Статьи

 




dx.doi.org/ 10.18577/2307-6046-2018-0-10-27-36
УДК 669.018.292:669.715
Т. А. Нечайкина, Н. Е. Блинова, А. Л. Иванов, О. Ю. Козлова, А. Е. Кожекин
ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ РЕЖИМОВ ГОМОГЕНИЗАЦИИ И ЗАКАЛКИ НА СТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА РАСКАТНЫХ КОЛЕЦ ИЗ СПЛАВА В95о.ч.-Т2

Проведены исследования влияния технологических параметров изготовления на структуру и свойства раскатных колец (R1500 мм) из высокопрочного сплава В95о.ч. в состоянии Т2 (типа 7475 Т7351). При этом варьировали продолжительность выдержки при гомогенизации (24 и 36 ч) и нагреве под закалку (150 и 200 мин), а также температуру закалочной среды (30 и 60°С). Определены оптимальные режимы термической обработки (гомогенизации и закалки) для обеспечения требуемого уровня свойств (σв≥470 МПа, σ0,2≥380 МПа, δ≥6%).


Введение

Сплавы на основе системы Аl–Zn–Mg–Сu характеризуются наивысшей прочностью (до 750 МПа) среди современных промышленных алюминиевых сплавов [1–3]. Высокопрочные сплавы системы Аl–Zn–Mg–Сu нашли широкое промышленное применение и являются основным конструкционным материалом для изготовления деталей ответственного назначения авиационной техники. В частности, сплав В95о.ч.(п.ч.) применяется как базовый конструкционный материал для силовых деталей (стрингеры, верхняя обшивка крыла, сжатая зона фюзеляжа, стойки, детали внутреннего набора) планера современных самолетов и вертолетов. Данный высокопрочный сплав также используется для изготовления рядовых ответственных силовых шпангоутов фюзеляжа [2–8].

В настоящее время шпангоуты фюзеляжа изготавливают вырезкой из плит толщиной 60 мм из высокопрочного сплава В95о.ч.-Т2, при этом происходит неблагоприятное перерезание волокон и структура получаемых колец не соответствует их конфигурации, что снижает надежность в процессе эксплуатации, при этом коэффициент использования металла (КИМ) составляет не более 5–7%.

Предлагается новая технология изготовления шпангоутов фюзеляжа из раскатных колец сплава В95о.ч.-Т2, которая позволит повысить КИМ до 50%, снизить трудоемкость до 15% при изготовлении шпангоутов в металлургическом производстве.

Высокопрочный сплав В95о.ч.-Т2 обладает оптимальным комплексом свойств: высокая прочность сочетается с высоким сопротивлением коррозии и усталости и с достаточно высокими значениями характеристик пластичности и трещиностойкости, введенных в расчеты при проектировании самолетных конструкций по новому принципу «безопасной повреждаемости» [7–15].

При этом требуемый уровень свойств может быть достигнут только при тщательном соблюдении режимов всех операций технологической цепочки: от слитка до готового термообработанного полуфабриката.

Цель данной работы – исследование влияния параметров термической обработки (гомогенизации и закалки) на структуру и свойства раскатных колец (R≤1500 мм) из высокопрочного сплава В95о.ч.-Т2 для обеспечения требуемого уровня свойств (σв≥470 МПа, σ0,2≥380 МПа, δ≥6%).

Работа выполнена в рамках реализации комплексной научной проблемы 8.1. «Высокопрочные свариваемые алюминиевые и алюминий-литиевые сплавы пониженной плотности с повышенной вязкостью разрушения» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [4].

 

Материалы и методы

Исследовали опытную партию крупногабаритных раскатных колец из высокопрочного сплава В95о.ч.-Т2 с внешним диаметром 3000 мм, толщиной 100 мм и высотой 200 мм. Химический состав сплава представлен в табл. 1.

 

Таблица 1

Химический состав сплава

Сплав

Содержание элементов, % (по массе)

Al

Si

Fe

Cu

Mn

Mg

Cr

Zn

Ti

Прочие примеси

каждый

сумма

В95о.ч.

Основа

0,04

0,1

1,6

0,3

2,3

0,17

6,0

0,04

<0,05

<0,1

По ГОСТ

4784–97 [16]

Основа

0,1

0,15

1,4–2,0

0,2–0,6

1,8–2,8

0,1–0,25

5,0–6,5

0,05

0,05

0,1

 

Полунепрерывным методом отлиты цилиндрические слитки сплава В95о.ч. большого диаметра ø520 мм по серийной технологии, из которых изготовлены заготовки размером ø480×1160 мм под раскатные кольца с радиусом до 1500 мм. После выплавки слитки подвергали гомогенизационному отжигу.

Для исследования влияния технологических параметров изготовленияна структуру и свойства раскатных колец с учетом габаритов слитка проведена гомогенизация при температуре 450–470°С [17, 18] с разной продолжительностью выдержки (24 и 36 ч).

Предлагаемая новая технология изготовления раскатных колец из высокопрочного сплава В95о.ч.-Т2 включает следующие основные этапы (рис. 1):

1. Нагрев заготовок в конвейерной печи.

2. Осадка слитка на ковочном прессе (УЗТМ).

3. Прошивка полученных галет прошивником с размерами ø380×280 мм.

4. Раскатка колец на дорне.

5. Прокатка колец на радиально-прокатном стане с предварительным подогревом заготовок.

6. Термическая обработка (закалка и старение по режиму Т2) в соответствии с ПИ1.2.699–2007.

 

 

Рис. 1. Схема получения раскатных колец (R≤1500 мм)

 

Для определения оптимальной температуры деформации при раскатке колец проводили механические испытания на растяжение образцов слитков при 20°C и повышенных температурах: 360; 390 и 420°C.

Для исследования влияния термической обработки на структуру и механические свойства после деформации раскатных колец проведена закалка по разным режимам, при этом варьировали продолжительность выдержки при нагреве и температуру воды при охлаждении. Нагрев под закалку раскатных колец проводили до температур Тзак=465–475°С [18, 19] и выдерживали в течение 150 или 200 мин, далее охлаждали в холодной воде с температуры 30°С или в горячей воде (60°С). После чего проводили старение раскатных колец по стандартному двухступенчатому режиму Т2. Параметры термической обработки раскатных колец приведены в табл. 2.

 

Таблица 2

Параметры термической обработки раскатных колец

Режим

термической

обработки

Режим закалки

Режим старения

Температура

закалки, °С

Продолжительность

выдержки при нагреве, мин

Температура

закалочной среды, °С

1

2

3

4

465–475

[18,19]

150

150

200

200

30

60

30

60

Двухступенчатый

режим старения

Т2

 

Для исследования структуры на разных технологических этапах после гомогенизации и конечной термической обработки (закалка и старение по режиму Т2) по разным режимам проведен качественный и количественный анализ на макро- и микроуровне методом оптической микроскопии на микроскопе Olympus GX71 при увеличениях до ×200. При этом размер микрозерна и объемную долю частиц избыточных фаз в слитках, подвергнутых гомогенизации по различным режимам, определяли в центре, на 1/2 радиуса и на периферии слитков с использованием программы анализа изображений SIAMS-700. Зеренную структуру изучали в поляризованном свете после анодного оксидирования. Для этого на поверхность шлифа наносили анодную пленку в электролите состава: 11 г борной кислоты, 30 мл плавиковой кислоты и 2000 мл воды, при напряжении 30 В в течение 2 мин при комнатной температуре. Для выявления микроструктуры после конечной термической обработки проводили травление в концентрированной азотной кислоте.

Механические испытания при растяжении после разных режимов термической обработки в соответствии с ГОСТ 1497 проводили на испытательной машине Zwick Roell Z100 TEM при комнатной температуре. При этом на этапе гомогенизации для исследования механических свойств при растяжении (σв, σ0,2, δ) образцы вырезали в поперечном направлении в центре и на периферии слитков, а после конечной термической обработки механические свойства определяли на образцах, вырезанных из раскатных колец в хордовом, радиальном и осевом направлениях.

Степень распада твердого раствора и коррозионную стойкость оценивали измерением удельной электропроводимости, которую определяли на приборе ВЭ-27НЦ. С помощью метода термического анализа дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) также определяли температуры превращений при нагреве и охлаждении в сплаве В95о.ч. Исследования с использованием дифференциального сканирующего калориметра DSC 404F1 NETZSCH проводили на образцах ø5 мм и высотой 1 мм при нагреве со скоростью 10 К/мин в среде протока гелия (100 мл/мин) в тиглях из оксида алюминия в диапазоне температур от 20 до 700°С.

 

Результаты

 

Влияние режимов гомогенизации на структуру и механические

свойства слитка

Исследования структуры слитковпосле разных режимов гомогенизациипоказали, что макроструктура всех слитков является однородной, мелкозернистой по всему сечению. Дефекты металлургического характера (пористость, трещины, неслитины) отсутствуют, микроструктура соответствует гомогенизированному состоянию сплава В95о.ч. (рис. 2 и 3). В структуре слитка наблюдается распад твердого раствора внутри зерна в виде дисперсных выделений игольчатой формы, имеющих различную ориентировку в пределах зерна. По границам зерен слитка наблюдается небольшая доля эвтектических составляющих двух типов: Al(Fe, Mn, Cr, Si) и Al2(Cu, Mg, Zn). Дефектов металлургического характера (оксидных плен, неметаллических включений) не обнаружено. Результаты анализа размера зерен и объемной доли частиц избыточных фаз в слитках после двух режимов гомогенизации приведены в табл. 3.

 

 

Рис. 2. Типичный вид микроструктуры слитка сплава В95о.ч. после гомогенизации

 

Рис. 3. Микроструктура (×50) в разных частях слитка после анодного оксидирования сплава В95о.ч.:

а – периферия; б – центр; в – 1/2 радиуса слитка

 

Таблица 3

Результаты количественного металлографического анализа слитков

из сплава В95о.ч. после гомогенизации при температуре 450–470°С

Продолжительность

гомогенизации, ч

Место отбора образца

Размер зерна, мкм

Доля избыточных фаз, %

24

Центр

1/2 радиуса

Периферия

300–340

280–325

176–246

1,2–1,7

0,8–1,0

1,0–1,2

36

Центр

1/2 радиуса

Периферия

295–352

289–332

202–214

0,7–0,9

0,6–0,8

0,8–1,0

 

Видно, что после гомогенизации слитков сплава В95о.ч. размер зерна изменяется от 176 до 352 мкм, а доля избыточных фаз составила 0,6–1,7%. После всех режимов гомогенизации величина зерна по сечению слитков находится практически на одинаковом уровне и увеличивается от периферии к центру слитка. Объемная доля избыточных фаз практически одинаковая по сечению слитка, однако большая доля избыточных фаз растворяется после гомогенизации в течение 36 ч, при этом после 24 ч объемная доля избыточных фаз остается на достаточно низком уровне (не более 1,7%).

 

 

Рис. 4. Результаты анализа ДСК слитков после гомогенизации в течение 24 (а – нагрев;
б – охлаждение) и 36 ч (в – нагрев; г – охлаждение)

Результаты анализа ДСК слитков после разных режимов гомогенизации представлены на рис. 4. Видно, что температуры превращений при нагреве и охлаждении практически одинаковые в слитках после разных режимов гомогенизации. При этом оба режима гомогенизации обеспечивают практически полное растворение низкотемпературной эвтектики, что благоприятно влияет на технологическую пластичность.

Усредненные значения механических свойств образцов (вырезанных из центральной части и периферии) слитков ø525 мм из сплава В95о.ч. при разных температурах после двух режимов гомогенизации представлены в табл. 4.

 

Таблица 4

Механические свойства* слитков ø525 мм из сплава В95о.ч.

после разных режимов гомогенизации при температуре 450–470°С

Продолжительность

гомогенизации, ч

Температура испытания, °C

σв

σ0,2

δ

φ

МПа

%

24

20

227–233

230

119–148

135

10,8–12,0

11,5

14,7–24,6

20,65

360

64–70

67

60–65

62,5

30,2–52,8

41,5

80,8–92,5

86,6

390

56–58

57

52–54

53

35,8–52,2

46,4

82,7–94,5

87,8

420

47–53

50

43–49

46

38,2–54,4

47,4

73,5–93,8

85,7

36

20

232–240

237

130–145

137

9,8–12,4

11,0

14,0–24,1

20,5

360

63–69

66

56–62

59

32,2–55,4

36,5

73,2–92,5

85,8

390

55–64

59

52–62

57

40,8–56,2

48,6

86,4–94,2

90,6

420

47–55

50

45–53

48

34,2–68,4

53,4

68,1–94,8

82,4

* В числителе – минимальные и максимальные значения, в знаменателе – средние.

 

Прочностные (σв, σ0,2) и пластические характеристики (δ, φ) по всему сечению слитков после двух режимов гомогенизации при температуре 20°C находятся практически на одинаковом уровне. Показано, что после гомогенизации слитка ø520 мм при 450–470°С в течение 24 ч значения пределов прочности и текучести в среднем составляют 230 и 135 МПа соответственно при относительном удлинении 11,5%. Увеличение продолжительности выдержки до 36 ч не приводит к значимым изменениям прочности и пластичности.

Установлено, что при всех режимах гомогенизации максимальная пластичность слитков (δ – до 53,4%, ψ – до 90,6%) достигается при температурах испытания 390–420°C. При температуре 420°C наблюдается небольшое снижение относительного сужения в связи с ростом размера зерна в структуре, при этом оно остается на достаточно высоком уровне, что свидетельствует об отсутствии пережогов. Поэтому для деформации слитков выбран диапазон температур 390–400°С.

Таким образом, гомогенизация при температуре 450–470°С в течение 24 и 36 ч в результате диффузионных процессов обеспечивает выравнивание концентрации состава твердого раствора внутри зерен и растворение неравновесных эвтектик и избыточных фаз, что позволяет после каждого режима достичь высокого уровня пластичности, необходимого для дальнейшей деформации. Поэтому оптимальным для изготовления раскатных колец из сплава В95о.ч. является режим гомогенизации при температуре 450–470°С в течение 24 ч как более энергосберегающий, а для деформации раскатных колец значения температур 390–400°С.

Влияние режима термической обработки
на структуру и механические свойства раскатных колец

Оценка макроструктуры раскатных колец из высокопрочного сплава В95о.ч.-Т2 после деформации при 390–400°С и последующей термической обработки (табл. 2) показала, что после всех режимов структура хорошо проработанная, тонковолокнистая, однородная, направление макроволокна соответствует конфигурации кольца. Дефекты металлургического характера (раковины, пористость, оксидные плены, расслоения, трещины, ликвационные неоднородности и неметаллические включения) отсутствуют.

Микроструктура всех исследуемых состояний соответствует деформированному термообработанному (закалка и старение по режиму Т2) состоянию сплава В95о.ч.-Т2 (рис. 5). Границы зерен тонкие, без признаков пережога. Видно, что для раскатных колец после всех режимов термической обработки характерна преимущественно нерекристаллизованная структура с выраженной текстурой деформации. Структура соответствует типичной структуре сплава В95о.ч.-Т2 и представляет собой вытянутые зерна α-твердого раствора, внутри которых распределены выделения. Вдоль границ (особенно в осевом направлении – рис. 5, в) наблюдаются тонкие светлые прослойки – зоны свободные от выделений (ЗСВ).

 

 

Рис. 5. Типичная микроструктура (×200) в разных сечениях раскатных колец из сплава В95о.ч.-Т2 в направлении:

а – долевом (хордовом); б – поперечном по ширине (радиальном); в – поперечном по высоте (осевом)

 

Увеличение продолжительности выдержки при нагреве под закалку со 150 до 200 мин и температуры закалочный среды с 30 до 60°С приводит к небольшому росту зерна в структуре.

Результаты механических испытаний раскатных колец после гомогенизации в течение 24 ч и разных режимов окончательной термической обработки приведены в табл. 5.

 

Таблица 5

Механические свойства* раскатных колец после разных режимов

термической обработки

Режим термической

обработки (см. табл. 2)

σв

σ0,2

δ, %

Удельная электропроводимость, МСм/м

МПа

1

520–540

475–485

9,6–9,8

21,4–21,6

2

490–520

410–445

11,0–15,0

22,5–22,7

3

500–540

435–475

11,0–13,0

21,9–22,1

4

470–490

395–415

11,0–15,0

22,0–22,2

Уровень свойств для плит из сплава В95о.ч.-Т2

(по ОСТ1 90125–83)

470–540

380–460

6,0

* Средние значения для трех направлений.

Механические свойства образцов, вырезанных из раскатных колец в хордовом, радиальном и осевом направлениях после всех режимов термической обработки значимо не отличаются и составляют: предел прочности 470–540 МПа, предел текучести 395–485 МПа, относительное удлинение 9,6–15,0%.

Анализ полученных результатов показал, что увеличение выдержки при нагреве под закалку с 150 до 200 мин приводит к снижению прочностных характеристик на 8–10% при закалке в холодной и горячей воде. Это связано с тем, что более длительная выдержка при закалке (после предварительной деформации заготовок) приводит к частичному снятию структурного упрочнения и к небольшому росту зерна в структуре, а следовательно, к снижению прочности в продольном направлении, что в меньшей степени проявляется при выдержке 150 мин.

Прочностные свойства после закалки в горячей воде (60°С) немного снижаются (до 10%) из-за меньшего пересыщения твердого раствора по сравнению с закалкой в холодной воде (30°С), при незначительном увеличении пластичности.

Измеренные значения удельной электропроводимости методом вихревых токов показали также небольшое изменение свойств в зависимости от режима.

После термической обработки по всем режимам механические свойства раскатных колец находятся на уровне свойств плит из сплава В95о.ч.-Т2 (σв≥470 МПа, σ0,2≥380 МПа, δ≥6%), из которых в настоящее время изготавливают шпангоуты, и не уступают по характеристикам прочности аналогичным полуфабрикатам из зарубежного сплава-аналога 7475 Т7351 (США) – плиты толщиной 80 мм: σв≥455 МПа, σ0,2≥370 МПа, δ≥10%. При этом технология получения и термическая обработка по всем режимам обеспечивают более равномерное изменение свойств по сечению раскатных колец по сравнению с плитами, где неравномерная структура по сечению неблагоприятно сказывается на свойствах. Изготовление шпангоутов фюзеляжа из раскатных колец также позволит повысить КИМ и снизить трудоемкость изготовления.

Наиболее высокие значения пределов прочности (530–540 МПа) и текучести (475–480 МПа) с достаточным уровнем относительного удлинения обеспечивает режим 1 (с выдержкой при закалке 150 мин и охлаждением в холодной воде – табл. 5), а также является более энергосберегающим и экономически выгодным. Таким образом, термическая обработка по данному режиму позволяет достичь требуемого уровня свойств и обеспечить оптимальное сочетание прочностных и пластических характеристик раскатных колец данного размера без образования дефектов и трещин.

 

Обсуждение и заключения

Проведены исследования влияния режимов гомогенизации на структуру и механические свойства сплава В95о.ч. Установлено, что оба режима гомогенизации (при выдержке в течение 24 и 36 ч) обеспечивают выравнивание концентрации состава твердого раствора внутри зерен и практически полное растворение эвтектических и избыточных фаз (не более 1,7%). После двух режимов гомогенизации величина зерна по сечению слитков находится практически на одинаковом уровне и увеличивается от периферии к центру слитка – со 176 до 352 мкм.

Исследование влияния продолжительности выдержки при нагреве и температуры охлаждающей воды при закалке раскатных колец (R≤1500 мм) из сплава В95о.ч.-Т2 показало, что увеличение продолжительности выдержки при нагреве под закалку со 150 до 200 мин и температуры закалочный среды с 30 до 60°С приводит к небольшому росту зерна и меньшему пересыщению. После всех режимов термической обработки раскатных колец в них наблюдается преимущественно нерекристаллизованная структура с выраженной текстурой деформации, которая представляет собой вытянутые зерна α-твердого раствора, с высокой плотностью дисперсных выделений упрочняющей фазы внутри и ЗСВ по границам.

Показано, что увеличение длительности выдержки со 150 до 200 мин при нагреве под закалку (после предварительной деформации заготовок) раскатного кольца из-за частичного снятия структурного упрочнения, а также увеличение температуры закалочный среды с 30 до 60°С приводят к небольшому снижению прочностных характеристик (до 10%). Однако все предлагаемые режимы термической обработки обеспечивают более равномерное изменение механических свойств по сечению раскатных колец по сравнению с плитами, а уровень значений свойств раскатных колец не ниже: σв≥470 МПа, σ0,2≥380 МПа, δ≥6%. Наиболее высокие прочностные характеристики при необходимом уровне пластичности обеспечиваются после гомогенизации в течение 24 ч и закалки при 465–475°С с продолжительностью выдержки 150 мин и охлаждением в холодной воде (30°С) с последующим старением (Т2). Данный режим термической обработки раскатных колец также является более энергетически и экономически выгодным.

При этом следует отметить, что для предлагаемой новой технологии изготовления раскатных колец из высокопрочного сплава В95о.ч.-Т2 требуется специальное оборудование для термической обработки полуфабриката большого диаметра.

Исследования в данной работе проведены на опытной партии полуфабрикатов. Для организации серийного производства раскатных колец необходимого размера (диаметром ˃3000 мм) применительно к изготовлению сегментов шпангоутов необходима разработка промышленной технологии.


ЛИТЕРАТУРА REFERENCE LIST
1. Фридляндер И.Н., Сенаторова О.Г., Ткаченко Е.А., Молостова И.И. Развитие и применение высокопрочных сплавов системы Al–Zn–Mg–Cu для авиакосмической техники // 75 лет. Авиационные материалы. Избранные труды «ВИАМ» 1932–2007: юбил. науч.-технич. сб. М.: ВИАМ, 2007. С. 155–163.
2. Илларионов Э.И., Колобнев Н.И., Горбунов П.З., Каблов Е.Н. Алюминиевые сплавы в авиакосмической технике. М.: Наука, 2001. 192 с.
3. Antipov V.V., Blinova N.E., Senatorova O.G. et al. Investigations of properties and structure of V95och and V96Zr-3pch. alloys during stress ageing // Proceedings of ICAA-11. 2008. P. 1864–1868.
4. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. №1 (34). С. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
5. Каблов Е.Н. Ключевая проблема – материалы // Тенденции и ориентиры инновационного развития России. М.: ВИАМ, 2015. С. 458–464.
6. Фридляндер И.Н. Алюминиевые сплавы в летательных аппаратах в период 1970–2015 гг. // Технология легких сплавов. 2002. №4. С. 12–17.
7. Каблов Е.Н., Гриневич А.В., Луценко А.Н., Ерасов В.С., Нужный Г.А., Гулина И.В. Исследование кинетики разрушения конструкционных алюминиевых сплавов при длительном воздействии статической нагрузки и коррозионной среды с использованием образца нового типа // Деформация и разрушение материалов. 2016. №10. С. 42–48.
8. Антипов В.В., Сенаторова О.Г., Ткаченко Е.А., Вахромов Р.О. Алюминиевые деформируемые сплавы // Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 167–182.
9. Антипов В.В. Перспективы развития алюминиевых, магниевых и титановых сплавов для изделий авиационно-космической техники // Авиационные материалы и технологии. 2017. №S. С. 186–194. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-186-194.
10. Fridlyander I.N., Senatorova O.G., Ryazanova N.A., Nikiforov A.O. Grain structure and superplasticity of strength Al–Zn–Mg–Cu alloys with different minor additions // Proceedings оf 1994 International Conference on Superplasticity in Advanced Materials (ICSAM-94). 1994. P. 345–349.
11. Сенаторова О.Г., Сухих А.Ю., Сидельников В.В. и др. Развитие и перспективы применения высокопрочных алюминиевых сплавов для катаных полуфабрикатов // Технология легких сплавов. 2002. №4. С. 28–33.
12. Милевская Т.В., Рущиц С.В., Ткаченко Е.А., Антонов С.М. Деформационное поведение высокопрочных алюминиевых сплавов в условиях горячей деформации // Авиационные материалы и технологии. 2015. №2 (35). С. 3–9. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-2-3-9.
13. ОСТ1 90113–86. Профили прессованные из алюминиевых сплавов. Технические условия. М., 1987. 46 с.
14. Курс М.Г. Прогнозирование прочностных свойств обшивки ЛА из деформируемого алюминиевого сплава В95о.ч.-Т2 с применением интегрального коэффициента коррозионного разрушения // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2018. №5. Ст. 11. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 04.10.2018). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-5-101-109.
15. Каблов Е.Н. Из чего сделать будущее? Материалы нового поколения, технологии их создания и переработки – основа инноваций // Крылья Родины. 2016. №5. С. 8–18.
16. ГОСТ 4784–97. Алюминий и сплавы алюминиевые деформируемые. М.: Стандартинформ, 2009. 15 с.
17. Фридляндер И.Н., Сенаторова О.Г., Новиков И.И. и др. Сверхпластичность высокопрочных сплавов системы Al–Zn–Mg–Cu, легированных скандием // Технология легких сплавов. 1993. №7–8. С. 43–46.
18. Фридляндер И.Н. Высокопрочные деформируемы алюминиевые сплавы. М.: Оборонгиз, 1960. С. 191–195.
19. Белецкий В.М., Кривов Г.А. Алюминиевые сплавы (состав, свойства, технология, применение): справочник. Киев: Коминтех, 2005. С. 99.
1. Fridlyander I.N., Senatorova O.G., Tkachenko Ye.A., Molostova I.I. Razvitiye i primeneniye vysokoprochnykh splavov sistemy Al–Zn–Mg–Cu dlya aviakosmicheskoy tekhniki [Development and application of high-strength alloys of the Al – Zn – Mg – Cu system for aerospace engineering] // 75 let. Aviatsionnyye materialy. Izbrannyye trudy «VIAM» 1932–2007: yubil. nauch.-tekhnich. sb. M.: VIAM, 2007. S. 155–163.
2. Illarionov E.I., Kolobnev N.I., Gorbunov P.Z., Kablov E.N. Alyuminiyevyye splavy v aviakosmicheskoy tekhnike [Aluminum alloys in aerospace]. M.: Nauka, 2001. 192 s.
3. Antipov V.V., Blinova N.E., Senatorova O.G. et al. Investigations of properties and structure of V95och and V96Zr-3pch. alloys during stress ageing // Proceedings of ICAA-11. 2008. P. 1864–1868.
4. Kablov E.N. Innovacionnye razrabotki FGUP «VIAM» GNC RF po realizacii «Strategicheskih napravlenij razvitiya materialov i tehnologij ih pererabotki na period do 2030 goda» [Innovative developments of FSUE «VIAM» SSC of RF on realization of «Strategic directions of the development of materials and technologies of their processing for the period until 2030»] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2015. №1 (34). S. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
5. Kablov E.N. Klyuchevaya problema – materialy [Tendencies and Guidelines for the Innovative Development of Russia] // Tendentsii i oriyentiry innovatsionnogo razvitiya Rossii. M.: VIAM, 2015. S. 458–464.
6. Fridlyander I.N. Alyuminiyevyye splavy v letatelnykh apparatakh v period 1970–2015 gg. [Aluminum alloys in aircraft in the period 1970–2015] // Tekhnologiya legkikh splavov. 2002. №4. S. 12–17.
7. Kablov E.N., Grinevich A.V., Lutsenko A.N., Erasov V.S., Nuzhnyy G.A., Gulina I.V. Issledovaniye kinetiki razrusheniya konstruktsionnykh alyuminiyevykh splavov pri dlitelnom vozdeystvii staticheskoy nagruzki i korrozionnoy sredy s ispolzovaniyem obraztsa novogo tipa [Investigation of the kinetics of destruction of structural aluminum alloys with prolonged exposure to static load and a corrosive environment using a new type of sample] // Deformatsiya i razrusheniye materialov. 2016. №10. S. 42–48.
8. Antipov V.V., Senatorova O.G., Tkachenko E.A., Vahromov R.O. Alyuminievye deformiruemye splavy [Aluminum deformable alloys] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2012. №S. S. 167–182.
9. Antipov V.V. Perspektivy razvitiya alyuminievyh, magnievyh i titanovyh splavov dlya izdelij aviacionno-kosmicheskoj tehniki [Prospects for development of aluminium, magnesium and titanium alloys for aerospace engineering] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2017. №S. S. 186–194. DOI: 10.18577/2107-9140-2017-0-S-186-194.
10. Fridlyander I.N., Senatorova O.G., Ryazanova N.A., Nikiforov A.O. Grain structure and superplasticity of strength Al–Zn–Mg–Cu alloys with different minor additions // Proceedings оf 1994 International Conference on Superplasticity in Advanced Materials (ICSAM-94). 1994. P. 345–349.
11. Senatorova O.G., Sukhikh A.YU., Sidelnikov V.V. i dr. Razvitiye i perspektivy primeneniya vysokoprochnykh alyuminiyevykh splavov dlya katanykh polufabrikatov [Development and prospects for the use of high-strength aluminum alloys for rolled semi-finished products] // Tekhnologiya legkikh splavov. 2002. №4. S. 28–33.
12. Milevskaya T.V., Ruschits S.V., Tkachenko E.A., Antonov S.M. Deformacionnoe povedenie vysokoprochnyh alyuminievyh splavov v usloviyah goryachej deformacii [Deformation behavior of high-strength aluminum alloys in conditions of hot deformation] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2015. №2 (35). S. 3–9. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-2-3-9.
13. OST1 90113–86. Profili pressovannyye iz alyuminiyevykh splavov. Tekhnicheskiye usloviya [Industry Standard 1 90113–86. Pressed profiles from aluminum alloys. Technical conditions]. M., 1987. 46 s.
14. Kurs M.G. Prognozirovaniye prochnostnykh svoystv obshivki LA iz deformiruyemogo alyuminiyevogo splava V95o.ch.-T2 s primeneniyem integralnogo koeffitsiyenta korrozionnogo razrusheniya [Forecasting the strength properties of the skin cover of a deformable aluminum alloy В95о.ч.-Т2 with the use of the integrated corrosion reduction coefficient] // Trudy VIAM: elektron. nauch.-tehnich. zhurn. 2018. №5. St. 11Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: October 04, 2018). DOI: 10.18577/2307-6046-2018-0-5-101-109.
15. Kablov E.N. Iz chego sdelat budushcheye? Materialy novogo pokoleniya, tekhnologii ikh sozdaniya i pererabotki – osnova innovatsiy [What to make the future from? Materials of the new generation, technologies of their creation and processing – the basis of innovation] // Krylya Rodiny. 2016. №5. S. 8–18.
16. GOST 4784–97. Alyuminiy i splavy alyuminiyevyye deformiruyemyye [State Standard 4784–97. Aluminum and wrought aluminum alloys]. M.: Standartinform, 2009. 15 s.
17. Fridlyander I.N., Senatorova O.G., Novikov I.I. i dr. Sverkhplastichnost vysokoprochnykh splavov sistemy Al–Zn–Mg–Cu, legirovannykh skandiyem [Superplasticity of high-strength alloys of the Al–Zn–Mg–Cu system doped with scandium] // Tekhnologiya legkikh splavov. 1993. №7–8. S. 43–46.
18. Fridlyander I.N. Vysokoprochnyye deformiruyemy alyuminiyevyye splavy [High strength wrought aluminum alloys]. M.: Oborongiz, 1960. S. 191–195.
19. Beletskiy V.M., Krivov G.A. Alyuminiyevyye splavy (sostav, svoystva, tekhnologiya, primeneniye): spravochnik [Aluminum alloys (composition, properties, technology, application): handbook]. Kiev: Komintekh, 2005. S. 99.
Вы можете оставить комментарий к статье. Для этого необходимо зарегистрироваться на сайте.