Структура, свойства и применение сплавов системы Al–Mg–Si

ВИАМ/2011-205782
Структура, свойства и применение сплавов
системы Al–Mg–Si–(Сu)
Н.И. Колобнев
доктор технических наук
Л.Б. Бер
доктор технических наук
Л.Б. Хохлатова
кандидат технических наук
Д.К. Рябов
Март 2011
Всероссийский институт авиационных материалов (ФГУП
«ВИАМ» ГНЦ) – крупнейшее российское государственное
материаловедческое предприятие, на протяжении 80 лет
разрабатывающее и производящее материалы, определяющие
облик современной авиационно-космической техники. 1700
сотрудников ВИАМ трудятся в более чем тридцати научноисследовательских лабораториях, отделах, производственных
цехах и испытательном центре, а также в четырех филиалах
института. ВИАМ выполняет заказы на разработку и поставку
металлических и неметаллических материалов, покрытий,
технологических процессов и оборудования, методов защиты
от коррозии, а также средств контроля исходных продуктов,
полуфабрикатов и изделий на их основе. Работы ведутся как по
государственным программам РФ, так и по заказам ведущих
предприятий авиационно-космического комплекса России и
мира.
В 1994 г. ВИАМ присвоен статус Государственного
научного центра РФ, многократно затем им подтвержденный.
За разработку и создание материалов для авиационнокосмической и других видов специальной техники 233
сотрудникам ВИАМ присуждены звания лауреатов различных
государственных премий. Изобретения ВИАМ отмечены
наградами на выставках и международных салонах в Женеве и
Брюсселе. ВИАМ награжден 4 золотыми, 9 серебряными и 3
бронзовыми медалями, получено 15 дипломов.
Возглавляет институт лауреат государственных премий
СССР и РФ, академик РАН, профессор Е.Н. Каблов.
Статья
подготовлена
для
опубликования
в
журнале «Металловедение и термическая обработка металлов»,
№9, 2011г.
Электронная версия доступна по адресу: www.viam.ru/public
Структура, свойства и применение сплавов системы Al–Mg–Si–(Сu)
Н.И. Колобнев, Л.Б. Бер, Л.Б. Хохлатова, Д.К. Рябов
Всероссийский институт авиационных материалов
Приведен краткий обзор докладов 12-ой международной конференции по
алюминиевым сплавам, посвященных высокотехнологичным свариваемым
сплавам системы Al–Si–Mg.
Ключевые слова: сплавы системы Al–Si–Mg, фазовые превращения,
межкристаллитная коррозия, механические свойства.
На конференции большая часть докладов (74 доклада) относится к
результатам исследования сплавов системы Al–Mg–Si–(Сu). Интерес к
сплавам этой системы вызван тем, что они обладают хорошим комплексом
прочностных
и
коррозионных
свойств,
высокой
технологической
пластичностью и свариваемостью.
С конца XX века сплавы этой серии начали активно применять в
автомобилестроении
вместо
традиционно
используемых
сталей,
что
позволило существенно снизить вес конструкции. Кроме этого, сплавы
широко
используют
в
строительных
конструкциях,
судостроении,
электротехнике. Сплавы с добавкой 0,5–1,1% Cu (АА6013, АА6056, 1370),
имеющие повышенный уровень прочности, применяют для изготовления
элементов конструкции самолетов. По объему производства во многих
странах эти сплавы превосходят термически упрочняемые алюминиевые
сплавы других систем.
В пленарном докладе [1] изложены последние достижения в определении
атомной структуры упрочняющих выделений в сплавах системы Al–Mg–Si с
добавками
Cu,
Ag
и
Ge.
Качество
современных
просвечивающих
электронных микроскопов (ПЭМ), использование недавно разработанного
метода количественного анализа и высокопроизводительной компьютерной
техники позволяют решить проблему исследований упрочняющих выделений
в этих сплавах на новом уровне.
Помимо традиционных методов фазового анализа (рентгеноструктурный
анализ,
обычная
светлопольная
и
темнопольная
просвечивающая
электронная микроскопия (ПЭМ) в сочетании с микродифракцией) авторы
[1]
использовали
просвечивающую
современные
электронную
методы
исследования,
микроскопию
высокого
включая
разрешения
(ПЭМВР) в сочетании с энергодисперсионной рентгеновской спектроскопией
(ЭДРС), кольцевое сканирование темнопольного изображения (КСТИ) и
трехмерную атомно-зондовую томографию (3АЗТ).
Выделения β″- и β′-фаз имеют несколько модификаций с близкой
кристаллической структурой и в работах исследователей различных школ
по-разному обозначаются: фазы L, S, С и U1, U2, В′, соответственно.
Общепринятую последовательность фазовых превращений в процессе
распада пересыщенного твердого раствора (ПТР) закаленных сплавов
системы Al–Mg–Si теперь можно записать следующим образом:
ПТР – кластеры – зоны ГП – β″ – β′, U1, U2, В′ – β(Mg 2 Si), Si.
В случае сплавов с медью последовательность фазовых превращений
следующая:
ПТР – кластеры – зоны ГП – β″, L, S, С – Q′ – Q(Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 ).
Известно, что максимальная прочность сплавов системы Al–Mg–Si
достигается в результате формирования упрочняющих выделений β″-фазы.
Вначале методами 3АЗТ в сочетании с ПЭМВР определили, что
отношение Mg/Si (в атомных процентах) составляет 5/6, т.е. β″-фаза имеет
формулу
Mg 5 Si 6 .
применения
этих
Самые
методов
последние
с
экспериментальные
подгонкой
интенсивности
результаты
рефлексов
микродифракции к расчетной модели методом наименьших квадратов и
минимизации свободной энергии системы с учетом плотной упаковки атомов
разного сорта показали, что наиболее точный состав выделений β″-фазы
описывает формула Mg 5 Al 2 Si 4 . Такие результаты объясняют известный для
сплавов системы Al–Mg–Si факт, что максимальную прочность в этой
системе имеют не сплавы с соотношением Mg/Si=2, что соответствует
равновесной фазе Mg 2 Si, а сплавы с соотношением Mg/Si ~1.
Замещение
некоторых
атомов
кремния
атомами
алюминия
дает
значительный выигрыш в свободной энергии. На рис. 1 представлены
результаты исследования указанными выше методами кристаллической
структуры β″-фазы.
Рисунок 1. Примеры определения кристаллической структуры и химического состава
выделений β″-фазы в сплавах Al–Mg–Si различными методами: а, б –электронной
микроскопии с использованием ПЭМ среднего разрешения; в –микродифракции;
г –трехмерной атомно-зондовой томографии; д – минимизации свободной энергии;
е – построения структурной модели положения томов в решетке фазы
Расчеты показали, что замена некоторых атомов кремния атомами
алюминия дает значительный выигрыш в свободной энергии, причем замена
атомов в положениях Si3 выгоднее, чем замена атомов кремния в
положениях Si1 и Si2. Атомы кремния в положениях Si1 и Si2 образуют
пространственную сетку с сильными энергетическими связями, тогда как в
положении Si3 они занимают места между узлами этой сетки.
На рис. 2 показано, что кристаллические решетки упрочняющих фаз типа
β′ можно построить на основе очень близких между собой несколько
искаженных решеток из атомов кремния с почти гексагональной ячейкой,
причем атомы кремния лежат вдоль плотноупакованных направлений
<111> Si . Помимо этого авторы определили периоды решеток выделяющихся
фаз и нашли совпадения периода решетки с фаз β′, U2 и В′ с периодом а
алюминиевой матрицы.
Рисунок 2. Схемы расположения атомов в кристаллических решетках фаз
(ось <100> алюминиевой матрицы с периодом а=0,405 нм расположена вертикально):
а – β′-фаза; б – фаза U2; в – фаза В′
В докладах австралийских исследователей [2–5] представлены результаты
исследований методами ПЭМВР и 3АЗТ кристаллической структуры
упрочняющих выделений в Al–Mg–Si-сплавах с избытком кремния, а также в
модельных и промышленных сплавах с добавкой меди после естественного
старения разной длительности и последующего искусственного старения.
Эти данные были сопоставлены с измерениями характеристик прочности и
пластичности.
Была предложена классификация продуктов распада ПТР на основании
их размеров и морфологии: I – выделения (более 500 атомов); II – примерно
равноосные когерентные зоны (167–500 атомов); III – кластеры (менее 167
атомов). Кластеры разделяются по химическому составу на три вида:
1 – с преобладанием атомов Mg; 2 – с преобладанием атомов Si; 3 – кластеры
(Mg+Si) с отношением Mg/Si≥1. Проведена оценка вклада каждого из
продуктов распада в упрочнение как для случая их непосредственного
образования в ходе низкотемпературного старения (НС), так и для оценки
влияния кластеров и зон, сформированных в результате НС, на упрочнение
после высокотемпературного старения (ВС), соответствующего достижению
максимальной прочности. В этих исследованиях дается объяснение
общеизвестного для сплавов этой системы отрицательного влияния
естественного старения на прочность после искусственного старения.
Показано, что в процессе естественного старения увеличивается объемная
доля протяженных продуктов распада и растет прочность Al–Mg–Si-сплавов.
В состоянии Т6 (максимального упрочнения) прочность сплавов снижается в
соответствии с увеличением длительности естественного старения перед
искусственным, уменьшением объемной доли протяженных продуктов
распада (≥225 атомов) и ростом объемной доли мелких агрегатов
(4–75 атомов). В состоянии Т6 прочность обеспечивается сочетанием
равноосных зон ГП и игольчатых выделений β′-фазы. В результате
искусственного старения после естественного кластеры с преобладанием
атомов Mg, как правило, растворяются. Кластеры с преобладанием атомов Si
и кластеры (Mg+Si) с отношением Mg/Si≥1 наследуются с образованием
более
протяженных
продуктов
распада.
Зоны
ГП
предшествуют
формированию выделений β″-фазы.
Япония выпускает более 4 млн. т алюминия и его сплавов в год и
превосходит все остальные страны по потреблению алюминия на душу
населения. Начиная с 70-х годов XX века японские исследователи проводят
обширные исследования кристаллической структуры продуктов распада в
сплавах
системы
Al–Mg–Si–(Сu)
с
применением
различных
высокоразрешающих методов: ПЭМВР, 3АЗТ и др.
На конференции были представлены восемь докладов японских ученых
по этой тематике. Среди них можно отметить работу [6] о влиянии добавки
0,5% (масс.) Ag на формирование структуры выделений β′-фазы в сплаве
Al–1,0% (масс.) Mg 2 Si. Показано, что атомы серебра концентрируются в
углах кристаллических ячеек β′-фазы, частично заменяя атомы кремния и
изменяя симметрию решетки. При этом происходит фрагментация выделений
β′-фазы. Атомы серебра обогащают межфазную поверхность β – Al-матрица
и частично замещают атомы алюминия в ГЦК-твердом растворе.
Авторы [7, 8] изучали влияние деформации на прочность и структуру
листов из Al–Si–Mg-сплавов в нескольких состояниях: после искусственного
старения при 170°С, 1 ч (цикл окраски изделий), закалки и естественного
старения и старения на максимум прочности при 100 и 180°С. В первом
случае оптимальная прочность достигнута при деформации ε=3% и методом
ПЭМ показано, что в матрице наблюдаются однородно распределенные
выделения β″-фазы. Увеличение степени деформации ε подавляет развитие
выделений в матрице и инициирует формирование крупных выделений
β′-фазы на дислокациях. В естественно и искусственно состаренном
состоянии образцы растягивали со степенями до ε=10% и изучали
взаимодействие дислокаций с продуктами распада при 100°С (кластеры
Mg+Si) и при 180°С (выделения β′-фазы). Методами ДСК и ПЭМ показано,
что при естественном старении дислокации перерезают кластеры, а при
искусственном старении дислокации закрепляются выделениями β′-фазы.
Несколько
докладов
японских
исследователей
[9–11]
посвящено
оптимизации химического состава сплавов в части суммарного количества
основных легирующих элементов, соотношения Mg/Si и дополнительного
легирования Сu и Ag.
В докладе [9] (Австралия) показано, что в сплавах 6060/6063 пониженное
содержание
магния
и
кремния
положительно
влияет
на
скорость
прессования. Однако увеличение суммарного содержания магния и кремния
позволяет низкопрочный сплав перевести в среднепрочный. Показано, что
больший эффект упрочнения достигается при избытке кремния, чем магния.
По данным [10], для дополнительного упрочнения при искусственном
старении при 180°С в сплавы Al–0,3% Mg–0,5% Si вводится медь в
небольших количествах (0,5–0,8%). Однако в сплав, который длительно
(4300 ч) работает при 90°С (например в радиаторах автомобилей),
нецелесообразно вводить медь, так как оба сплава имеют близкий уровень
предела текучести. Результаты ДСК и ПЭМ показывают различное действие
добавки меди на образование β″-фазы при 90 и 180°С.
В докладах [11, 12] рассмотрено влияние добавок Сu, Ag, Аu в сплаве
Al–0,6% Mg–0,35% Si и Сr, Со, Мn и Ni в сплаве 1,06% Mg 2 Si на их
упрочнение в процессе старения. В сплаве Al–0,6% Mg–0,35% Si наибольший
эффект при температуре старения 150°С достигается с добавками Сu и Сu+Ag.
В процессе старения при 300°С максимальное упрочнение получено на сплаве
с добавками Сu+Ag+Аu за счет более высокой плотности выделений. В сплаве
1,06% Mg 2 Si в процессе старения при 200°С с добавкой Ni и Со получена
максимальная
твердость
также
при
высокой
плотности
выделений
упрочняющих фаз. В сплавах с Мn и Сr образуются дисперсоиды с Si, в
результате чего понижается концентрация Si в твердом растворе и плотность
выделений упрочняющих фаз в искусственно состаренном состоянии.
Большинство сплавов 6ХХХ системы Al–Mg–Si–Сu имеют повышенную
закалочную
чувствительность,
влияющую
на
их
механические
и
коррозионные свойства. Авторы [13] (Австралия) показали, что главным
фактором, влияющим на уровень прочности сплавов, является плотность
дисперсоидов, которая определяется температурой и длительностью нагрева
при гомогенизации. При закалке с понижением скорости охлаждения
дисперсоиды становятся центрами зарождения грубых неупрочняющих
Mg–Si-частиц, появляются зоны, свободные от выделений упрочняющих фаз.
Это приводит к снижению концентрации Mg и Si в твердом растворе и, как
следствие, к пониженному уровню прочности и твердости сплава.
Ряд докладов представителей Японии посвящены решению вопроса
повышения экономичности и расширения применения алюминиевых сплавов.
Так, в докладе [14] показана эффективность скоростного высокочастотного
индукционного нагрева при термической обработке, обеспечивающего
снижение длительности нагрева и энергозатрат при получении требуемых
механических свойств прессованных прутков из сплава 6061.
В докладе [15] авторы отмечают, что одной из основных причин
ограничения применения алюминиевых сплавов в деталях автомобилей
является недостаточная технологичность при глубокой вытяжке из-за
специфической для алюминиевых листов текстуры кубической ориентации.
Показано,
что
при
проведении
асимметричной
теплой
прокатки
в
алюминиевых листах происходит сдвиговая деформация. При этом по
толщине листа формируется текстура с увеличением сдвиговой компонентой,
которая похожа на текстуру рекристаллизации листов низкоуглеродистой
стали. Эта текстура сохраняется даже после рекристаллизационного отжига,
при этом повышается коэффициент вытяжки.
Проблеме получения ультрамелкозернистой структуры, как способу
повышения прочности сплавов, посвящены доклады [16, 17]. В работе [16]
рассмотрено использование интенсивной пластической деформации (ИПД)
при прокатке сплавов 6063 и 5052 на специальном прокатном стане с
калибровочными роликами, в результате которой по толщине листа
происходила сдвиговая деформация. В результате повышается не только
прочность,
но
и
относительное
удлинение,
за
счет
формирования
субзеренной структуры и равномерно распределенных дисперсных частиц
наноразмера. Авторы [17] использовали многократное угловое прессование
сплава 6082 при 270 и 350°С в исходном, отожженном и искусственно
состаренном состояниях. Получена однородная ультрамелкая зеренная
структура с высокой плотностью дислокаций. При этом ~28% зерен имели
большеуговые
границы.
Однако
полученная
структура
сохраняла
стабильность только в течение 5 мин нагрева при 270°С.
Несколько докладов [18–20] посвящено исследованию формирования
зеренной структуры в процессе обработки давлением и термической
обработки сплавов 6ХХХ.
На листах из сплава 6111 системы Al–Mg–Si–Сu исследовали влияние
выделений, полученных при естественном старении (Т4), перестаривании
(ОА)
и
сильном
перестаривании
(SOA),
на
процессы
возврата
и
рекристаллизации, которые протекали после холодной прокатки во время
отжига при 325 и 445°С [18]. Показано, что для состояния Т и ОА после
отжига доля рекристаллизации и разупрочнения составляла 0,3–0,5. Для
состояния SOА получены почти полностью рекристаллизованная структура и
максимальное разупрочнение, что обусловлено протеканием процесса
возврата, укрупнением частиц выделений и наличием зон, свободных от
выделений, и продолжительностью отжига.
В листах толщиной 1 мм из технически чистого алюминия после
интенсивной пластической деформации методом прокатки и последующего
отжига наблюдается ультрамелкозернистая структура, образование которой
может быть описано термином «дробление зерен» [19]. В процессе
деформации
происходит
разориентация
между соседними
областями
скольжения, границы которых называют «геометрически необходимыми
границами» (GNBs). Разориентация этих областей возрастает с увеличением
степени
пластической
деформации. Кроме того, дислокации имеют
тенденцию образовывать низкоэнергетические конфигурации, границы
которых называют «идентичными дислокационными границами» (IDBs).
Микроструктура полученных ультрамелких зерен близка по характеру к
микроструктуре
деформации
с
протяженными
зернами,
большим
количеством дислокаций и субграниц, хотя протяженные ультрамелкие зерна
имеют большую разориентировку. Изменения, происходящие в структуре в
процессе отжига, можно назвать «непрерывной рекристаллизацией», которая
сопровождается восстановлением удлиненных ультрамелких зерен.
При исследовании зависимости размера зерна от параметров прессования
(скорость, температура и степень деформации) при прямом прессовании
сплава 6082 на прессе, который позволяет закаливать прутки сразу после
прессования, установлено, что толщина зерна не зависит от температуры и
скорости прессования, а зависит от величины эквивалентной пластической
деформации [20].
В докладах [21, 22] обсуждается влияние водорода на результаты
усталостных испытаний образцов из сплавов 6061 в сравнении со сплавом
7075 и сплавами серии 6ХХХ. На ранних стадиях усталостных испытаний
происходит
наводороживание
из
атмосферы.
В
процессе
испытаний
концентрация водорода уменьшается пропорционально количеству циклов. В
сплаве 7075 наводороживание происходит в большей степени. Показано, что
водород локализуется у избыточных частиц AlFeSi-фазы в сплаве 6061 и
Al 7 Cu 2 Fе-фазы в сплаве 7075, что и приводит к образованию областей
хрупкого межзеренного разрушения. Введение в сплавы серии 6ХХХ добавки
меди снижает склонность сплава к наводороживанию в процессе усталостных
испытаний. При этом в сплавах не образуется областей охрупчивания.
Сплавы серии 6ХХХ относятся к коррозионностойким сплавам, но
выделения вторых фаз [β(Mg 2 Si) и Q(Al l4 Si 7 Mg 8 Cu 2 )] могут приводить к
появлению межкристаллитной коррозии (МКК). Исследование кинетики
МКК и питтинговой коррозии сплава 6111 в недостаренном, состаренном на
максимальную прочность и перестаренном состояниях показали, что степень
коррозионного поражения возрастает с ростом упрочнения [23]. Фазы на
границах зерна с большим содержанием меди ведут себя как катоды и
создают микрогальванические пары со смежными зонами с пониженным
содержанием Сu и Si, что приводит к росту МКК. На стадии перестаривания
склонность сплава к МКК, как и степень упрочнения, снижается. Образцы
после старения охлаждали на воздухе, хотя есть данные о повышении
коррозионной стойкости в случае охлаждения в воде.
В работе [24] при исследовании плит из отечественного сплава 1370
системы
Al–Mg–Si–Сu
показана
эффективность
применения
низкотемпературной термомеханической обработки и многоступенчатого
старения для снижения склонности к межкристаллитной коррозии и
повышения прочностных свойств. В результате деформации холодной
прокаткой или растяжением между закалкой и трехступенчатым старением
плит толщиной 12–20 мм глубина МКК не превышает 0,1 мм, а временное
сопротивление разрыву достигает уровня σ в =425–440 МПа. Применение
ступенчатого старения Т78 для близкого по составу сплава 6056 приводит к
снижению σ в до 365 МПа при устранении склонности к МКК и наличии
питтингов глубиной до 0,16 мм.
Выводы
Алюминиевые сплавы систем Al–Mg–Si и Al–Mg–Si–Сu широко
применяются
в
автомобилестроении,
железнодорожном
транспорте,
приборостроении и строительстве благодаря сочетанию коррозионной
стойкости, прочности и высокой технологической пластичности. Большое
количество научно-исследовательских работ, посвященных этим сплавам,
направлено на изучение закономерностей влияния их состава, включая
соотношение Mg/Si и микродобавки переходных металлов, на структуру,
фазовый состав и свойства. Активный интерес вызывает изучение причин
появления межкристаллитной коррозии в сплавах указанных систем и пути
повышения их стойкости к данному виду коррозии. Современные методы
исследований позволяют определить не только тонкую структуру сплавов, но
и параметры решетки фаз, распределение легирующих элементов. Это
позволяет исследователям перейти на новый уровень понимания зависимости
макросвойств сплавов от микроструктуры.
Список литературы:
1. Holmestad R., Marioara С.D., Ehlers F.J.H. et al. Precipitation in 6XXX Aluminum Alloys //
Proceedings of the 12th International Conference on Aluminium Alloys. 2010. Yokohama.
P. 30–39.
2. Rometsch P.A., Cao L., Muddle В.C. Strengthening of 6XXX Series Sheet Alloys During
Natural Ageing and Early-stage Artificial Ageing // Там же. P. 389–394.
3. Cao L., Rometsch P.A., Zhong H. et al. Effect of Natural Ageing on the Artificial Ageing
Response of an Al–Mg–Si–Cu Alloy //Там же. P. 395–400.
4. Sha G., Liao X.Z., Ringer S.P., Lapovok R. Modification of Precipitate Microstructure in
6060 Al Alloy by Equal-Channel Angular Pressing // Там же. P. 430–434.
5. Li S., Marceau R.K.W., Sha G. et al. Atom Probe Tomography Characterization of Solute
Clustering in AA6111 // Там же. P. 2213–2218.
6. Matsuda K., Nakamura J., Nishita H. et al. T. Effect of Addition of Ag/Cu on Precipitation in
Al-Mg-Si Alloys // Там же. P. 420–423
7. Masuda T., Takaki Y., Hirosawa S. Effect of Amount of Pre-strain on Bake-hardening
Response of an Al–Mg–Si Alloy // Там же. P. 1065–1070.
8. Takata K., Takahashi J., Saga M. et al. Analysis of Yield Strength for Isothermal Aged
Al–Mg–Si Alloys // Там же. P. 1179–1183.
9. Couper M.J. Selecting the Optimum Mg and Si Content for 6XXX Series Extrusion Alloys //
Там же. P. 149–154.
10. Ando М., Suzuki Y. Effects of Cu Addition on Aging Behavior of Al–0,5% Si–0,3% Mg
Alloy // Там же. P. 1045–1050.
11. Nagai Т., Matsuda K., Nishita H. et al. Effect of Transition Metals on Aging Behavior of
Al–Mg–Si Alloys // Там же. P. 2018–2021.
12. Wang S., Matsuda K., Kawabata T., Ikeno S. Variation of Aging Behavior for Al–Mg–Si
Alloys with Different TMs Addition // Там же. P. 2008–2011.
13. Strobel K., Easton M.A., Sweet E.D. et al. Relating Quench Sensitivity to Microstructure in
6XXX Series Alloys // Там же. P. 1596–1601.
14. Shang F.N., Sekiya E., Nakayama Y. Rapid Heating and Mechanical Properties of 6061
Aluminum Alloy Using High Frequency Induction Heating Apparatus // Там же.
P. 2314–2319.
15. Miki Y., Noguchi O., Ueno Y. et al. Improvement of Deep Drawability of Al–Mg–Si Alloy
Sheets for Automotive Panel by Asymmetric Warm Rolling // Там же. P. 1225–1230.
16. Mukai Т., Osawa Y., Singh A., Inoue T. Strengthening Al-Mg-Si Alloys with Ultra Fine
Sub-grain Structure // Там же. P. 1190–1194.
17. Kovářík Т., Zrník J. Microstructure Behavior of Al-Mg-Si Alloy Processed by ECAP and Its
Thermal Stability // Там же. P. 1720–1725.
18. Go J., Militzer М., Poole W. The Effect of Precipitation on the Recovery and
Recrystallization Behaviour of AA6111 // Там же. P. 1153–1158.
19. Kashihara K., Ikushima W., Miyajima Y. et al. Evolution of the Microstructure of a {100}
<001> Pure Aluminum Single Crystal during Severe Plastic Deformation // Там же.
P. 2130–2135.
20. Segatori A., Foydl A., Donati L. et al. Grain Shape Evolution and Prediction for AA6082 //
Там же. P. 2034–2039.
21. Horikawa K., Yamada H., Kobayashi H. Hydrogen Evolution during Fatigue Deformation in
6061 and 7075 Aluminum Alloys // Там же. P. 371–376.
22. Ichitani K., Kоуama K. Effect of Experimental Humidity on Fatigue Fracture of 6XXXseries Aluminum Alloys // Там же. P. 363–370.
23. Holder A.E., McMurray H.N., Williams G., Scamans G. Following the Kinetics of Localised
Corrosion on AA6111 Using SVET // Там же. P. 1475–1480.
24. Kolobnev N.I., Makhsidov V.V., Samokhvalov S.V. et al. An Effect of Deformation after
Quenching and Heat Treatment on Mechanical and Corrosion Properties of Al–Mg–Si–Cu–Zn
Alloy // Там же. P. 1113–1116.