ш
О
тН ^ гЧ
СО О
о“ о
I I
СТ> 00
со см ю" оо
СО СО
00 ^ СМ тЧ
оэ н I см I
I I
СГ) и
со со со" 00 I см I
см
см н г-: сп
I
I
со ю ю см оо” ^ о ю тН см
о
со о о
с; X О
с=
03
с:
>ч О
00 см со со"
-н со о о
I I
00 О) со
тН со" СП ю СО тН
ь-
сп см оо” СП ^ 00 I I
I I
СО 00
тН ю
|С 00
СО гЧ I
I
СО Ю 00 см ст> ^ г^-I I
ь- со О) 00 СМ 1П
со
О I-о О с; X О с;
аз
с
со со о о
00
о о о" о"
^ со тЧ о ю" гС
I I
см
^ сю
со со
СО СМ Ю
С7) СО СП со
а)- Г-: I I
со
о \-о О с; ^ о с; 1=
=г
0_
о
3
о
>х
о
X
н
о
о
ю
03
ф
т
аз
X
со
ф
ф
X
СИ
о
о.
о
о.
с=
Свойства полос в исходном состоянии Т1: сплав 1215 - ав=464 МПа, а02=406 МПа, 5-13,2 %; сплав АК4-2ч -“а -434 МПа, ап =408 МПа, 8=10,8 %.
в 0,2
На практике для оценки восстановленной прочности используют длительные нагревы продолжительностью в тысячи и десятки тысяч часов при предполагаемой рабочей температуре обычно 135-175 °С.
Рис. 17. Влияние температуры (1 - 180, 2 - 190, 3 - 200, 4 -210 и 5 - 220 °С) и длительности перестаривания т на прочностные характеристики прессованных полос из сплавов 1215 (а) и АК4-2ч (б): 1-5 - кривые изменения свойств по рассчитанным уравнениям. Точки - фактические значения прочностных характеристик после перестаривания
Представленный на рис. 17 характер разупрочнения типичен для всех исследованных алюминиевых жаропрочных сплавов, в том числе и сплавов системы Al-Cu-Mg-Ag. Кривые разупрочнения у разных сплавов отличаются исходным значением прочностных характеристик в состоянии Т1 и кинетикой уменьшения свойств в зависимости от состава.
В работе [68], исходя из диффузионного контроля процесса коагуляции, было показано, что для описа-
ния кривых изменения прочностных характеристик при комнатной температуре после перестаривания в области коагуляционного старения можно использовать уравнение вида ^а=Ь0+Ь1/Т-Ь2 ^т, где Т - в К, т - в часах. Это уравнение можно также представить в виде \£<з=Ь0-Ь11-Ь2 ^т, где Г - в °С, т - в часах.
Для практического использования этих уравнений необходимо определить величину коэффициентов Ь0, Ьг Ь2, которые для каждого сплава будут иметь свои значения в связи с очевидным различием в каждом случае физических характеристик сплава. Если рассматривать полученное уравнение как форму линейного уравнения множественной регрессии, то коэффициенты Ь0, Ь1 И Ь2 можно рассчитать для каждого сплава методом наименьших квадратов по опытным данным. В этом случае 1ёа02 или ^ств являются переменными, зависящими от величины аргументов 1/7 или t и 1§т.
Например, по 23 экспериментальным сочетаниям ^ст, 1/Т и \gx на рис. 17, б для сплава АК4-2ч получены уравнения 1Еав=2,0675+270,9320/7-0,02079 и ^а0В2=1,5886+488,6961/7-0,04069 [69].
Кривые, соответствующие этим уравнениям при разной температуре нагрева, нанесены на рис. 17, б. Совпадение экспериментальных точек и рассчитанных кривых свидетельствует, что полученные уравнения разупрочнения позволяют удовлетворительно описывать изменение прочности в рассмотренной области варьирования температуры и длительности перестаривания [68-71].
Если в уравнение разупрочнения для соответствующей характеристики подставить постоянное значение ав или а02 в характерной точке на кинетических кривых старения, например, максимальные значения предела текучести или временного сопротивления, то получим введенные И.Н. Фридляндером диаграммы старения, имеющие вид прямых в координатах 1/7-^т или [17, 72, 73].
С целью проверки возможности экстраполяции уравнений разупрочнения за пределы исходного массива данных для восьми сплавов, в том числе для жаропрочных сплавов типа Д21, ВД17, АК4-2ч, Д19ч, сопоставили
результаты расчетов ав или а02 по уравнениям, полученным в области температуры нагрева от 180 до 220 °С, с экспериментально полученными свойствами после нагрева 5000 ч при 150 °С и 1000 и 5000 ч при 175 °С [70]. Результаты приведены на рис. 18.
200 240 280 320 360 400 440
°0.2эксп' МПа б
Рис. 18. Сопоставление экспериментальных и рассчитанных значений ег и а02 прессованных полос из сплавов системы Al-Cu-Мд-Х. после длительных нагревов:
о - 5000 ч при 150 °С; Д - 1000 ч при 175 “С; А - 5000 ч при 175 °С
Хорошее совпадение экспериментальных и рассчитанных данных показывает, что можно прогнозировать восстановленную прочность материала после длительного низкотемпературного нагрева по уравнениям, полученным для более высокотемпературной области перестаривания. Например, на рис. 19 графически сопоставлены рассчитанные кривые изменения свойств плит тол-
мжмвжкшЕакаянн
ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ I № 4I2009 23
280 320 360 400 440 480
<т МПа
В эксп’
400
360
^320
280
Рис. 19. Расчетные кривые изменения прочностных характеристик ав (а) и о02 (6) при перестаривании плит из сплавов АК4-2ч (—) и 1215 (—) в области температур старения от 150 до 220 °С:
Значки - фактические значения свойств для плиты сплава АК4-2ч после старения при температурах от 180 до 220 °С; т - в часах
щиной 20 мм из сплавов АК4-2ч и 1215 после нагрева в области температуры от 220 до 150 °С продолжительностью до 105 ч [73]. При этом кривые соответствуют следующим уравнениям. Для сплава АК4-2ч: 1б<тв=1.8056+397,5830/7-0,03494 и
£<т02=1, 1734+697,8978/7-0,064 33 |£г; для сплава 1215: ^ав=1,4357+608,8929/7-0,06800 |£1 и ^ст02=0,3071+1139,7932/7-
0,1206 ^т. Подобные графики позволяют выбрать сплав, детали из которого при конкретном режиме нагрева сохранят более высокую прочность или при требуемой прочности и температуре работают более продолжительное время.
В работе [61] аналогичные уравнения получены для прессованных полос из сплавов системы Al-Cu-Mg-Ag на основании изучения восстановленной прочности после нагрева в области температуры от 180 до 210 °С продолжительностью до 120 ч. Например, на рис. 20 сопоставлены кривые разупрочнения сплава 2 без серебра (А1+5.7 % Си, 0,36 % Mg, 0,68 % Мп, 0,10 % гг, 0,05 % Л) и 4 с
серебром (А1+5.4 % Си, 0,42 % Mg, 0,41 % Ag,
0,50 % Мп, 0,10 % 1г, 0,04 % ТО по рис. 8. Свойства полос в исходном состоянии Т1: сплав 2 - ов=450 МПа, ст02=350 МПа, 5=12%; сплав 4 - ов=500 МПа, а02=430 МПа, 5=11 %. При этом кривые на рис. 20 соответствуют следующим уравнениям. Для сплава 2: ^ст8=1,8895+361,4000/7-0,04182 ^ и ^ст02=1,4551+ 512,8000/7-0,05663 ^т; для сплава 4: £ств=1,6837+489,5800/7-0,05748 \& и ^а02=1,0432+756,0700/7-0,09066 ^т.
На рис. 20, также как и на рис. 9, видно, что легирование серебром существенно повышает прочность исследованного полуфабриката и это преимущество сохраняется после достаточно продолжительного нагрева. Однако абсолютная величина разупрочнения у сплавов с серебром выше. Наблюдаемое разупрочнение свидетельствует о происходящем и в этих сплавах огрублении продуктов распада. Очевидно, при постоянстве толщин О-фазы, видимом на рис. 6, коагуляция происходит путем их торцевого роста с увеличением площади выделений. Разупрочнение
шшшяшшяшяшяяяштшштяшт 24 ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ I № 4 I 2009
Рис. 20. Влияние температуры (1 - 180, 2 - 190, 3 - 200 и 4 - 210 °С) и длительности т перестаривания на прочностные характеристики при комнатной температуре в продольном направлении прессованных полос из сплавов 2 (а) и 4 (б) по рис. 8:
1-4 - кривые изменения свойств по рассчитанным уравнениям; точки - фактические значения прочностных характеристик после перестаривания
может происходить и в результате изменения соотношения между различными упрочняющими фазами, видимом на рис. 11, когда происходит замещение О-фазы другими фазами, вызывающими меньшее упрочнение сплава.
На способ сравнительной оценки жаропрочности термически упрочняемых алюминиевых сплавов с использованием рассмотренных выше уравнений получен патент [74]. Его использование позволяет на порядок сократить требуемое время для термической обработки материала.
Огрубление упрочняющих фаз при длительном нагреве хорошо видно при электронномикроскопических исследованиях серийных сплавов (рис. 21) [75]. Оно сопровождается
увеличением удельной электропроводимости у, которую можно использовать для контроля стадии разупрочнения [76].
Показано, что в процессе перестаривания происходит увеличение у, описываемое уравнением 1ёу=Ь0-Ь1/7+ Ь2 аналогичным уравнению для прочностных характеристик, но с другими знаками рассчитываемых коэффициентов [77]. Появление этого соотношения связано с наличием линейной зависимости между снижающимися прочностными характеристиками и увеличивающимися значениями у при перестаривании алюминиевых сплавов (см. рис. 12).
Такая зависимость позволяет осуществлять неразрушающим вихретоковым методом постоянное наблюдение за состоянием
Рис. 21. Выделения частиц Б'-фазы при распаде твердого раствора в плите из сплава АК4-2ч после старения при 195 °С, 8 ч (а, у=22,1 МСм/м) и после дополнительного нагрева при 150 °С, 5000 ч (б, у=24,6 МСм/м), хЗббОО
авиационных конструкций из жаропрочных алюминиевых сплавов, подвергающихся нагреву и разупрочнению в процессе эксплуатации. Для реализации принципа безопасного разупрочнения нагреваемых конструкций из жаропрочных алюминиевых сплавов необходимо установить предельное значение умакс, соответствующее возможному предельному разупрочнению материала [78, 79].
Происходящее огрубление структуры на наноуровне не только снижает восстановленную прочность. Изменяются и характеристики тре-щиностойкости. Исследования, проведенные на плитах и листах из сплава АК4-2чТ1, показали, что дополнительный нагрев при 150 °С, 5000 ч несколько снижает вязкость разрушения К„с и Кус при более чем двукратном снижении долговечности образцов в условиях МЦУ, в связи с чем отмечена необходимость испытания материала в состоянии его предельно допустимого разупрочнения [75].
Как правило, гарантируемые значения прочностных характеристик любого полуфабриката ниже их величины в области максимального упрочнения при искусственном старении. Поэтому для большинства изделий в начале процесса эксплуатации при повышенных температурах будет идти процесс доста-ривания сувеличением прочностныххаракте-ристик, а уже затем начнется разупрочнение.
Влияние этого процесса на параметры уравнений разупрочнения рассмотрено в работе [80]. При снижении температуры эксплуатации продолжительность стадии упрочняющего старения увеличивается, поэтому использование деталей из жаропрочных сплавов в недо-старенном до максимальной прочности состоянии увеличивает продолжительность их работы в условиях эксплуатационного нагрева. Вероятно, именно этот процесс способствует увеличению длительной прочности сплавов в состоянии Т [24].
При дальнейшем нагреве полуфабриката после достижения максимума прочности начинается разупрочнение, которое в пределе можно допустить до тех пор, пока снижение ств и ст02 не достигнет их гарантируемых значений в состоянии Т1. Такое состояние сплава при перестаривании может быть принято за состояние предельно допустимого разупрочнения, если нет ограничений по другим показателям, достигаемым при более короткой продолжительности нагрева, например, по длительной прочности. Использование уравнений разупрочнения вида ^а=Ь0+Ь1/Т-Ь2 \£т позволяет определить режим ускоренного нагрева для получения состояния предельно допустимого разупрочнения или других значений восстановленной прочности после длительного эксплуатационного нагрева [81].
В работе [82] этотспособ использовали для определения свойств прессованных полос и катаных листов из сплавов 1215, АК4-2ч, Д19, плит из сплавов 1215 и АК4-2ч после регламентированного разупрочнения Тр. Как видно из представленных в табл. 15 данных для листов толщиной 2 мм, существенное снижение прочностных характеристик после пере-старивания сопровождается снижением ксу и МЦУ примерно на 10 %. СРТУ изменяется при этом в лучшую сторону.
Практическое использование изложенной методики прогнозирования разупрочнения жаропрочных алюминиевых сплавов при пе-рестаривании позволит существенно ускорить и удешевить определение свойств полуфабрикатов после длительных нагревов, в том числе в состоянии в конце срока эксплуатации.
В настоящее время авиационная промышленность - основной потребитель конструкционных жаропрочных алюминиевых сплавов - отказалась от строительства сверхзвуковых пассажирских самолетов с большим ресурсом эксплуатации, что существенно ограничило финансирование работ по дальнейшему изучению этих сплавов [1, с. 150; 4]. Это не только приводит к потере темпа развития жаропрочных алюминиевых сплавов, но и катастрофически сокращает число специалистов, которые профессионально разбира-
ются в этой проблеме и имеют соответствующий практический опыт работы с этими сплавами.
Выводы
1. Рассмотрены литературные данные о развитии и сложившихся к настоящему времени принципах легирования конструкционных жаропрочных деформируемых алюминиевых сплавов систем А1-Си, Al-Cu-Mg и АІ-Cu-Mg-Ag. Наиболее высокопрочные при комнатной и повышенной температурах сплавы принадлежат системе Al-Cu-Mg-Ag и расположены в середине фазовой области а+б+Б тройной диаграммы состояния, когда упрочнение осуществляется за счет выделений Г2-, 0'- и Б'-фаз. В сплавах системы АІ-Cu-Mg-Ag-X. возможно появление различных упрочняющих фаз в зависимости от микролегирования сплава и соотношения между легирующими компонентами, в том числе фаз, не характерных для соответствующей фазовой области системы А1-Си-1У^.
2. На примере исследованных полуфабрикатов ряда сплавов этих систем показано, что с помощью изменения состава сплава нельзя достигнуть одновременного улучшения всех служебных характеристик. В зависимости от условий эксплуатации следует выбирать сплав, наиболее подходящий для конкретного разрабатываемого изделия по совокупно-
Таблица 15 Механические свойства листов в состоянии Т1 и после регламентированного разупрочнения Тр
Сплав Состояние а , МПа В а02, МПа 5,% • МПа-\/гй СРТУ, мм/кцикл МЦУ, кцикл
1215 Т1 465 410 11,0 61,7 3,6 52,3
Тр 415 340 13,2 55,3 2,8 39,3
АК4-2ч Т1 415 385 10,8 58,4 3,9 46,9
Тр 390 345 10,4 55,6 2,8 43,6
Д19ч Т1 485 465 9,8 57,4 6,8 56,8
Тр 460 415 10,1 49,8 5,6 52,1
Примечание. 1 .к* и СРТУ определяли на образцах размером 2x100x300 мм. 2. Приведены значения СРТУ для ДК=23,2 МПал/м .
3. Число циклов до разрушения при МЦУ определяли при повторном растяжении с частотой 5 Гц и максимальном напряжении цикла 176 МПа.
.............................................им чи і
ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ I № 4I2009 27
сти требуемых свойств при комнатной и повышенной температурах.
3. На основании изучения статистических связей между химическим составом сплавов и их механическими свойствами при комнатной и повышенной температурах получены значимые уравнения связи между химическим составом сплава и некоторыми характеристиками трещиностойкости, а также величиной разупрочнения сплавов при кратковременном и длительном температурном воздействии.
4. Использование в качестве независимой характеристики максимальных значений прочностных свойств сплавов в состоянии Т1 (о„ и ст02 ) позволяет для сплавов систе-
' “макс и’^макс '
мы Al-Cu-Mgc высоким (типа Д21) и низким (типа ВД17) отношением Cu/Mg получить общие линейные уравнения множественной регрессии, описывающие зависимость прочностных свойств прессованных полос после нагрева при 175 °С от химического состава сплава.
5. На основе установленной закономерности изменения прочностных характеристик алюминиевых сплавов при перестаривании показано, что можно прогнозировать восстановленную прочность материала после длительного низкотемпературного нагрева по
уравнениям, полученным для более высокотемпературной области перестаривания, что существенно сокращает требуемую продолжительность испытаний.
6. Разупрочнение жаропрочных сплавов в процессе длительного эксплуатационного нагрева вследствие перестаривания сопровождается снижением ряда характеристик трещиностойкости, в связи с чем необходимо проведение всесторонних испытаний полуфабрикатов в состоянии предельно допустимого разупрочнения. Практическое использование разработанной методики прогнозирования разупрочнения жаропрочных алюминиевых сплавов при перестаривании позволяет существенно ускорить и удешевить определение свойств полуфабрикатов после длительных нагревов, в том числе в состоянии в конце срока эксплуатации.
7. Установленная зависимость удельной электропроводимости от параметров перестаривания и ее линейная связь с прочностными характеристиками позволяет с помощью неразрушающего вихретокового метода осуществлять постоянное наблюдение за состоянием конструкций из жаропрочных алюминиевых сплавов для выявления момента достижения предельно допустимого разупрочнения.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Фридляндер И.Н., Туманов А.Т. Применение алюминиевых сплавов в конструкциях летательных аппаратов//Алюминиевые сплавы. Справочник. Применение алюминиевых сплавов. 2-е изд. - М.: Металлургия, 1985. С. 112-162.
2. Шмаков Ю.В., Тарарышкин В.И., Зенина М.В.
и др. Быстрая кристаллизация - путь к созданию нового класса материалов на алюминиевой основе для автомобильной промышленно-сти/Дехнология легких сплавов. 1999. № 1-2. С. 110-115.
3. Елагин В.И. Пути развития высокопрочных и жаропрочных конструкционных алюминиевых сплавов в XXI столетии//МИТОМ. 2007. № 9. С. 3-11.
4. Polmear I.J., Pons G., Barbaux Y. et al. After Concorde: evaluation of creep resistant Al-Cu-Mg-Agalloys//Mater. Sci. and Technol. 1999.15. № 8. P. 861-868.
5. Polmear I.J., Couper M.J. Design and development of an experimental wrought aluminum alloy for use at elevated temperatures //Met. Trans. A. 1988.19A. № 4. P. 1027-1035.
6. Бочвар А. А. Металловедение. - М.: Металлур-гиздат, 1956. - 496 с.
7. Лужников Л.П. Деформируемые алюминиевые сплавы для работы при повышенных температурах. - М.: Металлургия, 1965. - 290 с.
8. Захаров М.В., Захаров А.М. Жаропрочные сплавы. - М.: Металлургия, 1972. - 384 с.
9. Лужников Л.П., Романова О.А. Жаропрочный деформируемый алюминиевый сплав Д20// Алюминиевые и магниевые сплавы. - М.: Обо-ронгиз, 1959. С. 19-37.
10. Шилова Е.И., Никитаева О.Г., Козловская В.П. и др. Теплостойкий сплав Д19//Алюминиевые сплавы. Вып. 3. Деформируемые сплавы. - М.: Машиностроение, 1964. С. 237-250.
11. Романова О.А., Фридляндер И.Н. Разработ-
ка и исследование теплопрочного ковочного алюминиевого сплава Д21//Алюминиевые сплавы. Вып. 3. Деформируемые сплавы. - М.: Машиностроение, 1964. С. 175-181.
12. Фридляндер И.Н., Романова О.А., Арчакова З.Н. Свойства сплава ВАД23//Алюминие-вые сплавы. Вып. 4. Жаропрочные и высокопрочные сплавы. - М.: Металлургия, 1966. С. 5-14.
13. Романова О.А. Жаропрочный деформируемый алюминиевый сплав Д21//МИТОМ. 1974. № 6. С. 9-13.
14. Алюминиевые сплавы. Промышленные деформируемые, спеченные и литейные алюминиевые сплавы: Справ. рук./Альтман М.Б., Амбарцумян С.М., Аристова Н.А. и др. - М.: Металлургия, 1972. - 552 с.
15. Чирков Е.Ф. Материал для новой техники// Авиационная промышленность. 1975. № 6. С. 68-70.
16. Чирков Е.Ф., Строганов Г.Б., Кузмин В.А. Пути повышения жаропрочности свариваемых алюминиевых сплавов//Авиационная промышленность. 1977. № 12. С. 61-63.
17. Фридляндер И.Н. Алюминиевые деформируемые конструкционные сплавы. - М.: Металлургия, 1979. - 208 с.
18. Квасов Ф.И., Фридляндер И.Н. Алюминиевые сплавы типа дуралюмин. - М.: Металлургия,
1984. - 240 с.
19. Илларионов Э.И., Колобнев Н.И., Горбунов П.З. Алюминиевые сплавы в авиакосмической технике. - М.: Наука, 2001. - 192 с.
20. Алюминиевые сплавы: Справ. 2-е изд. Промышленные алюминиевые сплавы/Алиева С.Г., Альтман М.Б., Амбарцумян С.М. и др. - М.: Металлургия, 1984. - 528 с.
21.Телешов В.В., Ураевская О.А., Коцюбинская О.В. и др. Влияние технологии изготовления на структуру и свойства штамповок из сплава ВД17//Технология легких сплавов.
1988. № 6. С. 44-48.
22. Шилова Е.И., Никитаева О.Г., Амбарцумян С.М. и др. Свойства сплавов системы алюминий-медь-магний-марганец//Металловедение легких сплавов. - М.: Наука, 1965. С. 78-87.
23. Чирков Е.Ф. О природе воздействия Си и Mg на эволюцию структуры и жаропрочность алюминиевых сплавов системы А1-Си-Mg//Texнo-логия легких сплавов. 2002. №4. С. 64-70.
24. Бич Э.Н., Косарев А.И., Крючкова А.П. и др. Длительная прочность и пластичность полуфабрикатов из сплавов Д16, Д20-1, АК4-1, ВАД23 //Технология легких сплавов. 1970. № 4. С. 24-29.
25. Бич Э.Н. Влияние природы упрочняющих фаз и характера их выделения на длительную прочность алюминиевых сплавов//Технология легких сплавов. 1977. № 12. С. 73-75.
26. Колобнев И.Ф., Захарова Г.В. Влияние фазового состава на жаропрочность алюминиевых сплавов//Алюминиевые и магниевые сплавы.
- М.: Оборонгиз, 1959. С. 57-67.
27. Елагин В.И. Легирование деформируемых алюминиевых сплавов переходными металлами. - М.: Металлургия, 1975. - 248 с.
28. Синельникова B.C., Подергин В.А., Реч-кин В.Н. Алюминиды. - Киев: Наукова думка. 1965. - 242 с.
29. Харитонова Л.Д. Исследование механизма влияния некоторых легирующих элементов на жаропрочность алюминиевых сплавов//Труды ГИПРОЦМО. 1960. Вып. 18. С. 5-43.
30. Романова О.А. Жаропрочные деформируемые алюминиевые сплавы, перспективы их разви-тия//МИТОМ.1983. № 7. С. 9-12.
31. Романова О.А. Роль отдельных добавок в повышении механических свойств жаропрочных деформируемых алюминиевых сплавов//Ме-талловедение легких сплавов. - М.: ВИЛС,
1985. С. 41-44.
32.Takeda М., Kamatsu A., Ohta М. et. al. The influence of Mn on precipitation behavior in Al-Cu//Scr. Mater. 1998. 39. № 9. P. 1295-1300.
33. Ланцова Л.П., Телешов В.В., Дмитриева М.Н. и др. Структура и свойства листов толщиной 1,0-2,5 мм из жаропрочного сплава АК4-2ч //МИТОМ. 1993. № 6. С. 13-17.
34. Микляев П.Г., Нешпор Г.С., Кудряшов В.Г. Кинетика разрушения. 2-е изд. - Челябинск: Металлургия. 1991. - 336 с.
35. Романова О.А., Аверкина Н.Н., Никишева Г.К. Влияние кремния на структуру и свойства жаропрочного алюминиевого сплава Д21// МИТОМ. 1982. № 3. С. 42-43.
36. Романова О.А., Аверкина Н.Н., Жегина И.П. и др. Влияние железа и никеля на структуру и свойства сплава АК4-1//Авиационные мате-риалы/Науч.-тех. сб. Вып. 1. - М.: ОНТИ ВИАМ. 1982. С. 51-60.
37. Романова О.А., Бобовников В.Н., Аверкина Н.Н. и др. Структура и свойства полуфабрикатов из жаропрочного алюминиевого сплава АК4-2//Авиационные материалы. 1989. № 4. С. 53-63.
38. Романова О.А., Бобовников В.Н. Жаропрочный деформируемый алюминиевый сплав АК4-2 (1143) для сверхзвуковых пассажирских самолетов//Цветные металлы. 1994. № 11. С. 56-58.
39. Телешов В.В., Романова О.А., Андреев Д.А.
и др. Влияния комплексного легирования переходными металлами на структуру и свойства сплава Д21//Металловедение и технология легких сплавов. - М.: ВИЛС, 2001. С. 129-145.
40. Пат. 2048577 РФ. Сплав на основе алюминия/ Фридпяндер И.Н., Романова О.А., Данилов С.Ф. и др.//БИ. 1995. № 32. С. 207.
41. Романова О.А., Аверкина Н.Н., Лебедева Н.С. и др. Влияние добавок германия на структуру и свойства сплавов системы Al-Cu-Mn (типа Д21)//Металловедение алюминиевых сплавов. - М.: Наука, 1985. С. 177-180.
42. Пат. 2222628 РФ. Жаропрочный сплав на основе алюминия и изделие, выполненное из него/Каблов Е.Н., Фридляндер И.Н., Романова О.А. и др.//БИ. 2004. №3 (III часть). С. 730-731.
43. Романова О.А., Аверкина Н.Н., Телешов В.В.
и др. Жаропрочный деформируемый алюминиевый сплав 1215//Авиационные материалы.
1989. № 4. С. 46-53.
44. Романова О.А., Бич Э.Н., Телешов В.В. и др.
Влияние температуры испытаний на механические свойства полуфабрикатов изжаропроч-ного сплава 1215 системы Al-Cu-Mn-Ge-Zr //Технология легких сплавов. 1989. № 9. С. 21-27.
45. Романова О.А., Телешов В.В. Особенности структуры и механических свойств полуфабрикатов из жаропрочных деформируемых алюминиевых сплавов АК4-2ч и 1215//Технология легких сплавов. 1997. № 1. С. 34-39.
46. Фридляндер И.Н., Романова О.А. Разработка жаропрочных деформируемых алюминиевых сплавов Д25 и 1215 системы Al-Cu-Mn //Авиационные материалы и технологии. Вып. «Перспективные алюминиевые, магниевые и титановые сплавы для авиакосмической техники». - М.: ВИАМ, 2002. С. 132-136.
47. Романова О.А., Якимова Е.Г., Телешов В.В. и др. Использование полуфабрикатов из нового жаропрочного сплава 1215 для изготовления греющихся конструкций//Авиационная промышленность. 2007. № 3. С. 33-38.
48. Фридляндер И.Н. Современные алюминиевые, магниевые сплавы и композиционные материалы на их основе//МИТОМ. 2002. № 7. С. 24-29.
49. Polmear I.J. The effects of small additions of silver on the aging of some aluminum alloys// Trans. Metal. Soc. of AIME. 1964. 230. № 6. P. 1331-1339.
50. Телешов В.В., Головлева А.П. Влияние малых добавок серебра и параметров технологии из-
готовления на структуру и свойства полуфабрикатов из сплавов системы Al-Cu-Mg-Ag-X.. (Обзор отечественной и зарубежной лите-ратуры)//Технология легких сплавов. 2006. № 1-2. С. 99-119.
51. Ringer S.P., Yeung W., Muddle B.C. et al. Precipitate stability in Al-Cu-Mg-Ag alloys aged at high temperatures//Acta Met. et Mater. 1994. 42. № 5. P. 1715-1725.
52. Starke E.A.Jr., Csontos A.A.S. Aluminum alloys for aerospace applications//Proc. 6th Int. Conf. on Aluminium Alloys (ICAA6). Toyohashi. 1998. P. 2077-2088.
53.Taminger K.M.B., Dicus D.L., Chellman D.J. et al. Evaluation of creep behavior of emerging aluminum alloys for supersonic aircraft applications//ICAA6. 1998. P. 1361-1366.
54. Телешов B.B., Капуткин Е.Я., Космачева Н.П. и др. Влияние химического состава сплавов системы Al-Cu-Mg-Ag на термические эффекты, выявляемые при дифференциальной сканирующей калориметрии//Технология легких сплавов, 2004. № 6. С. 3-11.
55. Телешов В.В., Андреев Д.А., Грловлева А.П. Влияние химического состава на прочность сплавов системы Al-Cu-Mg-Ag после нагрева при 180-210 °С//МИТ0М. 2006. № 3. С. 9-17.
56. Бер Л.Б., Телешов В.В., Уколова О.Г. Фазовый состав и механические свойства дефор’ мируемых алюминиевых сплавов системы AI-Cu-Mg-Ag-X//MHTOM. 2008. № 5. С. 15-22.
57. Пат. 2198952 РФ. С22С21/16. Жаропрочный деформируемый сплав на основе алюминия. /Телешов В.В., Давыдов В.Г., Захаров В.В. и др. Опубл. 20.02.2003//Бюл. № 5 (II ч.). С. 442.
58. Пат. 2226568 РФ. С22С21/16. Жаропрочный деформируемый сплав на основе алюминия. /Телешов В.В., Давыдов В.Г., Захаров В.В. и др. Опубл. 10.04.2004//Бюл. № 10 (III ч.). С. 556.
59. Fridlyander I.N., Antipov V.V., Fedorenko Т.Р., Jakimova E.G. Properties of Rolled and Extruded Semiproducts Made of New Al-Cu-Mg-Ag Heat-Resistant B-1213 Alloy//Proc. 10th Int. Conf. on Aluminium Alloys (ICAA10). Vancouver. 2006. P. 483-488.
60. Фридляндер И.Н., Антипов B.B., Колобнев Н.И.
и др. Конструкционные жаропрочные алюминиевые сплавы//75 лет. Авиационные материалы. Избранные труды «ВИАМ» 1932-2007. Юб. науч.-техн. сб. - М.: ВИАМ. - С. 172-180.
61. Polmear I.J. Control of precipitation processes and properties in aged aluminium alloys by trace element additions//Proc. 6th Int. Conf. on Aluminium Alloys (ICAA6), Toyohashi. 1998. P. 75-86.
62. Телешов В.В., Головлева А.П., Якимова Е.Г.
Влияние структурного состояния на соотношение свойств при искусственном старении прессованных и катаных полуфабрикатов из сплавов систем А1-Си и AI-Cu-Mg//Texнoлoгия легких сплавов. 1998. № 4. С. 7-15.
63. Телешов В.В., Андреев Д.А., Головлева А.П. и др. Сравнительный анализ характеристик трещиностойкости полуфабрикатов из жаропрочных алюминиевых сплавов//Металлове-дение и термическая обработка металлов. 1999. № 6. С. 32-36.
64. Телешов В.В., Воробьёв Н.А. О связи между химическим составом и прочностью жаропрочных деформируемых Al-Cu-Mg сплавов при различных видах статических испытаний//Ме-талловедение и термическая обработка металлов. 2000. № 3. С. 18-25.
65. Телешов В.В., Воробьёв Н.А., Андреев Д.А. и др. Закономерности изменения свойств жаропрочных алюминиевых сплавов системы А1-Cu-Mg-Xj//Пepcпeктивныe материалы. 2000. № 5. С. 13-22.
66. Андреев Д.А., Телешов В.В. Анализ влияния химического состава на свойства листов из алюминиевых сплавов системы A!-Cu-Mg-Xj//Texнo-логия легких сплавов. 2000. № 5. С. 15-22.
67. Телешов В.В., Андреев Д.А. Влияние химического состава на трещиностойкость полуфабрикатов из сплавов А^Си-К^-Х^/Металлы. 2001. № 2. Март-апрель. С. 100-107.
68. Телешов В.В. Математическая модель разупрочнения термически упрочняемых алюминиевых сплавов при перестаривании//Техноло-гия легких сплавов. 1997. № 4. С. 31-35.
69.Телешов В.В. Прогнозирование изменения прочностных свойств алюминиевых сплавов на стадии перестаривания//Металловедение и термическая обработка металлов. 1998. № 1. С. 30-34.
70. Телешов В.В., Якимова Е.Г. Разупрочнение жаропрочных алюминиевых сплавов системы Al-Cu-Mg-Xi и прогнозирование их поведения при длительном нагреве//Перспективные материалы. 2001. № 1. С. 35-42.
71. Телешов В.В., Андреев Д.А., Головлева А.П. Влияние химического состава на прочность сплавов системы Al-Cu-Mg-Agпосле нагрева при 180-210 °С.//Металловедение и термическая обработка металлов. 2006. №3. С. 9-17.
72. Фридпяндер И.Н. Закономерности изменения свойств алюминиевых сплавов при старении //В кн.: Алюминиевые сплавы. Металловеде-
ние алюминия и его сплавов. Справ, рук-во
- М.: Металлургия, 1971. С. 273-352.
73.Телешов В.В. К вопросу о построении диаграмм старения алюминиевыхсплавов//Техно-логия легких сплавов. 1997. № 5. С. 39-42.
74. Пат. 2131604 РФ. Способ сравнительной оценки жаропрочности термически упрочняемых алюминиевых сплавов/Телешов В.В., Якимова Е.Г. Опубл. 10.06.1999//Бюл. № 16. С. 494.
75. Телешов В.В., Андреев Д.А., Якимова Е.Г. и др. Изменение структуры и свойств катаных полуфабрикатов из сплава АК4-2ч при длительных низкотемпературных нагревах//Техноло-гия легких сплавов. 1999. № 3. С. 19-24.
76. Телешов В.В. Использование удельной электропроводимости для контроля разупрочнения греющихся деталей из жаропрочных термически упрочняемых алюминиевых сплавов//Авиа-ционная промышленность. 2003. № 1. С. 30-
35.
77. Телешов В.В. Влияние параметров перестари-вания на удельную электропроводимость полуфабрикатов из жаропрочных алюминиевых сплавов//Технология легких сплавов. 1999. № 1-2. С. 85-91.
78. Телешов В.В. Прогнозирование состояния деталей из жаропрочных конструкционных алюминиевых сплавов при эксплуатации самоле-та//Технология легких сплавов. 1999. № 1-2. С. 91-99.
79. Пат. 2140071 РФ. Способ определения ресурса работы несущего элемента из жаропрочного термически упрочняемого алюминиевого сплава в конструкции летательного аппарата/ Телешов В.В., Данилов С.Ф., Якимова Е.Г. Опубл. 20.10.1999//Бюл. № 29 (II ч.). С. 366.
80. Телешов В.В., Головлева А.П. Влияние длительных нагревов на восстановленную прочность жаропрочных алюминиевых сплавов системы Al-Cu-Mg в различном исходном состоянии (Т, Т1)//Технология легких сплавов. 2001. № 4. С. 5-17.
81. Пат. 2171985 РФ. Способ определения изменения свойств полуфабрикатов из жаропрочных алюминиевых сплавов после длительных нагревов/Телешов В.В., Андреев Д.А., Головлёва А.П. и др.Опубл. 10.08.2001//Бюл. №22 (II ч.).
С. 316-317.
82. Телешов В.В., Андреев Д.А., Головлева А.П. и др. Исследование свойств полуфабрикатов из жаропрочных алюминиевых сплавов в состоянии предельно допустимого разупрочне-ния//МИТОМ. 2001. № 5. С. 27-34.
