CC BY
4Вестник Томского государственного университета. Химия. 2024. № 34. С. 29-43
Tomsk State University Journal of Chemistry, 2024, 34, 29-43
Научная статья
УДК 621.762.2:542.913
doi: 10.17223/24135542/34/3
Структура, фазовый состав и свойства лигатуры AlзEr, полученной гидридной технологией и механической
обработкой
Сергей Дмитриевич Соколов1, Наталья Ивановна Каракчиева2, Юрий Афанасьевич Абзаев3, Николай Еверьевич Кахидзе4, Илья Александрович Жуков5, Виктор Иванович Сачков6, Александр Борисович Ворожцов7
12,4,б, 7 Томский государственный университет, Томск, Россия 1:5, б 7Институт проблем химико-энергетических технологий Сибирского отделения РАН, Бийск, Россия 3 Томский государственный архитектурно-строительный университет, Томск, Россия
1 $око1оу$й95@уапйех. ги
4 [email protected] 5 [email protected]
6 [email protected] 7 abv@mail. tomsknet. т
Аннотация. Влияние редкоземельных металлов на микроструктуру, механические свойства и эксплуатационные характеристики сплавов на основе алюминия хорошо известно. В данном исследовании лигатура АЬЕг получена по гидридной технологии - с предварительным гидрированием эрбия и механической обработкой исходных компонентов. Показано влияние предварительной механической обработки порошковой смеси А1-Ег на структуру и свойства лигатуры AlзEr. Лигатура АЬЕг, полученная с предварительной механической обработкой исходных компонентов, имеет однородную структуру, состоящую из алюминиевой матрицы с равномерно распределенными включениями AlзEr. По границам твердого раствора А1 наблюдаются тонкие прослойки дисперсной эвтектики, обогащенные эрбием на уровне 20-25 мас. %. Анализ лигатуры АЬЕг методом рентгеновской дифракции показал наличие двух металлических фаз: твердых растворов алюминия (~ 95,14%) и интерметаллического соединения AlзEr (~ 4,86%). С применением механической обработки средняя микротвердость по Виккерсу в областях, состоящих преимущественно из АЬЕг, составила (92,4 ± 8) HV с максимальным значением (105 ± 8) НУ. Средняя микротвердость лигатуры, полученной без механической обработки, в этих областях составила (68,4 ± 8) НУ.
Ключевые слова: лигатура АЬЕг, интерметаллид, гидридная технология, механическая обработка, микротвердость, гидрид эрбия
Благодарности: Работа выполнена при финансовой поддержке Минобрна-уки РФ в рамках государственного задания № FSWM-2020-0028.
© С.Д. Соколов, Н.И. Каракчиева, Ю.А. Абзаев и др., 2024
Для цитирования: Соколов С.Д., Каракчиева Н.И., Абзаев Ю.А., Кахидзе Н.И., Жуков И.А., Сачков В.И., Ворожцов А.Б. Структура, фазовый состав и свойства лигатуры AlзEr, полученной гидридной технологией и механической обработкой // Вестник Томского государственного университета. Химия. 2024. № 34. С. 29-43. doi: 10.17223/24135542/34/3
Original article
doi: 10.17223/24135542/34/3
Structure, phase composition and properties of AbEr master alloys obtained by hydride technology and mechanical treatment
Sergey D. Sokolov1, Natalia I. Karakchieva2, Yurii A. Abzaev3, Nikolay I. Kakhidze4, Ilya A. Zhukov5, Viktor I. Sachkov6, Alexander B. Vorozhtsov7
i, 2, 4, 5 6, 7 jomsk State University, Tomsk, Russia i, 5, 6 7 Institute for Problems of Chemical and Energetic Technologies
of the Siberian Branch of RAS, Biysk, Russia 3 Tomsk State University of Architecture and Building, Tomsk, Russia
1 sokolovsd95@yandex. ru
4 [email protected] 5 [email protected]
6 [email protected] 7 abv@mail. tomsknet. ru
Abstract. The influence of rare earth metals on the microstructure, mechanical properties and performance of aluminum-based alloys is well known. In this study, Al3Er master alloy is produced using metallic erbium powder obtained by "hydride technology" with preliminary mechanical processing of the raw components. The influence of the preliminary mechanical processing of the Al-Er powder mixture on the structure and properties of the Al3Er master alloy is shown. The Al3Er master alloy obtained by mechanical processing of the starting components has a homogeneous structure consisting of an aluminum matrix with uniformly distributed AbEr inclusions. Thin interlayers of dispersed eutectic enriched with erbium at the level of 20-25 wt.% are observed along the boundaries of the Al solid solution. X-ray diffraction analysis of the Al3Er master alloy revealed the presence of two metallic phases: solid solutions of aluminum (-95.14°%) and intermetallic compound AbEr (~4.86%). During mechanical treatment, the average Vickers microhardness in the areas predominantly composed of AbEr was 92.4 ± 8 HV, with a maximum value of 105 ± 8 HV. The average micro-hardness of the master alloy obtained without mechanical treatment in these areas was 68.4 ± 8 HV.
Keywords: Al3Er master alloy, intermetallide, hydride technology, mechanical treatment, microhardness
Acknowledgments: This work was carried out with financial support from the Ministry of Education and Science of the Russian Federation (State assignment No. FSWM-2020-0028).
For citation: Sokolov, S.D., Karakchieva, N.I., Abzaev, Y.A., Kakhidze, N.I., Zhu-kov, I.A., Sachkov, V.I., Vorozhtsov, A.B. Structure, phase composition and properties of AbEr master alloys obtained by hydride technology and mechanical treatment. Vestnik Tomskogo gosudarstvennogo universiteta. Chimia - Tomsk State University Journal of Chemistry, 2024, 34, 29-43. doi: 10.17223/24135542/34/3
Введение
В последние годы развитие научно-технического прогресса предъявляет жесткие требования к свойствам сплавов, используемых в аэрокосмической, машиностроительной, судостроительной и других отраслях промышленности [1-3]. Эти требования вызывают необходимость совершенствования и разработки материалов с хорошей коррозионной стойкостью и высокой технологичностью для получения конструкций с высокими физико-механическими свойствами. Перспективными и отвечающими необходимым требованиям являются сплавы на основе алюминия, легированные различными редкоземельными металлами (РЗМ). Известно, что РЗМ даже в небольших количествах влияют на механические свойства и микроструктуру алюминиевых сплавов. Скандий (Sc) [4], эрбий (Er) [5], иттербий (Yb) [6], самарий (Sm) [7], германий (Ge) [4], церий (Ce) [8] и другие используются в качестве легирующих добавок для улучшения микроструктуры, механических и эксплуатационных свойств алюминиевых сплавов [9]. Ограниченное число РЗМ имеет химическую связь с алюминиевой матрицей и может образовывать триалюминиды в твердом состоянии с упорядоченной структурой L12-Al3Me (Me = Er, Sc, Yb, Tm) [10, 11].
Эрбий является одним из широко изученных, перспективных и эффективных заменителей дорогостоящего скандия в алюминиевых сплавах [12]. Цены на чистый Sc (4 000-20 000 $/кг) и Er (650-1 000 $/кг) существенно отличаются. Интерес к системе Al-Er связан с образованием кубической решетки Al3Er пространственной группы Pm3m, которая демонстрирует когерентную связь с алюминиевой матрицей. Небольшое введение этого элемента может существенно влиять на свойства и микроструктуру сплавов на основе алюминия за счет образования когерентной фазы Al3Er. Согласно [13] максимальная растворимость Er в алюминии составляет 0,28 мас. %. Следовательно, введение большего количества Er может привести к возникновению эвтектики, которая в основном распределяется по границам зерен [14].
Al3Er имеет высокую температуру плавления 1 068°C и хорошую термическую стабильность. Легирующие добавки Er в сплавах на основе алюминия осаждаются на дислокациях, фазовых границах, в частности зернах и субзернах [15, 16]. В сплавах равномерное распределение зерен сохраняется вплоть до высоких температур, а добавки могут повышать прочность на разрыв и твердость алюминиевых сплавов, а также усталостную прочность [17].
Одной из наиболее актуальных проблем при легировании алюминиевых сплавов РЗМ является проблема их введения в металлический расплав. Легирование редкоземельными металлами осуществляется путем введения
подходящих лигатур, технология производства которых - важнейший фактор, определяющий начальную стоимость сплавов. Основным методом получения лигатур с РЗМ является прямое легирование, которое характеризуется высокими энерго- и материалозатратами. Это существенно ограничивает применение алюминиевых сплавов с РЗМ. Недостатки легирования металлического эрбия и алюминия и / или добавления расплавленной лигатуры заключаются в следующем:
- необходимость предварительного получения чистого металлического эрбия по сложной технологической схеме;
- трудности при сплавлении эрбия с алюминием, связанные с большой разницей в температурах плавления компонентов (более 800°С);
- возможность загрязнения готовых сплавов примесями металла-восстановителя (например, кальция);
- недостаточно полное усвоение эрбия при легировании.
Гидридная технология - один из наиболее перспективных методов получения металлических сплавов любого состава с критически разными температурами плавления. Преимуществами данного метода являются его относительно низкая стоимость и более высокая энергоэффективность по сравнению с прямым легированием. Авторами работы [18] гидридной технологией получены и исследованы слоистые композиции на основе интерметаллических фаз и легирования введением Sc, Y, Dy, Ta.
Механическая обработка - экономически эффективный и широко признанный метод получения высокореакционных металлических порошков. Этот процесс включает в себя высокоэнергетические удары, истирание, дробление и сдвиг тел измельчения о стенки контейнера шаровой мельницы и материал, что значительно повышает реакционную способность частиц порошка. Столкновения могут привести к разрушению, нарушению пластичности, смешению атомов и частичной реакции между компонентами материала из-за высоких скоростей деформации [19].
Цель работы - изучение поверхностной структуры, фазового состава и свойств лигатуры Al3Er, полученной по гидридной технологии с предварительной механической обработкой исходных порошковых материалов.
Материалы и методы
Используется сферический порошок коммерчески доступного алюминия (ТУ 1791-99-019-98, 99,7 мас. % Al, 0,12 мас. % Fe, 0,1 мас. % Si и другие примеси) и металлического эрбия (ТУ 48-4-212-72, основа - Er, 0,004 мас. % Fe, 0,001 мас. % Si и другие примеси).
Гранулометрический состав порошка определяли методом лазерной дифракции на приборе ANALYSETTE 22 MicroTec Plus (Fritsch GmbH, Дрезден, Германия). Рентгеноструктурный анализ (РСА) лигатуры Al3Er проводился на дифрактометре Shimadzu 6000 (Shimadzu Corporation, Киото, Япония) с использованием CuKa-излучения. Изображения получены с помощью медного излучения (Ka) по схеме Брэгга-Брентано с шагом 0,01,
временем экспозиции пятна 0,5 с и угловым диапазоном 10-80°. Напряжение на рентгеновской трубке составляло 40 кВ, ток пучка - 30 мА. Структурное состояние и количественное содержание фаз определяли по рефлексам [20]. Микроструктуру исходных порошков и образцов лигатур изучали на сканирующем электронном микроскопе TESCAN MIRA 3 LMU (Tescan, Брно, Чехия), оснащенном системой рентгеновского энергодисперсионного микроанализа с безазотным детектором Ultim MAX 40. Полученные данные анализировали с помощью лицензионного программного обеспечения HKL Channel 5 Oxford Instruments. Микротвердость образцов определяли на стационарном микротвердомере Micro-Vickers Metolab 502 (Метолаб, Москва, Россия).
Работа выполнена с использованием оборудования Томского регионально центра коллективного пользования ТГУ.
Получение лигатуры А1зЕг
Лигатура Al3Er получена при массовом соотношении алюминия и эрбия 95:5, исходя из фазовой диаграммы системы Al-Er [21]. Гидрид эрбия был получен в трубчатой печи Nabertherm RSH 120/750/13 (Nabertherm GmbH, Лилиенталь, Германия). Образец металлического эрбия помещали в кварцевую лодочку и отжигали в постоянном потоке водорода (чистота 99,9%). Скорость потока водорода составляла 150 см3/мин. В режиме программирования температуры образец постепенно нагревался до 450°C с выдержкой 30 мин. Затем образец нагревался до температуры образования гидрида эрбия (550°C) при скорости нагрева 1°С/мин и выдерживался в течение 2 ч. После этого образец охлаждали со скоростью 10°С/мин.
Порошковую смесь для получения лигатуры Al3Er смешивали двумя различными методами. В первом случае порошки смешивали вручную в ступке. Во втором случае механическую обработку проводили в планетарной шаровой мельнице «Активатор-4М» (ООО «Завод химического машиностроения», Новосибирск, Россия). В качестве мелющих тел использовали шары из карбида вольфрама. Соотношение мелющих тел и порошка составляло 10:1. Продолжительность обработки - 5 мин, барабаны вращались со скоростью 840 об/мин. Принцип работы планетарной мельницы описан в работе [22]. Полученную порошковую смесь прессовали в круглой форме диаметром 12 мм с помощью лабораторного гидравлического пресса (LabTools PLG-20, Ленинград, Россия). Усилие прессования (нагрузка) составляло 4 МПа.
Полученные образцы помещали в вакуумную установку и нагревали до температуры 650°С со скоростью нагрева 2°С/мин. Вакуум составлял 5-10-6 атм. Образец выдерживали в этих условиях в течение трех часов и охлаждали со скоростью 5° С/мин. В результате отжига происходит постепенный переход ErH3 ^ ErH2 ^ Er. На выделение водорода из гидрида эрбия в основном влияет ассоциативная десорбция водорода с поверхности частиц [23]. При нагревании уплотненной смеси гидрида эрбия и алюминия в вакуумной печи происходит сильная активация металлов за счет разрушения связей Me-H. Свободные связи способствуют диффузии и взаимному растворению металлических компонентов. Следует отметить, что при прессовании гидридной
смеси под давлением (из-за высокой хрупкости исходных гидридных порошков) обеспечивается тесный механический контакт мелкодисперсных частиц порошка.
Рис. 1. Схема получения лигатуры АЬЕг Схема процесса получения лигатуры АЬЕг представлена на рис. 1.
Результаты и обсуждение
Общий вид исходных порошков и порошковых смесей системы А1-Ег показан на рис. 2. Алюминиевый порошок, использованный для получения лигатуры А13Ег, имеет отдельные сферические частицы со средним размером ~ 90 мкм (см. рис. 2, а). Для получения гидрида эрбия использовался металлический эрбий. Поскольку после процесса гидрирования материал содержал частицы размером до 500 мкм (см. рис. 2, б), проведена дополнительная стадия механической обработки в ступке для приближения размеров порошков. После механической обработки средний размер частиц составил ~ 44 мкм. На рис. 2, в показана микроструктура системы А1-Ег без механической обработки, на рис. 2, г - с механической обработкой. На рис. 2 д, е представлены результаты картирования смеси порошка А1-Ег до и после механической обработки. Установлено, что дополнительная стадия механической обработки способствует измельчению эрбия и более равномерному распределению частиц в порошковой смеси, что является критическим параметром, влияющим на структуру и свойства конечного материала.
Изображения микроструктуры лигатуры А13Ег, полученной по гидрид-ной технологии без механической обработки исходных компонентов приведены на рисунке 3, а, б. Поверхность полученного сплава неоднородна и состоит из алюминиевой матрицы с крупными единичными включениями Ег. Вероятно, это связано с тем, что размер частиц используемых порошков был достаточно велик для получения равномерного распределения компонентов в лигатуре. Согласно результатам спектрального анализа, химический состав матрицы лигатуры А13Ег преимущественно алюминиевый, крупные светлые зерна обогащены алюминием и эрбием.
Изображения микроструктуры лигатуры А13Ег с механической обработкой исходных компонентов приведены на рис. 3, в, г. Поверхность лигатуры А13Ег однородна и состоит из алюминиевой матрицы с равномерно распределенными включениями Ег. Алюминий равномерно распределен по всему
образцу, эрбий преимущественно распределен на границах фаз. Частицы А13Ег действуют как упрочнитель, блокируя движение дислокаций в теле зерна и предотвращая разрушение по границе раздела [17].
д е
Рис. 2. Общий вид порошков: алюминий (а), эрбий (б), А1-Бг до механической обработки (в), А1-Бг после механической обработки (г), распределение эрбия в порошковых смесях до и после механической обработки (д, е)
На рис. 3, д показаны изображение лигатуры А13Ег при большом увеличении и участки, полученные методом энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии (ЭДС). Сводные данные результатов энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии приведены в табл. 1. По границам зерен твердого раствора А1 наблюдаются тонкие прослойки дисперсной эвтектики, еще более обогащенной эрбием на уровне 20-25 мас. %.
д е
Рис. 3. Микроизображения лигатуры АЬЕг: с (а, б) и без механической обработки (в, г); при большом увеличении с механической обработкой (д) и картирование (е)
Результаты картирования лигатуры А13Ег с механической обработкой исходных материалов показаны на рис. 3, е. Видно, что лигатура А13Ег
представлена алюминиевой матрицей (черный цвет) с хорошо выраженной фазой А1зЕг (розовый цвет).
Таким образом, при механической обработке порошковой смеси системы Л1-Ег наблюдались следующие микроструктурные изменения:
- более четкие контуры зерен алюминия;
- уменьшение толщины эвтектических слоев, более равномерное «обволакивание» зерен алюминия и увеличение содержания Ег в эвтектике.
Таблица 1
Сводная таблица результатов энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии
Спектр Алюминий, мас. % Эрбий, мас. %
1 75,32 24,68
2 79,08 20,92
3 74,68 25,32
4 79,48 20,52
5 85,95 24,05
6 99,9 0,1
7 99,88 0,12
8 99,85 0,15
9 99,9 0,1
10 99,75 0,25
Следовательно, получение лигатур с такой структурой способно обеспечить более быстрое растворение основного сплава при легировании и наиболее сильный эффект измельчения зерна [24].
Рентгеновская дифракционная картина лигатуры и эталона А13Ег приведена на рис. 4. Фазы были уточнены по методу Ритвельда. Использованные эталоны А13Ег доступны в Интернете [25]. Рентгеноструктурный анализ лигатуры А13Ег показал наличие двух металлических фаз: твердых растворов алюминия (~ 95,14%) и интерметаллического соединения А1зБг (~ 4,86%).
20, град (СиКа)
Рис. 4. ХКС-картина полученной лигатуры АЬЕг в сравнении с эталоном АЬБг
Как видно из рис. 4, фаза А1 вносит основной вклад в интегральную интенсивность. На рентгенограмме также хорошо видны рефлексы А13Ег. В табл. 2 приведены массовые доли отдельных фаз, найденные на основе полной структурной информации решеток. Приведены структурные параметры решеток исходных эталонов, объем и пространственная группа после применения метода Ритвельда. Решетки исходного и уточненного состояний различны. 3D-изображение решеток исходных эталонов представлено на рис. 5.
Таблица 2
Структурные параметры кристаллических решеток и фазовые фракции в основном сплаве AlзEr
Фаза Состояние а, А а V, А3 Группа Весовая доля, %
AbEr Исходное 4,233 90,00 75,86 Pm3m, Cubic 4,86
Уточненное 4,226 90,00 75,15
Al Исходное 4,038 90,00 65,88 Fm3m, Cubic 95,14
Уточненное 4,049 90,00 66,38
а б
Рис. 5. 3D-изображения распределения атомов А1 и Ег в эталонных решетках A1зEr (а) и А1 (б)
а б
Рис. 6. Схема прокалывания индентором для определения твердости образцов (а); фаза АЬЕг и матрица А1 (Ь)
Таблица 3
Структурные параметры кристаллических решеток и фазовые фракции в основном сплаве AlзEr
Образец Плотность, г/см3 Центр, НУ Круг 1, НУ Круг 2, НУ Фаза АЬЕг, НУ
Лигатура АЬЕг с механической обработкой 2,8 ± 0,2 38,2 ± 4 30,4 ± 4 27,1 ± 4 92,4 ± 8
Лигатура АЬЕг без механической обработки 2,8 ± 0,2 31,4 ± 4 29,4 ± 4 28,3 ± 4 68,4 ± 8
Коммерческий алюминий сплав марки А0 2,7 ± 0,2 27,1 ± 4 25,3 ± 4 26,1 ± 4 -
Микротвердость образцов измерялась путем проведения 50 измерений для каждого образца при нагрузке 50 г и времени выдержки 10 с по схеме, приведенной на рис. 6.
По результатам измерений средняя микротвердость по Виккерсу в областях, соответствующих А13Ег, составляет (92,4 ± 8) НУ после механической обработки с зарегистрированным максимальным значением твердости (105 + 8) НУ и (68,4 ± 8) НУ до механической обработки (табл. 3). Средняя микротвердость по Виккерсу в областях, соответствующих А1, составляет (27,1 ± 4) НУ. Плотность эталонных сплавов А1-Бг составляет (2,8 ± 0,2) г/см3, что соответствует значению микротвердости коммерчески доступного алюминия (2,7 ± 0,2) г/см3.
Выводы
В данном исследовании лигатуру А13Ег получали методом гидридной технологии и предварительной механической обработки исходных материалов. Исследование показало, что предварительная механическая обработка порошковой смеси А1-Ег оказывает существенное влияние на структуру и свойства лигатуры Л13Бг.
Установлено, что введение дополнительной стадии механической обработки приводит к значительному уменьшению среднего размера частиц смеси (~ 44 мкм) и более равномерному распределению частиц в порошковой смеси. Это необходимо для получения качественно однородной структуры и свойств конечного материала.
Структура основного сплава без механической обработки неоднородна и состоит из алюминиевой матрицы с крупными включениями Ег. В химическом составе эталонного сплава А13Ег преобладает алюминий, крупные зерна обогащены алюминием и эрбием.
Структура лигатуры А13Ег с предварительной механической обработкой исходных компонентов однородна и состоит из алюминиевой матрицы с равномерно распределенными включениями. Алюминий равномерно распределен по всему образцу, эрбий - на границах фаз.
В твердом растворе алюминия по границам зерен наблюдаются тонкие прослойки дисперсной эвтектики, обогащенной эрбием на уровне 20-25 мас. %.
Наблюдается наличие двух металлических фаз: твердых растворов алюминия (~ 95,14%) и интерметаллического соединения Al3Er (~ 4,86%).
Среднее значение микротвердости по Виккерсу в областях, соответствующих Al3Er, составляет (92,4 ± 8) HV после обработки и (68,4 ± 8) HV до обработки. Максимальное значение микротвердости лигатуры Al3Er, полученное в результате предварительной механической обработки исходных компонентов, составляет (105 ± 8) HV. Среднее значение микротвердости по Виккерсу в областях, соответствующих Al, составляет (27,1 ± 4) HV.
Список источников
1. Li G. et al. Current progress in rheoforming of wrought aluminum alloys: A review // Metals.
2020. Vol. 10 (2). Art. 238. doi: 10.3390/met10020238
2. Bhatta L. et al. Recent development of superplasticity in aluminum alloys: A review //
Metals. 2020. Vol. 10 (1). Art. 77. doi: 10.3390/met10010077
3. Berlanga-Labari C., Biezma-Moraleda M.V., Rivero P.J. Corrosion of cast aluminum alloys:
a review // Metals. 2020. Vol. 10 (10). Art. 1384. doi: 10.3390/met10101384.
4. Jiang Y., Liu F. Effects of Sc or/and Ge addition on microstructure and mechanical properties
of as-cast 6016 Al alloy // Journal of Alloys and Compounds. 2019. Vol. 809. Art. 151829. doi: 10.1016/j.jallcom.2019.151829
5. She X. et al. Effect of Er on microstructure and mechanical properties of 5052 aluminum
alloy with big width-to-thickness ratio // Materials. 2020. Vol. 13 (3). P. 568. doi: 10.3390/ma13030568
6. Zhang Y. et al. Precipitation evolution of Al-Zr-Yb alloys during isochronal aging // Scripta
Materialia. 2013.Vol. 69 (6). P. 477-480. doi: 10.1016/j.scriptamat.2013.06.003
7. Li Q. et al. Effect of samarium (Sm) addition on the microstructure and tensile properties of
Al-20% Si casting alloy // International Journal of Metalcasting. 2018. Vol. 12. P. 554-564. doi: 10.1007/s40962-017-0193-0
8. Li Q. et al. Effect of rare earth cerium addition on the microstructure and tensile properties
of hypereutectic Al-20% Si alloy // Journal of Alloys and Compounds. 2013. Vol. 562. P. 25-32. doi: 10.1016/j.jallcom.2013.02.016
9. Knipling K.E., Dunand D.C., Seidman D.N. Criteria for developing castable, creep-resistant
aluminum-based alloys - A review // International Journal of Materials Research. 2022. Vol. 97 (3). P. 246-265.
10. Lan J. et al. The Thermal Properties of L12 Phases in Aluminum Enhanced by Alloying Elements // Metals. 2021. Vol. 11 (9). Art. 1420. doi: 10.3390/met11091420
11. Liu X. et al. Formation of ordered precipitates in Al-Sc-Er- (Si/Zr) alloy from first-principles study // Journal of Rare Earths. 2021. Vol. 39 (5). P. 609-620. doi: 10.1016/j.jre.2020.08.005
12. Karnesky R.A., Dunand D.C., Seidman D.N. Evolution of nanoscale precipitates in Al microalloyed with Sc and Er // Acta Materialia. 2009. Vol. 57 (14). P. 4022-4031. doi: 10.1016/j.actamat.2009.04.034
13. Dongxia Y. et al. Effect of minor Er and Zr on microstructure and mechanical properties of Al-Mg-Mn alloy (5083) welded joints // Materials Science & Engineering A. 2013. Vol. 561. P. 226-231. doi: 10.1016/j.msea.2012.11.002
14. Gao Z. et al. Effects of minor Zr and Er on microstructure and mechanical properties of pure aluminum // Materials Science and Engineering: A. 2013. Vol. 580. P. 92-98. doi: 10.1016/j.msea.2013.05.035
15. Che H. et al. Effects of Er/Sr/Cu additions on the microstructure and mechanical properties of Al-Mg alloy during hot extrusion // Journal of Alloys and Compounds. 2017. Vol. 708. P. 662-670. doi: 10.1016/j.jallcom.2017.01.039
16. Li H. et al. Effects of Er and Zr additions on precipitation and recrystallization of pure aluminum // Scripta Materialia. 2013. Vol. 68 (1). P. 59-62. doi: 10.1016/j.scriptamat.2012.09.026
17. Liu X. et al. Phase equilibria and crystal structure of ternary compounds in Al-rich corner of Al-Er-Y system at 673 and 873K // Journal of Materials Science & Technology. 2021. Vol. 60. P. 128-138. doi: 10.1016/j.jmst.2020.04.047
18. Belgibayeva A. et al. The Structural and phase state of the TiAl system alloyed with rare-earth metals of the controlled composition synthesized by the "Hydride technology" // Metals. 2020. Vol. 10 (7). Art. 859. doi: 10.3390/met10070859
19. Suryanarayana C. Mechanical alloying and milling // Progress in Materials Science. 2001. Vol. 46 (1-2). P. 1-184.
20. Kosmachev P.V., Abzaev Y.A., Vlasov V.A. Quantitative phase analysis of plasma-treated high-silica materials // Russian Physics Journal. 2018. Vol. 61. P. 264-269. doi: 10.1007/s11182-018-1396-4
21. Gschneidner K.A., Calderwood F.W. The Al-Er (Aluminum-Erbium) system // Bulletin of Alloy Phase Diagrams. 1988. Vol. 9 (6). P. 690-691. doi: 10.1007/bf02883169
22. Sokolov S. et al. The study of HEMs based on the mechanically activated intermetallic Al12Mg17 powder // Molecules. 2020. Vol. 25 (16). Art. 3561. doi: 10.3390/molecules25163561
23. Войт А.П. Термодесорбционные исследования кинетики разложения гидридов металлов : дис. ... канд. физ.-мат. наук. СПб, 2005. 105 с.
24. Savchenkov S. et al. Microstructural master alloys features of aluminum-erbium system // Crystals. 2021. Vol. 11 (11). Art. 1353. https://doi.org/10.3390/cryst11111353
25. Persson K. Materials Data on ErAl3 (SG:166) by Materials Project. doi: 10.17188/1196756. URL: https://searchworks.stanford.edu/view/12038716
References
1. Li G. et al. Current progress in rheoforming of wrought aluminum alloys: A review. Metals.
2020. Vol. 10(2). P. 238. https://doi.org/10.3390/met10020238
2. Bhatta L. et al. Recent development of superplasticity in aluminum alloys: A review..Metals.
2020. Vol. 10(1). P. 77. https://doi.org/10.3390/met10010077.
3. Berlanga-Labari C., Biezma-Moraleda M. V., Rivero P. J. Corrosion of cast aluminum alloys:
a review. Metals. 2020. Vol. 10. is. 10. P. 1384. https://doi.org/10.3390/met10101384.
4. Jiang Y., Liu F. Effects of Sc or/and Ge addition on microstructure and mechanical properties
of as-cast 6016 Al alloy. Journal of Alloys and Compounds. 2019. Vol. 809. P. 151829. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2019.151829
5. She X. et al. Effect of Er on microstructure and mechanical properties of 5052 aluminum
alloy with big width-to-thickness ratio. Materials. 2020. Vol. 13(3). P. 568. https://doi.org/10.3390/ma13030568
6. Zhang Y. et al. Precipitation evolution of Al-Zr-Yb alloys during isochronal aging. Scripta
Materialia. 2013.Vol. 69(6). P. 477-480. https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2013.06.003
7. Li Q. et al. Effect of samarium (Sm) addition on the microstructure and tensile properties of
Al-20% Si casting alloy. International Journal ofMetalcasting. 2018. Vol. 12. P. 554-564. https://doi.org/10.1007/s40962-017-0193-0
8. Li Q. et al. Effect of rare earth cerium addition on the microstructure and tensile properties
of hypereutectic Al-20% Si alloy. Journal of Alloys and Compounds. 2013. Vol. 562. P. 25-32. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2013.02.016
9. Knipling K.E., Dunand D.C., Seidman D.N. Criteria for developing castable, creep-resistant
aluminum-based alloys-A review. International Journal of Materials Research. 2022. Vol. 97(3). P. 246-265.
10. Lan J. et al. The Thermal Properties of L12 Phases in Aluminum Enhanced by Alloying Elements. Metals. 2021. Vol. 11(9). P. 1420. https://doi.org/10.3390/met11091420
11. Liu X. et al. Formation of ordered precipitates in Al-Sc-Er-(Si/Zr) alloy from first-principles study. Journal of Rare Earths. 2021. Vol. 39(5). P. 609-620. https://doi.org/10.1016/ j.jre.2020.08.005
12. Karnesky R. A., Dunand D. C., Seidman D. N. Evolution of nanoscale precipitates in Al microalloyed with Sc and Er. Acta Materialia. 2009. Vol. 57(14). P. 4022-4031. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2009.04.034
13. Dongxia Y. et al. Effect of minor Er and Zr on microstructure and mechanical properties of Al-Mg-Mn alloy (5083) welded joints. Materials Science & Engineering A. 2013. Vol. 561. P. 226-231. https://doi.org/10.1016/j.msea.2012.11.002
14. Gao Z. et al. Effects of minor Zr and Er on microstructure and mechanical properties of pure aluminum. Materials Science and Engineering: A. 2013. Vol. 580. P. 92-98. https://doi.org/10.1016/j.msea.2013.05.035
15. Che H. et al. Effects of Er/Sr/Cu additions on the microstructure and mechanical properties of Al-Mg alloy during hot extrusion. Journal of Alloys and Compounds. 2017. Vol. 708. P. 662-670. https://doi.org/10.1016/jjallcom.2017.01.039
16. Li H. et al. Effects of Er and Zr additions on precipitation and recrystallization of pure aluminum. ScriptaMaterialia. 2013. Vol. 68(1). P. 59-62. https://doi.org/10.1016/j.scrip-tamat.2012.09.026
17. Liu X. et al. Phase equilibria and crystal structure of ternary compounds in Al-rich corner of Al-Er-Y system at 673 and 873K. Journal of Materials Science & Technology. 2021. Vol. 60. P. 128-138. https://doi.org/10.1016/jjmst.2020.04.047
18. Belgibayeva A. et al. The Structural and phase state of the TiAl system alloyed with rare-earth metals of the controlled composition synthesized by the "Hydride technology". Metals. 2020. Vol. 10(7). P. 859. https://doi.org/10.3390/met10070859
19. Suryanarayana C. Mechanical alloying and milling. Progress in materials science. 2001. Vol. 46(1-2). P. 1-184.
20. Kosmachev P. V., Abzaev Y. A., Vlasov V. A. Quantitative phase analysis of plasma-treated high-silica materials. Russian Physics Journal. 2018. Vol. 61. P. 264-269. https://doi.org/10.1007/s11182-018-1396-4
21. Gschneidner K. A., Calderwood F. W. The Al- Er (Aluminum-Erbium) system. Bulletin of Alloy Phase Diagrams. 1988. Vol. 9 (6). P. 690-691. https://doi.org/10.1007/bf02883169
22. Sokolov S. et al. The study of HEMs based on the mechanically activated intermetallic Al12Mg17 powder. Molecules. 2020. Vol. 25(16). P. 3561. https://doi.org/10.3390/mole-cules25163561
23. Voyt, A.P. Thermal desorption studies of the kinetics of decomposition of metal hydrides: PhD Thesis. Saint Petersburg State University, Saint Petersburg, Russian Federation, 2005. [in Russian]
24. Savchenkov S. et al. Microstructural master alloys features of aluminum-erbium system. Crystals. 2021. Vol. 11(11). P. 1353. https://doi.org/10.3390/cryst11111353
25. Persson K. Materials Data on ErAh (SG:166) by Materials Project. Available online: DOI: 10.17188/1196756.
Сведения об авторах:
Соколов Сергей Дмитриевич - младший научный сотрудник лаборатории нанотехно-логий металлургии Томского государственного университета (Томск, Россия); инженер Института проблем химико-энергетических технологий Сибирского отделения РАН (Бийск, Россия). E-mail: [email protected]
Каракчиева Наталья Ивановна - кандидат химических наук, старший научный сотрудник лаборатории химических технологий Томского государственного университета (Томск, Россия). E-mail: [email protected]
Абзаев Юрий Афанасьевич - доктор физико-математических наук, профессор Томского государственного архитектурно-строительного университета (Томск, Россия). E-mail: [email protected]
Кахидзе Николай Еверьевич - младший научный сотрудник лаборатории нанотехно-логий металлургии Томского государственного университета (Томск, Россия). E-mail: [email protected]
Жуков Илья Александрович - доктор технических наук, заведующий лабораторией нанотехнологий металлургии Томского государственного университета (Томск, Россия); ведущий научный сотрудник Института проблем химико-энергетических технологий Сибирского отделения РАН (Бийск, Россия). E-mail: [email protected] Сачков Виктор Иванович - доктор химических наук, заведующий лабораторией химических технологий Томского государственного университета (Томск, Россия); старший научный сотрудник Института проблем химико-энергетических технологий Сибирского отделения РАН (Бийск, Россия). E-mail: [email protected]
Ворожцов Александр Борисович - доктор физико-математических наук, заведующий научно-исследовательской лабораторией высокоэнергетических и специальных материалов Томского государственного университета (Томск, Россия); главный научный сотрудник Института проблем химико-энергетических технологий Сибирского отделения РАН (Бийск, Россия). E-mail: [email protected]
Вклад авторов: все авторы сделали эквивалентный вклад в подготовку публикации. Авторы заявляют об отсутствии конфликта интересов.
Information about the authors:
Sokolov Sergey D. - Junior Researcher of the Laboratory of Metallurgy Nanotechnologies, Tomsk State University (Tomsk, Russia); Engineer at Institute for Problems of Chemical and Energetic Technologies SB RAS (Biysk, Russia). E-mail: [email protected] Karakchieva Natalia I. - PhD, Senior Researcher at the Laboratory of Chemical Technologies at Tomsk State University (Tomsk, Russia). E-mail: [email protected] Abzaev Yurii A. - Doctor of Physic and Mathematic Sciences, Professor, Tomsk State University of Architecture and Building (Tomsk, Russia). E-mail: [email protected] Kakhidze Nikolay I. - Junior Researcher of the Laboratory of Metallurgy Nanotechnologies, Tomsk State University (Tomsk, Russia). E-mail: [email protected] Zhukov Ilya A. - Doctor of Technical Sciences, Head of the Laboratory of Metallurgy Nanotechnologies, Tomsk State University (Tomsk, Russia); Leading Researcher at Institute for Problems of Chemical and Energetic Technologies SB RAS (Biysk, Russia). E-mail: [email protected]
Sachkov Viktor I. - Doctor of Chemical Sciences, Head of the Chemical Technologies Laboratory, Tomsk State University (Tomsk, Russia); Senior Researcher at Institute for Problems of Chemical and Energetic Technologies SB RAS (Biysk, Russia). E-mail: [email protected] Vorozhtsov Alexander B. - Doctor of Physic and Mathematic Sciences, Professor, Head of the research laboratory of high-energy and special materials Tomsk State University (Tomsk, Russia); Head Researcher at Institute for Problems of Chemical and Energetic Technologies SB RAS (Biysk, Russia). E-mail: [email protected]
Contribution of the authors: the authors contributed equally to this article. The authors declare no conflicts of interests.
Статья поступила в редакцию 29.04.2024; принята к публикации 16.08.2024 The article was submitted 29.04.2024; accepted for publication 16.08.2024
