close

Вход

Забыли?

вход по аккаунту

?

Влияние режимов старения и низкотемпературной термомеханической обработки на строение характер выделения упрочняющих фаз механические и коррозионные свойства сплавов системы Al-Mg-Si-Cu

код для вставкиСкачать
На правах рукописи
СБИТНЕВА СВЕТЛАНА ВИКТОРОВНА
ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ СТАРЕНИЯ И НИЗКОТЕМПЕРАТУРНОЙ
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРОЕНИЕ, ХАРАКТЕР
ВЫДЕЛЕНИЯ УПРОЧНЯЮЩИХ ФАЗ, МЕХАНИЧЕСКИЕ И КОРРОЗИОННЫЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al-Mg-Si-Cu
Специальность 05.16.01
«Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов»
АВТОРЕФЕРАТ
диссертации на соискание ученой степени
кандидата технических наук
Москва
2018
2
Работа выполнена в Федеральном государственном унитарном предприятии
«Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов» Государственный научный центр Российской Федерации
(ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ)
Научный руководитель:
Официальные оппоненты:
Ведущая организация:
Лукина Ева Александровна
кандидат технических наук,
начальник лаборатории «Металлофизические исследования» ФГУП
«ВИАМ»
Рохлин Лазарь Леонович
доктор технических наук, профессор,
главный научный сотрудник
ИМЕТ РАН им. А.А. Байкова
Чеверикин Владимир Викторович
кандидат технических наук,
старший научный сотрудник кафедры
металловедения
цветных
металлов
ФГБОУ ВО «Московский государственный институт стали и сплавов»
ФГБОУ ВО «Национальный исследовательский университет «МЭИ»
Защита состоится «__» ___________ 2018 г. в ____ часов на заседании диссертационного совета Д 403.001.01 при ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по адресу:105005, г. Москва, ул. Радио, д. 17; тел.: (499) 261-86-77,
факс: (499) 267-86-09, e-mail: admin@viam.ru; www.viam.ru.
Отзывы на автореферат, заверенные печатью, просим направлять по адресу: 105005, г. Москва, ул. Радио, д. 17, ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ, ученому
секретарю диссертационного совета.
С диссертацией можно ознакомиться в научно-технической библиотеке ФГУП
«ВИАМ» ГНЦ РФ.
Автореферат разослан «____»_________________ 2018 г.
Ученый секретарь диссертационного совета,
кандидат технических наук
© ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ, 2018
© Сбитнева С.В., 2018
Шишимиров М.В.
3
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность работы
Свариваемые коррозионностойкие сплавы типа 6013 и 1370 системы
Al–Mg–Si–Cu, содержащие 0,8-1,2 масс. % Cu, обладают уникальным сочетанием прочностных, эксплуатационных и технологических свойств.
Поэтому в последние годы их применение в авиационной промышленности, в автомобильном транспорте и в других передовых отраслях все более
расширяется. Однако, после старения на максимальную прочность, сплавы
проявляют склонность к межкристаллитной коррозии (МКК). Для получения в этих сплавах сочетания высокой прочности с отсутствием склонности к МКК, необходимо установить закономерности формирования упрочняющих выделений, их морфологию, характер выделений и разработать
соответствующие режимы старения и низкотемпературной термомеханической обработки (НТМО).
Согласно фазовой диаграмме для равновесного состояния сплавов
системы Al–Mg–Si–Cu характерно присутствие двух фаз: кубическая
 - фаза (Mg2Si) и гексагональная Q - фаза (Al5Cu2Mg8Si6). Фазы, в которых
мотив расположения атомов Mg и Si напоминает их расположение в
 - фазе, называют фазами  - типа. Фазы, в которых координация атомов
Al, Mg, Si и Cu близка к координации этих атомов в равновесной Q - фазе,
называют фазами Q - типа. Сведения об особенностях кристаллической
структуры фаз Q - типа весьма противоречивы. Данные о том, какие температурно-временные области соответствуют выделениям фаз Q - типа, в
литературе отсутствуют. В настоящей работе вопросы кристаллической
структуры фаз, формирующихся в процессе старения, изучаются в связи с
прикладными задачами улучшения комплекса свойств сплавов системы
Al-Mg-Si-Cu.
Цель работы
Научной целью работы является установление закономерности изменения кристаллической структуры упрочняющих выделений, механических и коррозионных свойств листов из сплавов типа 6013 и 1370 системы
Al–Mg–Si–Cu в зависимости от режимов старения и низкотемпературной
термомеханической обработки. Для достижения поставленных целей
сформулированы следующие задачи:
1. Разработать метод определения характеристик кристаллической
структуры фаз Q - типа в сплавах типа 6013 и 1370 системы Al–Mg–Si–Cu.
2. Для сплавов типа 6013 и 1370 системы Al–Mg–Si–Cu построить
диаграммы фазовых превращений при старении (ДФПС) и температурновременные карты механических и коррозионных свойств. Установить температурно-временные области существования упрочняющих фаз β - и
Q - типа.
4
3. На основе построенных диаграмм фазовых превращений при старении и температурно-временных карт механических и коррозионных
свойств листов из сплавов типа 6013 и 1370 выбрать режимы ступенчатого
старения и низкотемпературной термомеханической обработки, обеспечивающие при отсутствии склонности к межкристаллитной коррозии высокий
уровень прочностных свойств (δ ≥ 7 %, в ≥ 385 МПа, .2 ≥ 340 МПа).
Научная новизна работы
1. С применением просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения и метода дефокусировки в сплавах типа 6013 и 1370 системы Al–Mg–Si–Cu установлено существование неравновесных фаз
Q - типа (Q1', Q2', Q3', Q4) с гексагональной кристаллической решеткой и
ориентационным соотношением [100]Al||[0001]Q. Определены характеристики кристаллической структуры (морфология, периоды решетки, габитус) упрочняющих выделений Q - типа (Q1', Q2', Q3', Q4').
2. Методами просвечивающей электронной микроскопии, дифференциальной сканирующей калориметрии и рентгеновского фазового анализа в сплавах типа 6013 и 1370 системы Al–Mg–Si–Cu установлены температурно - временные области существования неравновесных фаз Q - типа (Q1', Q2', Q3', Q4'), образующиеся при распаде пересыщенного твердого
раствора.
3. Установлено, что применение низкотемпературной термомеханической обработки в сплавах типа 6013 и 1370 системы Al–Mg–Si–Cu приводит к смещению областей существования β''-, β'- фаз и Q1'-, Q2'-, Q3'-,
Q4'- фаз в сторону более низких температур и коротких выдержек.
Практическая значимость работы
1.
Для сплавов типа 6013 и 1370 системы Al–Mg–Si–Cu построены диаграммы фазовых превращений при старении и температурновременные карты механических и коррозионных свойств.
2.
На основании анализа построенных диаграмм фазовых превращений при старении и температурно-временных карт механических и
коррозионных свойств для листов сплава типа 6013 выбран ступенчатый
режим старения 170 °С, 1,5 ч + 200 °С, 4 ч, обеспечивающий снижение
чувствительности к межкристаллитной коррозии при высоких прочностных характеристиках.
Для сплава типа 6013 выбран режим низкотемпературной термомеханической обработки 170 °С, 1,5 ч + ɛ = 20 % + 200 °С, 4 ч, позволивший
исключить склонность сплава к межкристаллитной коррозии при сохранении высокого уровня прочностных характеристик.
3.
На основании анализа построенных диаграмм фазовых превращений при старении и температурно-временных карт механических и
коррозионных свойств для листов сплава 1370 выбран ступенчатый режим
старения 145 °С, 17 ч + 165 °С, 15 ч, позволивший понизить чувствитель-
5
ность сплава к межкристаллитной коррозии и повысить прочностные характеристики. Режим рекомендован для изготовления корпусов приборов
космической техники, применяемой в системе «ГЛОНАСС».
Для сплава 1370 выбран режим низкотемпературной термомеханической обработки 145 °С, 17 ч + ɛ = 20 % + 165 °С, 15 ч, позволивший исключить склонность к межкристаллитной коррозии при сохранении высокого уровня прочностных характеристик.
Положения, выносимые на защиту
1. Определение кристаллической структуры, ориентационных соотношений, морфологии и габитуса неравновесных Q1'-, Q2'-, Q3'-, Q4'- фаз.
2. Построение диаграмм фазовых превращений при старении сплавов
типа 6013 и 1370 системы Al–Mg–Si–Cu, температурно-временных карт
механических и коррозионных свойств, выбор на их основе режимов ступенчатого старения и низкотемпературной термомеханической обработки.
Личный вклад автора состоит в обобщении структурных данных,
разработке метода определения характеристик фаз Q - типа, сходных по
кристаллической структуре, установлении связи структурных особенностей материала со свойствами. Это позволило осуществить системный
подход к выбору ступенчатого старения и низкотемпературной термомеханической обработки.
Достоверность полученных результатов обеспечивается применением современных методов исследований, использованием современного испытательного, аналитического, исследовательского оборудования, методик, аттестованных государственной и международной службами стандартизации и метрологии.
Апробация работы
По материалам диссертации сделано 8 докладов: на 15 Уральской
школе металловедов–термистов, г. Екатеринбург, 2000 г.; на Международной конференции по Al-сплавам «International Conference on
Aluminum Alloys, ICAA» 2002 г.; на Международной конференции
JUNIOR EUROMAT, Lausanne, 2004 г.; на Международную научнотехническую конференцию «Современные проблемы металловедения
сплавов цветных металлов», г. Москва, МИСиС, 2009 г.; на 12 международной конференции по алюминиевым сплавам «ICAA-12», Йокогама,
Японский Институт легких металлов, 2010 г.; на VIII Всероссийской конференции по испытаниям и исследованиям свойств материалов «ТестМат»,
ФГУП «ВИАМ», 2016 г.; на научно-технической конференции «Металловедение и современные разработки в области технологий литья, деформации и термической обработки легких сплавов», ФГУП «ВИАМ», 2016 г.;
6
на XXVI Российской конференции по электронной микроскопии, г.
Москва, Зеленоград, 2016 г.
Публикации
По результатам исследований опубликовано 10 печатных работ, из
них 8 в журналах, рекомендованных ВАК.
Структура и объем диссертации
Диссертация содержит 130 страницы текста, 53 рисунка, 5 таблиц,
состоит из введения, 5 глав, выводов и перечня источников из 118 наименований.
Основное содержание работы
Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цели и
задачи, научная новизна работы, показана практическая значимость полученных результатов. Сформулированы основные положения, выносимые
на защиту.
В первой главе проанализирована кристаллическая структура
упрочняющих выделений (зон Гинье-Престона, равновесных и неравновесных фаз) в сплавах систем Al-Mg-Si, Al-Cu, Al-Cu-Mg, Al-Mg-Si-Cu;
химический состав промышленных сплавов на основе систем Al-Mg-Si и
Al-Mg-Si-Cu; режимы термической обработки этих сплавов. Особое внимание уделено диаграммам фазовых превращений при старении сплавов на
основе систем Al-Mg-Si и Al-Mg-Si-Cu. На основании литературного обзора сформулированы цели и задачи исследования.
Вторая глава содержит описание материалов, оборудования и методик исследования.
В качестве объекта исследования выбраны неплакированные листы
толщиной 1,6 мм из сплава типа 6013 и неплакированные листы толщиной
1,2 мм из сплава 1370 производства ОАО «Каменск-Уральский металлургический завод».
Диаграммы фазовых превращений при старении для сплавов типа
6013 и 1370 строили по единой методике, сетку режимов старения выбирали в области температур от 130 до 230 °С с шагом 20 градусов и временную область от 1 до 32 ч с кратностью 2 в логарифмическом масштабе.
Для анализа фазовых превращений в низкотемпературной области
старения сплавов типа 6013 и 1370 системы Al-Mg-Si-Cu применяли дифференциальную сканирующую калориметрию (ДСК). Кривые ДСК получали в калориметре DSC-111 при нагреве образцов со скоростью 10 °С/мин
в алюминиевом тигле в атмосфере гелия. В качестве эталона применяли
чистый алюминий.
Исследования структуры проведены методами рентгеновского фазового анализа (РФА) и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) с
анализом картин микродифракции. РФА проводили на дифрактометре
7
D/MAX-2500 фирмы "RIGAKU" в монохроматическом CuKα-излучении.
Диапазон сканирования находился в интервале углов 2θ от 20º до 70º.
Период решётки определяли дифрактометрическим методом с поправками на температуру съёмки и на смещение плоскости фокусировки
путём съёмки эталона из порошка вольфрама.
Морфологию выделений упрочняющих фаз изучали методом просвечивающей электронной микроскопии на микроскопах JEM 200CX фирмы «JEOL» и Tecnai G2 F20 фирмы «FEI Europe B.V., P.O.». Локальный
химический состав фазовых составляющих определялся методом рентгеноспектрального микроанализа с применением энергодисперсионного
спектрометра X-Max80Т для ПЭМ. Образцы для исследований представляли собой фольги, полученные методом струйной полировки в кислотноспиртовом электролите, охлажденном до минус 38°С на установке
«TENUPOL-5» фирмы STRUERS.
Механические свойства при растяжении (σв, σ0,2, δ) определяли на
плоских образцах в продольном направлении в соответствии с
ГОСТ 1497-84. Продольная ось образцов, предназначенных для испытаний
на растяжение, соответствовала направлению прокатки листов.
Для испытаний на МКК в соответствии с ГОСТ 9.021-74 применяли
два режима. В случае режима 1 образцы выдерживали в растворе
3% NaCl + 10 мл/л 33% H2O2 в термостате при температуре 30  2 °С, время испытаний — 6 часов. Испытания по второму, более жёсткому режиму
проводили в растворе 3% NaCl + 10 мл/л HCl, время испытаний — 24 часа.
На точку испытывали не менее 6 образцов длиной 30 мм. Измеряли глубину очагов поражения и их общее количество на шлифах.
Электропроводимость листов сплава типа 6013 измеряли методом
вихревых токов при комнатной температуре на установке ВЭ-17Нц в соответствии с ГОСТ 27333-87.
С целью снижения склонности листов из сплавов типа 6013 и 1370
системы Al-Mg-Si-Cu к межкристаллитной коррозии применили низкотемпературную термомеханическую обработку по схеме: закалка → старение
→ деформация → старение.
Для листов сплава типа 6013 проведено систематическое исследование двухступенчатого старения с первой ступенью 170 °С, 1,5 ч, промежуточной холодной прокаткой со степенью деформации ɛ = 20 % и варьированием второй ступени старения в интервале температур от 190 до 230 °С с
шагом 20 градусов и выдержек от 1 до 32 ч.
В третьей главе представлен разработанный метод определения
кристаллической структуры упрочняющих выделений Q - типа и проведен
анализ фазового состава и структурных особенностей выделений Q - типа.
На поздних стадиях старения (при температурах выше 190 °С) в
сплавах системы Al-Mg-Si-Cu выделяются неравновесные фазы Q-типа,
близкие по кристаллической структуре к равновесной Q (Al5Cu2Mg8Si6) - фазе.
8
Поскольку выделяющиеся фазы имеют близкие кристаллические структуры, возникают затруднения при идентификации наблюдаемых рефлексов.
Для решения этой задачи применяли метод дефокусировки, который позволил по взаимному смещению темнопольных изображений частиц при
изменении фокусного расстояния (при недофокусировке или перефокусировке) судить о принадлежности близко расположенных рефлексов на картине микродифракции к той или иной фазе Q-типа. В работе изучена кристаллическая структура фаз, выделяющихся в сплаве типа 6013 системы
Al-Mg-Si-Cu после старения по режиму 230 °С, 32 ч.
Для идентификации рефлексов проводили съемки картин микродифракции от неравновесных фаз при небольших отклонениях под разными
углами от симметричного положения оси зоны <100>Al. Все наблюдавшиеся рефлексы на картинах микродифракции с помощью дефокусировки
темнопольных изображений разделяли на системы рефлексов отдельных
фаз. В результате такой систематизации в исследованных образцах выявлены четыре системы рефлексов, то есть четыре неравновесные фазы
Q1', Q2', Q3', Q4' с различной кристаллической структурой.
Для каждой из четырёх фаз Q - типа в сечениях обратной решётки
проведены измерения длин радиус-векторов, определены соответствующие межплоскостные расстояния и рассчитаны периоды решётки а и с
(таблица 1).
Фаза
Q1'
Q2'
Q3'
Q4'
Таблица 1 - Характеристики неравновесных фаз Q-типа
a,нм
c,нм Форма частиц
ОС
Габитус
0.237
0.405
Стержни
[100]Al||[0001]Q
—
0.453
0.405
Рейки
{320}Al
-0.276
0.405
---0.384
0.405
----
Результаты темнопольных исследований показали, что частицы
Q1'- фазы имеют форму стержней, ориентированных вдоль <100>Al; частицы Q2'- фазы, частицы Q3'- фазы и частицы Q4'- фазы имеют форму реек,
вытянутых вдоль направления [100]Al с габитусом {320}Al (Рис.1).
9
022
020
000
020
022
002
000
а
б
022
020
022
020
002
000
000
002
в
002
г
Рисунок 1 - Темнопольные изображения частиц фаз Q - типа в их рефлексах:
a) частицы Q1'- фазы; б) частицы Q2'- фазы; в) частицы Q3'- фазы; г) частицы
Q4'- фазы. Ось зоны <100>Al
Неравновесные Q1', Q2', Q3', Q4'- фазы, как и равновесная Q - фаза, являются гексагональными с ориентационным соотношением [100]Al||[0001]Q.
Период решетки с = 0,405 нм одинаков для всех модификаций фаз Q - типа. Неравновесные модификации различаются по форме выделений и периоду решетки а.
Методом просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения (ПЭМ ВР) в работе проверена справедливость индицирования фаз
выделений, полученных методом дефокусировки. Для этого получено
электронномикроскопическое изображение высокого разрешения на котором наблюдаются фрагменты трёх неравновесных фаз Q - типа (Q1', Q2',
Q4'), имеющих разнообразную форму и размеры от 4 до 30 нм (рис. 2). С помощью Фурье - преобразования определили положение рефлексов в обратном пространстве, обусловленное положением колонок атомов в реальном
10
пространстве. Расчётное расположение рефлексов сравнили с экспериментальной картиной Фурье-образа.
Рисунок 2 - Изображение кристаллической решетки фрагментов Q1'-, Q2'-,
Q4'- фаз, полученное с помощью ПЭМ ВР. Ось зоны <100>Al
Расчётное расположение рефлексов от Q1', Q2' и Q4'-фаз удовлетворительно описывает Фурье – образ (рис. 3), полученный методом Фурье преобразования картины прямого разрешения, показанной на рис. 3. Кроме
рефлексов, отмеченных на Фурье - образе (рис. 3), соответствующих вершинам шестигранников на рисунке 1, можно отметить наличие рефлексов
от кристаллографически эквивалентной модификации Q2'- фазы. Эти рефлексы совпадают с вершинами исходного шестигранника от Q2'- фазы
при его повороте на 90° (30°). Интенсивность двух из шести рефлексов
этого шестигранника сравнительно низкая. Аналогичное преобразование
позволяет получить дополнительную группу из шести рефлексов Q1'- фазы,
два из которых также имеют низкую интенсивность сравнительно с интенсивностью рефлексов мотива, выбранного на схеме рис. 3.
022
020
022
Q'
4
Q'
2
002
002
Q'
022
1
020
022
Рисунок 3 - Картина Фурье-преобразования от прямого разрешения исследуемого участка и совмещённые с ней расчётные положения рефлексов от
Q1'-, Q2'-, Q4'- фаз, полученные с применением метода перефокусировки
11
В работе представлена модель расположения колонок атомов указанных фаз в реальном пространстве, полученная методом цветовой реконструкции изображения высокого разрешения (рис. 4). Модель является
результатом
суммирования
изображений
обратного
Фурьепреобразования, полученных методом фильтрации Фурье-образа с применением масок, соответствующих отмеченным на схеме рефлексам. Цвета
колонок (синий, зелёный и красный), содержащих атомы каждой из трёх
обнаруженных фаз, соответствуют цветам шестигранников на схеме, наложенной на Фурье-образ на рисунке 3.
Рисунок 4 - Модель расположения атомов в плоскости базиса (0001)Q кристаллической решетки Q1', Q2' и Q4'- фаз, полученная методом обратного
Фурье-преобразования. Колонки атомов Q1'- фазы имеют синий цвет,
Q2'- фазы — зеленый цвет, Q4'- фазы — красный цвет
В плоскостях (100)Al матрицы наблюдаются кристаллографически
эквивалентные ориентировки частиц Q1' - фазы с направлением роста
вдоль плоскости фольги (рис. 5).
(100)Al|| (0001)Q1'
а
б
в
Рисунок 5 - Изображение кристаллической решетки фрагментов частиц
Q - типа: а) электронномикроскопическое изображение исследуемого
участка; б) модель расположения атомов в призматических плоскостях
(1000) ; в) картина Фурье-преобразования от прямого разрешения исследуемого участка. Ось зоны <100>Al.
12
Таким образом, методом ПЭМ ВР подтверждена справедливость результатов определения кристаллической структуры и периодов решётки
фаз Q - типа, полученных методом дефокусировки, а также установлено,
что частицы, образующиеся на поздних стадиях старения в сплавах типа
6013 и 1370 системы Al-Mg-Si-Cu, представляют собой конгломераты из
фрагментов частиц Q - типа неравновесных модификаций с разнообразной
формой и размерами от 4 до 30 нм.
В четвертой главе построены ДФПС и температурно-временные
карты механических и коррозионных свойств листов из сплава типа 6013.
На основании анализа данных карт выбраны режимы старения и НТМО.
При построении ДФПС для определения фазового состава состаренных образцов применяли метод дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК), особенно эффективный в случае определения температурной области существования низкотемпературных выделений (зон ГП и когерентных частиц - фазы).
Влияние температуры и длительности одноступенчатого старения на
характер тепловых эффектов иллюстрируется серией кривых нагрева ДСК
после различных режимов старения (рис. 6).
Рисунок 6 - Кривые ДСК при нагреве со скоростью 10 °С/мин в среде гелия: 1) исходное состояние (ЕС); 2) 170 °С, 1 ч; 3) 170 °С, 4 ч; 4) 170 °С, 32 ч;
5) 190 °С, 1 ч; 6) 190 °С, 4 ч; 7) 190 °С, 32 ч; 8) 230 °С, 1 ч; 9) 230 °С, 4 ч;
10) 230 °С, 32 ч
В работе, с помощью ДСК, установлена температурно-временная
область появления в сплаве типа 6013 при низкотемпературном старении
(ниже 170 °С) зон ГП и когерентной β'' - фазы.
Для исследования фазового состава в области высокотемпературного
старения применяли рентгеноструктурный анализ. На дифрактограмме образца, состаренного по режиму 230 °С, 32 ч, обнаружены сильные линии от алюминиевого твёрдого раствора и слабые линии от частиц фаз Q - типа (рис. 7). При
13
более низких температурах старения частицы фаз ,  и
имеют малую
толщину и низкую объемную долю, а также вызывают сильные упругие
напряжения. Эти особенности кристаллической структуры выделений вызывают размытие их линий и понижают величину максимума интенсивности линий указанных фаз. Поэтому линии выделений неравновесных фаз
 - типа и Q - типа на дифрактограммах практически неотличимы от фона.
Рисунок 7 - Дифрактограмма листа из сплава типа 6013 после закалки, ЕС
и старения по режиму 230 °С, 32 ч. CuK-излучение
С применением рентгеноструктурного анализа установлено, что на
дифрактограмме образца сплава типа 6013, состаренному по режиму 230 °С,
32 ч присутствуют слабые линии от частиц выделений равновесной Q - фазы и неравновесных фаз Q - типа.
Для исследования выделений упрочняющих фаз, их морфологии и
плотности распределения в объеме применяли просвечивающую электронную микроскопию с анализом картин микродифракции.
По результатам проведенных исследований методами просвечивающей электронной микроскопии, дифференциальной сканирующей калориметрии и рентгеноструктурного анализа для сплава типа 6013 построена
ДФПС, на которую нанесены температурно-временные области существования фаз Q - типа (рис. 8). Проанализированы соответствующие температурно-временные карты механических свойств, склонность к МКК (рис. 9).
При старении листов сплава типа 6013 по режимам в области температур
выше 150 °C и длительностей больше 4 ч образуются неравновесные выделения
- фазы, выявляемые методом ПЭМ, начиная с режима старения 150 °C, 4 ч.
Они имеют форму игл с сечением размером (10-15)  (10-15) нм, вытянутых вдоль направлений <100>Al. Механические свойства листов, состаренных по указанному режиму следующие: σв = 355 МПа, σ0.2 = 220 МПа,
δ = 24 %. В результате одноступенчатого старения при температурах
170-190 °С листы приобретают максимальную прочность (σв = 390 МПа,
σ0.2 = 325 МПа,  = 19 %). Этому соответствует наибольшая объёмная доля и
плотность таких частиц.
14
Т, °С
Q1'+Q2'+
Q3'+Q4'
Q1'+Q2'+Q3'
β'+Q1'+Q2'
β'+Q1'
ГП+β''
ГП
час
Рисунок 8 - ДФПС при одноступенчатом старении листов из сплава типа 6013
Кроме выделений - фазы при таком старении наблюдаются более
крупные частицы неравновесных - фазы диаметром от 15 нм и длиной от
50 нм и частиц Q'1- фазы. Дальнейшее повышение температуры старения
свыше 170 °С и 190 °С при длительности выдержек 32 ч и 6 ч, соответственно, приводит к образованию частиц Q'2 - фазы. При температурах старения свыше 190 °С выделяются частицы Q3'- и Q4'- фаз. В этой фазовой
области происходит перестаривание: значения σв снижаются до
340 - 360 МПа, σ0.2 - до 295 МПа, δ - до 11 %.
В работе для уточнения температурных интервалов выделения фаз
β'', β' и фаз Q - типа с применением метода электрического сопротивления (ρ),
построена температурно-временная карта электропроводимости () (рис. 9 г).
Из-за обеднения пересыщенного твердого раствора легирующими компонентами, в данном случае, Mg, Si и Cu, с увеличением температуры и длительности старения  растет.
Зависимость склонности к МКК листов из сплава типа 6013 от режимов одноступенчатого старения представлена на рис. 9д. Наибольшая
склонность к МКК проявляется при тех режимах старения, которые соответствуют достижению максимальных значений σв и σ0.2 и фазовому составу с преобладанием частиц ''- фазы в объёме зёрен, а также частиц '- фазы и фаз Q - типа на ГЗ. В случае недостаривания и перестаривания склонность к МКК отсутствует, так как фазовый состав выделений в объёме зёрен и на ГЗ выравнивается.
15
а
б
г
в
д
Рисунок 9 - Температурно-временные карты: а) σв, МПа; б) σ0.2, МПа; в) δ, %;
г) γ, МСм/м; д) склонность к МКК, мм для одноступенчатого старения листов из сплава типа 6013
Для уточнения положения температурно - временных областей образования неравновесных β''-, β'- фаз и фаз Q - типа представлена зависимость
периода решётки, а, от режима одноступенчатого старения (рис. 10).
Рисунок 10 - Температурно-временная карта периода решётки (а, нм) для
одноступенчатого старения листов из сплава типа 6013
При температурах старения 130-140 °С в процессе старения до 32 ч
период решетки (а) пересыщенного твердого раствора не меняется, так как
при этих температурах происходит образование неравновесных фаз (зон ГП и
16
''-фазы . При температурах 170-190 °С и длительностях старения (1-3 часа) величина а твёрдого раствора увеличивается с 0,40525 до 0,40540 нм.
Это связано с тем, что одновременно с выделением - фазы начинается
выделение фаз Q - типа, содержащих Cu. При температурах 170-190 °С, а
также при более высоких температурах 200-230 °С с увеличением длительности старения а снижается. Наличие максимума значения периода
решётки при температурах 170-190 °С и длительностях старения (1-2 часа)
объясняется обеднением твердого раствора медью за счет выделения фаз
 - типа ( и ), что приводит к подавлению интенсивного зарождения
выделений фаз Q - типа.
В случае одноступенчатого старения листов сплава типа 6013, при
температурах выше 210 °С и ниже 150 °С склонность к МКК отсутствует,
но прочностные свойства ниже, чем при старении на максимальную прочность, где склонность к МКК высокая (0,17 мм). С целью улучшения комплекса свойств листов из сплава типа 6013 в работе опробованы двухступенчатые режимы старения и НТМО.
В работе на основании анализа зависимостей механических свойств
листов из сплава типа 6013 от длительности старения при заданных температурах старения определена температурно-временная область, где одновременно выполняются условия: σВ ≥ 360 МПа, σ0.2 ≥ 240 МПа, δ ≥ 21 % (рис. 11).
Режим первой ступени старения - 170 °С, 1,5 ч выбран из этой температурновременной области. Данный режим находится на ДФПС в температурновременной области выделения β''- фазы.
Рисунок 11 – Температурно – временная область термической обработки
листов из сплава типа 6013, для которой выполняются условия:
σВ ≥ 360 МПа, σ0.2 ≥ 240 МПа, δ ≥ 21 %
В работе построены температурно-временные карты механических
свойств листов из сплава типа 6013, состаренных по двухступенчатым режимам старения с первой ступенью старения 170 °С, 1,5 ч (рис. 12). При
сравнении карт механических свойств при одно- и двухступенчатом старении в интервале температур 130-230 °С и длительностях старения от 1 до
17
32 ч установлено, что применение двухступенчатого старения эффективнее
повышает прочностные характеристики, чем одноступенчатое старение.
Однако, в результате применения первой ступени 170 °С, 1,5 ч кине
в,
Max
,, МПа
Max
МПа

в, МПа
МПаMax
Max
МПаMax
Max
тика старения
замедляется.
в,

Max
, МПа
MaxMax


230
230
230
220 220
220
220 220
220
220
220
220
210
210
210
200
200
200
200 200
200
190 190
190
1
1
1 2
2
2
4 8
4
8 16
4
8
Выдержка,
Выдержка,
ч чч
Выдержка,
16
16 32
Температура
Температура
Температура
Температура
210 210
210
210 210
210
200 200
200
190 190
190
11 2
1
32
32
Температура
Температура
230
230
Температура
230
Температура
Температура
230
230 230
190
190
190
2 4
4 8
8 16
2
4
8
Выдержка,
Выдержка,
ч чч
Выдержка,
16
1632
32
32
1
11 2
2 4
48
816
2
4
8
Выдержка,
Выдержка,
ч чч
Выдержка,
16
32
16
32
32
а
б
в
20%20%


20%



,, МПа
20%
, МПа
20%
в,
МПа
20%
в,

Рисунок
-20%
Температурно-временные
карты
МПа
20% механических свойств сплаМПа
в,12
МПа
20%
ва типа 6013 (в, МПа (а); 0.2, МПа (б) и δ, % (в)) после двухступенчатого
старения с первой ступенью 170 ºС, 1,5 ч
230
230
220 220
220
220 220
220
220
220
220
Температура
Температура
Температура
Температура
Температура
Температура
Температура
230
Температура
230 230
230
Температура
230 230
230
Замедление кинетики старения в случае двухступенчатого старения
объясняется тем, что в результате распада пересыщенный твердый раствор
на первой ступени старения обедняется и уменьшается его пересыщение движущая сила фазовых превращений при старении. Размер упрочняющих
выделений
в случае
двухступенчатого
меньше,
а
Выдержка,
ч старения оказывается
Выдержка,
ч
Выдержка,
Выдержка,
Выдержка,
ч
Выдержка,
Выдержка, чч
Выдержка,чч
Выдержка, чч
плотность их распределения в объёме зёрен - выше, чем в случае одноступенчатого старения, что обеспечивает небольшое дополнительное упрочнение. Фазовые области при этом смещаются в сторону более низких тем 1 step
(Рис.
, МПа 13).
1 stepВ соответствии со смещенипературв,иМПа
более
коротких выдержек
1 step
ем фазовых областей смещаются и области равной прочности и относительного удлинения листов, то есть происходит незначительное расширение температурного интервала их существования.
210 210
210
200 200
200
200 200
200
190 190
1190 1 2
1
2
2
4
4 8
4
8 16
8
16 32
16
32
32
190 190
1190
210
210
210
200
200
200
190
1 2
1
2 4
2
4 8
4
8 16
8
1632
16
32
32
190
1 190 1 2
1
230
230
220
220
220
T, °C
210
210
Q1'+Q2'+
Q3'+ Q4'
200
200
190
190
Температура
230
Температура
Температура
210 210
210
2 4
2
48
4
816
8
1632
16
32
32
4
8
16
32
210
200
Q1'+Q2'+ Q3'
1
2
4
8
Выдержка, ч
16
32
190
1
2
4
8
Выдержка, ч
16
32
1
β'+Q1'+Q2'
2
Выдержка, ч
β'+Q1'
ГП+β'
'
час
Рисунок 13 - ДФПС при одноступенчатом старении листов из сплава типа
6013 в сопоставлении с ДФПС при двухступенчатом старении с первой
ступенью 170 ºС, 1,5 ч (смещение фазовых областей отмечено стрелками)
18
На основании анализа построенной диаграммы фазовых превращений при старении сплава типа 6013 и температурно-временных карт механических и коррозионных свойств выбран двухступенчатый режим старения: 170 °С, 1,5 ч + 200 °С, 4 ч. Данный режим обеспечивает достижение
уровня прочностных свойств В = 385 МПа, 0.2 = 340 МПа, δ = 19,5 % при
низкой склонности к межкристаллитной коррозии (МКК ≤ 0,05 мм).
С целью снижения склонности листов из сплава типа 6013 к МКК
применили низкотемпературную термомеханическую обработку по схеме:
закалка → старение → деформация → старение. Известно, что промежуточная деформация между ступенями старения приводит к выравниванию
фазового состава в объёме и на границе зерна, одновременно обеспечивая
дополнительное упрочнение. Для выбора степени промежуточной холодной прокатки проведены исследования двухступенчатого старения образцов сплава типа 6013 со степенью холодной прокатки 5 %, 15 % и 20 % после первой ступени старения. Проведенные структурные исследования образцов показали, что с увеличением степени холодной прокатки размер
упрочняющих выделений уменьшается, а плотность их распределения в
объеме зерна увеличивается, что связано с большей плотностью дислокаций, образовавшихся в процессе деформации. Упрочняющие выделения
β'- и Q1в,'-в,МПа
фаз
гетерогенно
зарождаются
на
дислокациях. Поэтому
случае

МПа
Max
, МПа
Max
Max
вMax

в,
МПаMax
Max
, МПаMax
Max

Max
, МПа

холодной прокатки со степенью 20 % плотность их выделения больше, а
размеры меньше, чем в случае холодной прокатки со степенями 5 % и
15 %. Образования указанных неравновесных выделений при  = 20 % также существенно ускоряется по сравнению с их образованием при  = 5 % и 15 %.
Температурно-временные карты изменения B, 0.2 и  листов сплава
типа 6013 при двухступенчатом старении с первой ступенью 170 °С, 1,5 ч,
промежуточной холодной прокаткой со степенью деформации 20 % и ваВыдержка, ч
Выдержка, ч
Выдержка,
ч
Выдержка,
чв чинтервале температур
Выдержка,
Выдержка,
Выдержка,
ч до
рьированием
второй
ступени старения
от ч190
Выдержка,
ч ч
Выдержка,
230 °С и выдержками от 1 до 32 ч представлены на рис. 14.
20%
230
230 230
220
220 220
220
220 220
220
220 220
Температура
Температура
Температура
Температура
Температура
Температура
230
230 230
Температура
Температура
Температура
230
230 230
210
210 210
210
210 210
210
210 210
200
200 200
200
200 200
190
190 190
1
1
1
2
2
4
2
4
4 8
8
16
32
8 16 16 32 32
200
200 200
190
190 190
1
2
1
1 2
2 4
4
4 8
8
8 16
16
1632
32
32
190
190 190
1
2
1
12
230
230 230
220
220 220
220
220 220
220
220 220
Температура
Температура
Температура
210
210 210
190
190 190
1
1
1
2
2
4
8
16
4
4 8
8 16
Выдержка,
Выдержка,
чч ч
Выдержка,
2
32
16 32 32
190
190 190
1
2
1
1 2
32
1632
200
200 200
4
8
16
4 8
8 16
Выдержка,
Выдержка,
чч ч
Выдержка,
2 4
1632
32
32
190
190 190
1
2
1
12
4
8
16
4
2Выдержка,
48
816
Выдержка,
чч ч
Выдержка,
1632
32
230
230
220
220
220
200
210
Температура
230
Температура
Температура
а
в
б
Рисунок 14 - Температурно-временные карты механических свойств спла1 step ста ЕС,
ва типав,6013
после обработки на 
твёрдый
раствор,
закалки в воде,
, МПа 1
step
МПа 1 step
рение с первой ступенью 170 °С, 1,5 ч и с промежуточной холодной прокаткой
со степенью 20 %: а) в, МПа; б) 0.2, МПа; в) δ, %
210
32
210
210 210
200
200 200
200
200 200
16
816
Температура
Температура
Температура
230
230 230
Температура
Температура
Температура
230
230 230
210
210 210
8
48

20%20%



, МПа
20%

, МПа

, МПа20%
20%
МПа
20%
в,в,
МПа
в,
МПа20%
20%
4
2 4
210
200
200
190
190
32
19
Таким образом, режим НТМО обеспечивает небольшое дополнительное упрочнение. Фазовые области смещаются в сторону более низких температур и более коротких выдержек, но не так значительно, как это происходит
при применение двухступенчатого старения с первой ступенью 170 °С, 1,5 ч (Рис. 15).
T, °C
Q1'+Q2'+
Q3'+ Q4'
Q1'+Q2'+
Q3'
β'+Q1'+Q2
'
β'+Q1
'
ГП+β
''
час
Рисунок 15 - ДФПС при одноступенчатом старении листов из сплава типа
6013 с учетом двухступенчатого старения и промежуточной деформации
(смещение фазовых областей отмечено пунктирной линией)
На основании проведенных исследований в данной работе выбран
режим низкотемпературной термомеханической обработки 170 °С, 1,5 ч +
ɛ = 20 % + 200 °С, 4 ч для сплава типа 6013, который позволил исключить
склонность к межкристаллитной коррозии и достичь повышенных прочностных свойств (σв = 427 МПа, σ0,2 = 405 МПа, δ = 12 %).
В пятой главе изучен фазовый состав упрочняющих выделений при
старении листов из сплава 1370, проанализированы механические свойства
в интервале температур 130-230 °С и длительностей старения 4-32 ч.
На основании проведенных исследований построены ДФПС при одноступенчатом старении и температурно-временные карты механических и
коррозионных свойств листов из сплава 1370 (рис. 16), выбраны режимы
старения и НТМО.
Проведенные структурные исследования в интервале температур
130-230 °С и длительностей старения 1-32 ч показали, что наибольшие
значения прочностных свойств листов из сплава 1370 соответствуют фазовой области β' + Q'1 + Q'2. Наибольшая плотность выделений частиц данных фаз при одноступенчатом старении формируется в случае старения
при температурах 165-175 °С и длительностях выдержки 12-32 ч. Максимальные значения механических свойств (σв = 420-430 МПа,
σ0,2 = 390-400 МПа при δ = 11-13 % и МКК = 0,05-0,10 мм) достигаются в
результате старения по режиму 170 °С, 16 ч.
190
190
180
180
180
170
160
150
140
130
Температура
190
Температура
Температура
20
170
160
150
8
16
Выдержка, ч
32
130
160
150
140
140
4
170
130
4
8
16
Выдержка, ч
а
б
32
4
8
16
Выдержка, ч
в
г
Рисунок 16 - Температурно-временные карты свойств при старении сплава
1370, построенные по значениям: а) σв, МПа; б) σ0.2, МПа; в) δ, %; г) глубина
поражений МКК, мм
Сплавы типа 6013 и 1370 принадлежат одной системе Al-Mg-Si-Cu.
В отличие от сплава 6013, сплав 1370 имеет более высокое содержание основных легирующих компонентов (Mg, Si, Cu) и обладает повышенной
прочностью после закалки и упрочняющего старения. Дополнительный
рост прочности происходит за счёт повышенного содержания Zn, поскольку это приводит к уменьшению растворимости Mg, Si, Cu в алюминиевом
твёрдом растворе, то есть к увеличению пересыщения и объёмной доли
упрочняющих фаз. Поскольку пересыщенный твердый раствор сплава типа
6013 более устойчив, чем пересыщенный твердый раствор сплава 1370, соответствующие линии появления неравновесных фаз  - типа и Q - типа на
ДФПС для сплава типа 6013 сдвинуты в область более высоких температур
и длительностей старения по сравнению с положением аналогичных линий
на ДФПС для сплава 1370 (рис.17).
32
21
Т, °С
Q1'+ Q2'+ Q3'+Q4 '
Q1'+ Q2'+ Q3 '
β'+Q1'+ Q2'
β''+Q1'
ГП+β''
ГП
час
Рисунок 17 - ДФПС при одноступенчатом старении сплавов типа 6013 (линии синего цвета) и 1370 (линии зеленого цвета)
На основании анализа зависимостей механических свойств листов из
сплава типа 6013 от длительности старения при заданных температурах
старения, проведенного в главе 4.2, для листов из сплава 1370 выбран режим первой ступени старения - 145 °С, 17 ч. Данный режим находится на
ДФПС в температурно-временной области выделения β''- фазы.
Температурно-временные карты, построенные по значениям механических свойств: В, 0.2, δ для листов из сплава 1370 при двухступенчатом
старении с первой ступенью 145 °С, 17 ч представлены на рис. 18. Показано, что при двухступенчатом старении максимальные значения σВ и σ0,2
соответствует на ДФПС фазовой области (' + Q1' + Q2').
22
а
в
б
г
Рисунок 18 - Температурно-временные карты свойств при двухступенчатом старении (первая ступень старения 145 ºС, 17 ч) листов из сплава 1370,
построенные по значениям: а) σв, МПа; б) σ0.2, МПа; в) δ, %; г) глубина поражений МКК, мм
В результате применения двухступенчатого старения с первой низкотемпературной ступенью 145 °С, 17 ч области на ДФПС при одноступенчатом
старении с одинаковым фазовым составом упрочняющих выделений смещаются в сторону более низких температур и меньших выдержек, а температурный интервал их существования расширяется (рис. 19). Аналогично
смещаются области с одинаковым относительным удлинением на температурно-временных картах свойств. Область максимальных прочностных
свойств сдвигается в фазовую область, где, помимо неравновесных фаз β' и
Q'1, образуется неравновесная фаза Q'2 (старение при 160-175 °С с выдержками 9-32 ч). В указанном температурно-временном интервале режимов старения листы имеют В = 420 - 430 МПа, 0.2 = 380 -390 МПа, δ = 11- 15 %.
Расширение температурного интервала областей равной прочности сплава
1370 связано с уменьшением размера и увеличением плотности выделений
упрочняющих фаз.
23
Т, °С
Q1'+Q2'+
Q3'+Q4'
Q1'+Q2'+Q3'
β'+Q1'+Q2'
β'+Q1'
ГП+β''
Рисунок 19 - ДФПС при одноступенчатом (линии синего цвета) и двухступенчатом (первая ступень старения 145 °С, 17 ч, линии зелёного цвета)
старении листов из сплава 1370 (смещение фазовых областей в случае
двухступенчатого старения отмечено стрелками)
Область минимальной глубины поражений МКК листов из сплава
1370 при двухступенчатом старении с первой низкотемпературной ступенью также смещается в сторону более низких температур и меньших выдержек по сравнению с одноступенчатым старением.
На основании анализа построенной диаграммы фазовых превращений при старении сплава 1370 и температурно-временных карт свойств, а
также проведенных структурных исследований в работе выбран двухступенчатый режим старения: 145 °С, 17 ч + 165 °С, 15 ч. Данный режим
обеспечивает достижение уровня прочностных свойств (В = 425 МПа,
0.2 = 385 МПа при δ = 12 %) при низкой склонности к межкристаллитной
коррозии (МКК ≤ 0,04 мм).
Структурные исследования листов, состаренных по режиму
145 °С, 17 ч + ɛ = 20 % + 165 °С, 15 ч, показали, что размер упрочняющих
выделений меньше, а плотность их распределения в объёме зёрен — выше,
чем в случае одноступенчатого старения и двухступенчатого старения с
первой ступенью 145 °С, 17 ч. Этот результат обусловлен высокой плотностью дислокаций, которые облегчают зарождение выделений упрочняющих фаз (в данном случае, '-, Q1'-, Q2'- фаз). Следовательно, как в сплаве
типа 6013, так и в сплаве 1370 режим НТМО обеспечивает дополнительное
упрочнение с отсутствием склонности к МКК.
24
Выводы
1. Разработан метод определения характеристик кристаллической структуры упрочняющих выделений Q - типа с применением просвечивающей
электронной микроскопии, позволивший установить в сплавах типа 6013 и
1370 системы Al-Mg-Si-Cu, состаренных по режиму 230 °C, 32 часа существование неравновесных Q1'-, Q2'-, Q3'-, Q4'- фаз с гексагональной кристаллической решеткой и ОС [100]Al||[0001]Q. Частицы Q1'- фазы имеют форму
стержней. Периоды решётки Q1'- фазы: a1 = 0,237 нм, c =0,405 нм. Частицы
Q2'- фазы имеют форму реек с габитусом {320}Al. Периоды решётки
Q2'- фазы: a2 = 0,453 нм, c = 0,405 нм. Частицы Q3'- фазы имеют форму реек с габитусом {320}Al. Периоды решётки Q3'- фазы: a3 = 0,276 нм,
c = 0,405 нм. Частицы Q4'- фазы имеют форму реек с габитусом {320}Al.
Периоды решётки Q4'- фазы: a4 = 0,384 нм, c = 0,405 нм.
2. Методом просвечивающей электронной микроскопии высокого
разрешения установлено, что частицы, образующиеся на поздних стадиях
старения в сплавах типа 6013 и 1370 системы Al-Mg-Si-Cu, представляют собой конгломераты из фрагментов частиц Q - типа неравновесных модификаций с разнообразной формой и размерами от 4 до 30 нм.
3. Построены диаграммы фазовых превращений при старении и температурно-временные карты механических и коррозионных свойств для
листов из сплавов типа 6013 и 1370 системы Al-Mg-Si-Cu, позволяющие прогнозировать прочностные характеристики этих сплавов в зависимости от
режимов старения. Установлены температурно-временные области существования фаз Q - типа (Q1', Q2', Q3', Q4'). Показано, что фазы Q - типа образуются при более высоких температурах и длительностях старения, чем
фазы β - типа.
4. Сравнение диаграмм фазовых превращений при старении сплавов
типа 6013 и 1370 показало, что линии появления неравновесных фаз β - типа и Q - типа на диаграмме фазовых превращений при старении сплава
1370 сдвинуты в область более низких температур и коротких длительностей старения по сравнению с аналогичными линиями на диаграмме фазовых превращений при старении сплава типа 6013.
5. На основании анализа построенной диаграммы фазовых превращений при старении сплава типа 6013 и температурно-временных карт
свойств выбран двухступенчатый режим старения: 170 °С, 1,5 ч + 200 °С, 4 ч.
Данный режим обеспечивает достижение уровня прочностных свойств
В = 385 МПа, 0.2 = 340 МПа, δ = 19,5 % при низкой склонности к межкристаллитной коррозии (МКК ≤ 0,05 мм).
6. Выбран режим низкотемпературной термомеханической обработки 170 °С, 1,5 ч + ɛ = 20 % + 200 °С, 4 ч для сплава типа 6013, который
позволил исключить склонность к межкристаллитной коррозии и достичь
повышенных прочностных свойств (σв = 427 МПа, σ0,2 = 405 МПа, δ = 12 %).
7. На основании анализа построенной диаграммы фазовых превращений при старении сплава 1370 и температурно-временных карт свойств
25
в работе выбран двухступенчатый режим старения: 145 °С, 17 ч + 165 °С,
15 ч. Данный режим обеспечивает достижение уровня прочностных
свойств (В = 425 МПа, 0.2 = 385 МПа при δ = 12 %) при низкой склонности к межкристаллитной коррозии (МКК ≤ 0,04 мм).
8. Выбран режим низкотемпературной термомеханической обработки 145 °С, 17 ч + ɛ = 20 % + 165 °С, 15 ч для сплава 1370, который позволил исключить склонность к межкристаллитной коррозии и достичь повышенных прочностных свойств (σв = 440 МПа, σ0,2 = 420 МПа, δ = 7 %).
Основное содержание диссертации отражено в следующих публикациях:
Статьи в журналах, входящих в перечень ВАК:
1. Сбитнева С.В., Зайцев Д.В. Влияние режимов старения и НТМО на
фазовый состав упрочняющих выделений и на свойства листов из сплава
6013// Технология легких сплавов. 2017. №4. с. 42-48.
2. Сбитнева С.В., Алексеев А.А., Журавлева П.Л., Колобнев Н.И. Образование неравновесных фаз в сплавах системы Al-Mg-Si-Cu, стареющих по
Q-типу (Al5Cu2Mg8Si6)// Цветные металлы. 2016. №6. с. 85-90.
3. Сбитнева С.В., Алексеев А.А., Колобнев Н.И. Определение характеристик кристаллической структуры фаз Q–типа в сплавах системы Al-MgSi-Cu методом дефокусировки темнопольного изображения// Заводская лаборатория. Диагностика материалов. 2016. №12. с. 37-41
4. Каблов Е.Н., Лукина Е.А., Сбитнева С.В., Хохлатова Л.Б., Зайцев
Д.В. Формирование метастабильных фаз при распаде твердого раствора в
процессе искусственного старения Al-сплавов// Технология легких сплавов. 2016. № 3. с. 7-17.
5. Сбитнева С.В., Зайцев Д.В. Применение просвечивающей электронной
микроскопии высокого разрешения для определения кристаллической структуры неравновесных фаз Q-типа (Al5Cu2Mg8Si6) в сплаве 6013// Технология
легких сплавов. 2016. №4. с. 77-81.
6. Махсидов В.В., Колобнев Н.И., Каримова С.А., Сбитнева С.В. «Взаимосвязь структуры и коррозионной стойкости в сплаве 1370 системы
Al-Mg-Si-Cu-Zn» // Авиационные материалы и технологии. 2012. №1. с. 8-13.
7. Колобнев Н.И., Махсидов В.В., Самохвалов С.В., Сбитнева С.В.,
Попов В.И., Курс М.Г. «Влияние деформации после закалки и режимов
старения на механические и коррозионные свойства сплава системы
Al-Mg-Si-Cu-Zn» // Авиационные материалы и технологии. 2011. №1. с. 12-15.
Другие публикации:
8. Kolobnev N.I., Makhsidov V.V., Samokhvalov S.V., Sbitneva S.V., Popov V.I., Kurs M.G. An effect of deformation after quenching and heat treatment on mechanical and corrosion properties of Al-Mg-Si-Cu-Zn alloy. Proceedings of 12-th International Conference on Aluminium Alloys. September 59. 2010. Yokohama. Japan. The Japan Institute of Light Metals. pp. 1113-1116.
9. Махсидов В.В., Колобнев Н.И., Каримова С.А., Сбитнева С.В. Коррозионная стойкость сплава 1370 системы Al-Mg-Si-Cu-Zn. Тезисы докла-
26
дов. Международная конференция памяти Г.В. Акимова «Фундаментальные аспекты коррозионного материаловедения и защиты металлов от коррозии» 2011. с. 82. ФГУП «ВИАМ». Москва.
10. Alekseev A.A., Bikova S.V., Ermolova M.I., Kolobnev N.I. Diffusive
paths in 6013(AD37) alloy under a single and double ageing. Proceedings of
8-th International Conference on Aluminium Alloys. 2002. Cambridge. pp.12381243.
1/--страниц
Пожаловаться на содержимое документа