Вплив структурного стану і дії зовнішніх факторів на структурну надпластичність і руйнування алюмінієвих сплавів, що деформуються

Таким чином, як показали проведені дослідження, зразки середньоміцних сплавів 1201 та Al-4,1мас.%Mg-0,5мас.%Zr проявили звичайну мікрозеренну СНП, а зразки сплаву типу “авіаль” - високотемпературну СНП. Їх НПД у оптимальних умовах деформування здійснювалась при наявності на міжкристалітних межах осередків рідкої фази.

У п'ятому розділі “Структурна надпластичність середньоміцних багатокомпонентних алюмінієво-літієвих сплавів 1420, 1421, 1423” досліджено ефект СНП, який проявляють сучасні перспективні сплави систем Al-Mg-Li-Zr та Al-Mg-Li-Zr-Sc, які характеризуються підвищеними питомим модулем пружності і питомою міцністю.

Встановлено, що деформовані промислові напівфабрикати сплаву 1420 (Al-4,5мас.%Mg-2,2мас.%Li-0,12мас.%Zr, малі домішки Si, Fe, Ti, Mn, Na), що є найлегшим з алюмінієвих сплавів, у вихідному стані мають волокнисту текстуру, яка характеризується площинно-лінійною орієнтацією і наявністю рядкового розташування скупчень інтерметалідів.

Статична рекристалізація, що здійснювалась у ході відпалів при різних температурах, не дозволила створити у зразках сплаву 1420 однорідну ультрадрібнозернисту структуру, тому її формування здійснювалось за рахунок динамічної рекристалізації на перших етапах їх НП течії. Механічні випробування двох серій зразків, вирізаних вздовж та впоперек напрямку прокатки, проведені у інтервалі температур 723793К і напружень 2,59,0 МПа, але надпластичні властивості проявили лише ті зразки, які були вирізані вздовж напрямку прокатки. Встановлено, що оптимальні умови їх деформування є такими: Т=773К, МПа, 5 6 с^-1, m=0,67. У цих умовах відносне видовження зразків до зруйнування .

Дослідження структурного стану зразків сплаву 1420, деформованих у оптимальних умовах, показало, що зеренна структура у їх робочих частинах є не повністю рекристалізованою. Поряд із рівноосними зернами з мкм є окремі крупні зерна, які витягнуті у напрямку прокатки. У структурі зразків є індивідуальні пори і витягнуті у напрямку розтягування макроскопічні несуцільності, які мають гілчасті фрагменти, що галузяться по межах зерен, перпендикулярних напрямку розтягування зразків.

Аналіз результатів дослідження деформаційного мікрорельєфу робочих частин зразків сплаву 1420 дає підставу стверджувати, що вони проявили ефект високотемпературної СНП при наявності на межах зерен осередків рідкої фази. Про це, зокрема, свідчить те, що на поверхні робочої частини зразків є локальні ділянки, які утворились у результаті тверднення і окиснення розплавленого матеріалу при температурі НПД. На відміну від деформаційного рельєфу зразків інших алюмінієвих сплавів, які проявили СНП у твердому стані, на деформаційному рельєфі зразків сплаву 1420 виявлені зерна, які мають краплеподібну форму, що свідчить про те, що їх кромка (мантія) в'язко деформувалась у ході високотемпературної СНП, перебуваючи при цьому у рідко-твердому стані. У приповерхневих порах і тріщинах, а також на поверхні зламів виявлені волокнисті утворення (рис. 5). Деякі з них мають краплеподібні ділянки (рис. 5 б.). Такі ж крапельки є і на стінках пор, в яких виявлені волокнисті утворення. ДТА зразка сплаву 1420, який був нагрітий від кімнатної температури до 1043К зі швидкістю нагрівання 5 К/хв, показав, що у сплаві відбуваються фазові перетворення у ході яких здійснюється виділення та поглинання теплоти Аналіз літературних даних про фазовий склад та кінетику старіння зразків сплаву 1420 дає підставу завбачити, що один з ендотермічних піків на термограмі, який починається при 473К і закінчується при 523К, пов'язаний з плавленням у ході нагрівання '- фази (Al₃Li), а інший ендотермічний пік пов'язаний з плавленням первинної та вторинної S₁-фази (MgLiAl₂). Оскільки, як відомо з літературних джерел, при розчиненні та плавленні S₁-фази здійснюється насичення примежевих периферійних шарів твердого розчину на основі алюмінію літієм та магнієм, то у ході подальшого нагрівання зразків може здійснюватись оплавлення цих шарів що, напевно, приводить до утворення перегинів на кривій ДТА у інтервалі температур від 633К до 863К. Однак ці перегини можуть бути пов'язані не лише з плавленням тонких периферійних шарів твердого розчину, але й із здійсненням трьох перитектичних реакцій при температурах 771, 829, 845К, які характерні для системи Al-Mg-Li. Ще один яскраво виражений ендотермічний пік на кривій ДТА пов'язаний з плавленням основної фази - твердого розчину на основі алюмінію. Таким чином, ДТА підтвердив, що у ході нагрівання зразків сплаву 1420 до температури, при якій сплав проявив ефект високотемпературної СНП (Т=773К), у них здійснюються ряд фазових перетворень у результаті яких у них досить вірогідним є утворення рідкої фази на межах зерен та міжфазних межах. Розглянуто вплив наявності рідкої фази у зразках на процеси пороутворення у ході НП течії зразків сплаву 1420.

На фрактограмах зламів зразків сплаву 1420 є ділянки, які характерні для зламів зразків, які у момент відриву перебували у твердо-рідкому стані. Зокрема, встановлено, що у деяких потрійних стиках спостережені специфічні макродефекти, які у літературних джерелах з проблем високотемпературної СНП називають “трубчастими порами” та “натіками” і пояснюють їх утворення просочуванням (перколяцією) розплаву у зоні потрійного стику по міжзеренним і міжфазним межам. На інших ділянках зламів є лунки та зерномежеві фасетки, які утворились у результаті здійснення локального міжкристалітного руйнування. На поверхні деяких зерен, які відділились одне від одного у ході розриву зразка, є покриті пухкими оксидними плівками заокруглені опуклі виступи та вгнуті заглибини, що може бути пов'язано з частковим оплавленням інтерметалідних частинок і периферійного шару поверхні зерен, який з ними межує, та окисненням цього розплаву. Деякі з зерен на поверхні зламу мають бахрому, яка, напевно, утворилась у результаті течії розплаву у процесі розриву зразка.

Сплав 1421 (Al-3,0мас.%Mg-2,2мас%Li-0,5мас.%Zr-0,2мас.%Sc, домішки Si, Fe, Ti, Na) також належить до класу багатокомпонентних алюміній-літієвих сплавів, які мають унікальні механічні властивості. Дослідження, які були виконані у роботі, дали можливість встановити, що зразки цього сплаву з середнім розміром зерна мкм проявили ефект СНП при деформуванні у режимі повзучості у інтервалі температур Т=723 803 K і = 2,0 10,0 МПа. Відносне видовження зразків до руйнування , деформованих у цих умовах, перевищує 400%. Максимальне значення = 530 % реалізується у випадку деформування зразків при Т=773К, = 4,0 МПа, с^-1, m=0,66. При = 6,0 МПа і Т=813 К швидкість істинної деформації зразків досягає значення с^-1, що входить до інтервалу швидкостей так званої високошвидкісної СНП. у цих умовах складає 160%.

Встановлено, що у ході СНП у зразках сплаву 1421, деформованих при Т<773К, змінюється мало. Термоактиваційний аналіз показав, що ефективна енергія активації Q для зразків, деформованих при T>773K, зростає і у інтервалі температур Т=773803К складає величину ~ 152 16 кДж/моль. Суттєве зростання величини ефективної енергії активації в умовах високотемпературної СНП, коли на межах зерен була присутня рідка фаза, спостережено авторами ряду праць з проблем СНП, однак цей експериментальний факт ще остаточно не пояснено. У роботі зазначено, що спостережене деяке зростання величини ефективної енергії активації може бути пов'язане зі змінами мікромеханізму ЗМП та механізму його акомодації, які спричинені наявністю на межах зерен і міжфазних межах осередків рідкої фази через часткове плавлення сплаву з тих же причин, які розглянуті вище для зразків сплаву 1420. Встановлено, що у зразках сплаву 1421 у ході НПД утворюються і розвиваються волокна. Їх діаметр складає 12 мкм, а довжина визначається поздовжнім розміром зерномежевої несуцільності у якій вони знаходяться і може досягати 50 70 мкм. Кількість волокон у порах зразків сплаву 1421 зростає при підвищенні температури і зниженні напруження течії. Волокна у порах розташовані паралельно напрямку осі розтягування зразків і обома кінцями закріплені за внутрішні стінки пор і тріщин. На деяких з них є краплеподібні утворення.

Рентгенівський енергодисперсійний мікроаналіз хімічного складу цих волокон показав, що в них, у порівнянні з зернами матриці, значно підвищена концентрація магнію. Середня концентрація Mg у волокнах складає 5 6 мас.%, що вище ніж його середня концентрація у сплаві.

Зразки сплаву 1423 (Al-(1,8-2,2)мас.%Li-(3,2-4,2)мас.%Mg-(0,06-0,1)мас.%Zr-(0,1-0,2)мас.%Sc-0,15мас.%Fe-0,1мас.%Si) у вихідному стані мали різнозернисту крупнозернисту структуру. Статична рекристалізація у інтервалі температур 573 773 К не забезпечувала формування у зразках ультрадрібнозернистої структури. Її вдалось сформувати лише у ході НП течії зразків завдяки розвитку динамічної рекристалізації до ступеня їх деформації, рівного 100%. Проведені механічні випробування показали, що зразки сплаву 1423 проявили ефект СНП. Оптимальні умови проявлення ефекту такі: = 3,5 МПа, Т=773К, с^-1. Максимальне відносне видовження зразків, деформованих до руйнування у цих умовах, складає 600%. Встановлено, що криві повзучості зразків сплаву 1423, деформованих в умовах НПД, мають дві стадії. Перші стадії течії зразків здійснюються з дещо вищими швидкостями істинної деформації ніж другі, що, скоріш за все, пов'язано із їх вихідним структурним станом. У зразках сплаву 1423, як і у зразках інших досліджених в роботі сплавів, у ході НПД розвивається зерномежева пористість. Було встановлено, що у приповерхневих порах та мікротріщинах у робочій частині зразків сплаву 1423 утворюються і розвиваються волокна. Це свідчить про те, що зразки цього сплаву надпластично деформувались в умовах високотемпературної СНП при наявності на міжкристалітних межах рідкої фази.

Таким чином зразки середньоміцних сплавів 1420, 1421, 1423 проявили високотемпературну СНП. Встановлено, що їх НП течія здійснюється при наявності на міжкристалітних межах рідкої фази, яка утворилась у результаті часткового плавлення сплавів. Процеси еволюції зерномежевої несуцільності різної морфології у ході НПД зразків цих сплавів у загальних рисах мають багато спільного з процесами пороутворення і розвитку пористості, які характерні для зразків ультрадрібнозернистих алюмінієвих сплавів, що проявили звичайну мікрозеренну СНП. Руйнування зразків досліджених сплавів здійснюється у результаті розвитку магістральних тріщин і є на макрорівні квазікрихким. На поверхні зламів зразків, які проявили високотемпературну СНП, спостерігаються ділянки, які свідчать про те, що окремі мікрооб'єми зразків у момент відриву перебували у твердо-рідкому стані.

У шостому розділі “Обговорення і узагальнення основних наукових результатів” детально розглядаються найбільш вірогідні причини часткового плавлення сплавів в умовах високотемпературної СНП, механізми формування і розвитку волокон, механізми НПД зразків та механізми їх акомодації, кінетика розвитку зерномежевої несуцільності, механізми руйнування зразків.

Аналіз морфології волокнистих утворень у зразках сплавів типу “авіаль”, 1420, 1421, 1423 та виконані оцінки ступенів їх локальної деформації показали, що волокна утворюються і розвиваються за рахунок в'язкої течії в'язкої рідкої фази у ході НПД зразків в умовах високотемпературної СНП. Показано, що волокна у ході НП течії деформуються на тисячі-десятки тисяч відсотків ступенів відносної деформації, що свідчить про те, що вони проявляють локальну надпластичність, так звану “мікронадпластичність”. Локальний хімічний аналіз складу різних ділянок волокон у сплавах 1420, 1421, типу “авіаль”, виконаний з використанням растрового електронного мікроскопа JSM-840 з приставкою для енергодисперсійного рентгенівського мікроаналізу Link Analitikal-10000, показав, що вони містять підвищену концентрацію легуючих елементів у порівнянні з середнім хімічним складом сплаву. Для ілюстрації цього експериментального факту у таблиці 1 наведені дані про зміну концентрації алюмінію і магнію вздовж волокна, яке утворилось у ході НПД у зразку сплаву 1420.

Видно, що найбільшу кількість магнію містить основа волокна і краплеподібний фрагмент на ньому, а концентрація магнію у інших його мікрооб'ємах також значно перевищує середню концентрацію магнію у сплаві (4,5мас.%). Така неоднорідність розподілу основного легуючого елемента у волокні може бути пов'язана з тим, що насичення магнієм матеріалу, з якого утворюються волокна, здійснювалось в умовах, коли він перебував у рідкому або рідко-твердому стані. Оскільки літій і магній суттєво знижують поверхневий натяг і рідкотекучість рідкого алюмінію, а також збільшують його здатність до окиснення, то можна завбачити, що саме це забезпечує підвищену в'язкість рідкої фази на міжкристалітних межах. За даними металографічних досліджень, енергодисперсійного рентгенівського мікроаналізу та аналізу літературних джерел встановлено, що поверхня волокон і внутрішні стінки пор, у яких вони знаходяться, покриті крихкими оксидними плівками, які є сумішшю оксидів алюмінію, магнію, літію і карбону. Попадання дисперсних фрагментів цих плівок у розплав знижує його рідкотекучість (збільшує його в'язкість). Крім оксидних плівок у розплаві можуть знаходитись інтерметалідні частинки, які містять магній та інші елементи, а також дисперсоїди Al₃Zr, Al₃Sc, що також сприяє підвищенню його в'язкості.

Як показали дослідження індивідуальні зерномежеві пори у ході НПД починають розкриватись під дією нормальних напружень на межах зерен, які перпендикулярні осі розтягування зразків. Саме на цих межах, якщо вони містять осередки в'язкої рідкої фази, у ході НП течії починають розвиватись і волокнисті утворення (рис. 6). Грані зерен, перпендикулярні осі розтягування зразків, тобто стінки пор, у цьому випадку відіграють роль своєрідних “затискачів” до яких “прикріплені” волокна (див. рис. 4 а та рис. 5 а). Подальший розвиток пор здійснюється головним чином за рахунок ЗМП зерен, які їх оточують.

Поступальний рух зерен, на межах яких утворилася пора, у процесі їх подальшого відділення одне від одного приводить, одночасно із розкриттям пори, до витягування волокон у напрямку осі розтягування зразка, яке здійснюється завдяки в'язкої течії в'язкої рідкої фази зі швидкістю, що дорівнює швидкості розкриття пори. Деяке відхилення орієнтації волокон від напрямку осі розтягування та їх вигин можуть бути зумовлені обертанням зерен у ході ЗМП.

Аналіз результатів, отриманих у ході виконання роботи, дає підставу стверджувати, що НПД зразків досліджених сплавів, як і інших матеріалів, здійснюється у результаті одночасної кооперованої дії різних деформаційних і акомодаційних механізмів. Провідну роль у цьому процесі відіграють зерномежеве та фазомежеве проковзування. Наявність рідкої фази на міжкристалітних межах, у тому випадку, коли б вона покривала тонкою суцільною плівкою ті межі, які підлягають у ході деформування дії напружень зсуву, як показують виконані у роботі оцінки, могла б підвищити швидкість деформації зразків алюмінієвих сплавів з матричною структурою до ~ 10⁹ с^-1. Вона є набагато вищою ніж величини встановлених у роботі експериментально швидкостей НПД зразків досліджених сплавів, які проявили високотемпературну СНП. Як уже зазначалось, їх значення лежать у інтервалі 10^-5-10^-2с^-1. Зрозуміло, що величина швидкості деформації зразків досліджених у роботі алюмінієвих сплавів, які проявили високотемпературну СНП при наявності на міжкристалітних межах рідкої фази, лімітується не в'язкою течією на тих ділянках їх меж, які містять рідку фазу, а швидкістю проходження ЗМП по твердих ділянках меж, яке, як показали експерименти із зразками сплаву 1421 та аналіз літературних джерел, контролюється зерномежевою та ґратковою самодифузією у твердій фазі сплаву. Однак, все ж, якщо міжкристалітні межі будуть мати ділянки, які містять хоча б невелику кількість рідкої фази, то зміщення зерен у ході їх проковзування по таких межах буде йти більш легко, ніж по твердих міжкристалітних межах. Рідка фаза, яка межує з концентраторами внутрішніх напружень (інтерметалідні частки, потрійні стики зерен та інші неоднорідності) або заміщує деякі з потрійних стиків, буде сприяти релаксації напружень при зерномежевому та фазомежевому проковзуваннях, тобто їх ефективній акомодації.

У роботі вперше експериментально показано, що в умовах високотемпературної СНП через часткове оплавлення поверхні деякі з зерен змінюють свою форму не лише за рахунок ковзання і переповзання ґраткових дислокацій та роозвитку дифузійної повзучості, що характерно для звичайної мікрозеренної СНП, але й за рахунок в'язкої течії тонких шарів оплавленого матеріалу, який є своєрідною в'язкою “мантією” у цих зерен. У результаті дії такого акомодаційного механізму зерна набувають ромбовидної форми, подібної до тієї, яку детермінує відома топологічна модель НПД, що запропонована Ешбі і Верроллом для звичайної мікрозеренної СНП, яку проявляють металеві матеріали, що перебувають у твердому стані.

Встановлено, що на мезоскопічному рівні кінетику здійснення НП течії досліджених сплавів найбільш вдало відображає еклектична модель Джифкінса, яку він запропонував для пояснення процесу звичайної мікрозеренної СНП. Як відомо, ця модель включає у себе кілька різних більш ранніх топологічних моделей НП течії, які, у тій чи іншій мірі, були підтверджені експериментами і, зокрема, ЗМП за участю пористості, модель Ешбі-Верролла, модель акомодації НП течі, що розвивається у твердій “мантії” зерен, дислокаційну повзучість крупних зерен та деякі інші деформаційні моделі і механізми. Однак для випадку високотемпературної СНП досліджених у роботі зразків сплавів типу “авіаль”, 1420, 1421, 1423 цю модель треба доповнити механізмами зміни форми зерен за рахунок в'язкої течії матеріалу у їх “мантії”, а також механізмами зерномежевого та фазомежевого проковзування, які можуть ефективно акомодуватися завдяки наявності на міжкристалітних межах осередків рідкої фази.

Вивчення кінетики розвитку зерномежевих пор у ході НПД зразків досліджених сплавів дозволило встановити як механізми росту пор у них, так і механізми їх руйнування. Встановлено, що усі вони, незалежно від хімічного складу і розміру зерен, містять ту чи іншу кількість однотипних за морфологією зерномежевих несуцільностей, а саме: клиноподібних тріщин, ізольованих індивідуальних зерномежевих пор і пор-комплексів. У них також є і міжзеренні несуцільності, які утворились у результаті об'єднання кількох ізольованих пор, а також магістральні тріщини. Встановлено, що ріст цих зерномежевих несуцільностей у ході НПД здійснюється за деформаційно-дифузійними механізмами. На прикладі сплавів типу “супрал” та 1201 показано, що індивідуальні ізольовані пори ростуть переважно за рахунок ЗМП зерен, які їх оточують. Його внесок у процес росту пор у ході НПД для зразків сплаву типу “супрал” складає ~76%, а для зразків сплаву 1201 ~ 74%. Встановлено, що ізольовані індивідуальні пори у ході НПД можуть частково заліковуватись, тобто закриватись, знову ж таки переважно за рахунок ЗМП тих зерен, які з ними межують. Пори-комплекси у зразках сплаву типу “супрал” ростуть переважно за рахунок розвитку внутрішньозеренної деформації у зернах, які їх оточують. Її внесок у цей процес складає 78%. Встановлено, що у ході НПД пори-комплекси за рахунок розвитку ЗМП не заліковуються.

На прикладі зразків сплавів 1420 та 1423 досліджено вплив вихідної волокнистої текстури на ріст пор у ході НПД. Показано, що при одному і тому ж ступені деформації зразка у тому випадку, коли ізольована пора межує з рівноосними зернами, вона у меншій мірі змінює свій розмір у напрямку осі розтягування зразка за рахунок пластичної деформації зерен, що її оточують, ніж у тому випадку, коли вона межує з текстурованими зернами, витягнутими у вигляді волокон.

На підставі аналізу результатів численних топографічних досліджень завбачено, що у зразках досліджених алюмінієвих сплавів ізольовані зерномежеві пори сприяють утворенню нової поверхні на їх робочій частині. Цей процес напевно здійснюється за рахунок перестановок зерен у ході ЗМП з участю пор у різних шарах робочої частини зразків і заповнення зернами приповерхневих пор. Мабуть саме такий вид переміщення зерен у ході НПД досліджених у роботі зразків ультрадрібнозернистих алюмінієвих сплавів за умови ефективної кооперованої дії різних акомодаційних механізмів забезпечує високу стабільність їх течії, а також значні відносні видовження до зруйнування.

У даному розділі розглянуто також роль пористості у механізмах руйнування зразків досліджених алюмінієвих сплавів, і, зокрема, кінетику об'єднання пор, структуру і механізм розвитку “внутрішніх мікрошийок” у ході розриву зразків.

У шостому розділі викладені і результати попередніх пошукових досліджень, проведення яких мало на меті встановити вплив імпульсного електронного опромінення та наджорсткого рентгенівського випромінювання на структурний стан і надпластичні властивості деяких алюмінієвих сплавів. Як відомо, для проявлення ефекту СНП зразками різних матеріалів у них необхідно попередньо сформувати ультрадрібнозернисту структуру. Для формування ультрадрібнозернистої та нанокристалічної структури у зразках алюмінієвих сплавів, які перспективні для виявлення ефекту низькотемпературної, звичайної чи високотемпературної СНП, використовують не лише традиційні, але й нові сучасні методи, які потребують здійснення перед відпалом зразків їх інтенсивну пластичну деформацію шляхом рівноканального кутового пресування чи деформацією крученням під високим тиском. Ряд методів грунтується на використанні дії на матеріали ударних хвиль чи електричного поля.

У дисертаційній роботі на прикладі сплаву Д16 показана потенціальна можливість формування ультрадрібнозернистої структури у зразках алюмінієвих сплавів з матричною структурою завдяки дії на них імпульсного електронного опромінення. Пластина крупнозернистого сплаву Д16 була опромінена з обох сторін одним сильно точним імпульсним пучком релятивістських електронів з густиною потоку енергії 10⁹ Вт/см² (енергія електронів Е = 0,5 МеВ, сила струму пучка I=4кА, тривалість імпульсу =5,010^-6 с^-1). У результаті опромінення у зразках сплаву Д16 була сформована ультрадрібнозерниста структура з середнім розміром зерен 2 мкм. Опромінені зразки сплаву Д16 проявили ефект СНП при їх деформуванні при Т = 773К, = 2,0-6,0 МПа. Максимальне відносне видовження опромінених зразків до зруйнування при = 3,5 МПа було 133%, а неопромінених 72%. Внесок ЗМП у загальну деформацію в цих умовах деформування складає ~75%, а m = 0,7. Встановлено, що передчасне руйнування попередньо опромінених зразків сплаву Д16 було спричинене розвитком магістральних тріщин, які утворились у результаті об'єднання несуцільностей, розмір яких суттєво перевищує розмір зерна у зразках. Проаналізовано вірогідність утворення рідкої фази у зразках сплаву Д16, які після опромінення перебували у нерівноважному стані, при їх нагріванні до температури 773К і у ході НП течії у результаті здійснення евтектичної та перитектичної реакцій.

Показано, що опромінення дрібнозернистих зразків сплаву 1201 імпульсним електронним опроміненням за методикою, описаною вище, приводить до формування у цих зразках ультрадрібнозернистої структури і зростання швидкості НПД у порівнянні з неопроміненими зразками, однак відносне видовження зразків до зруйнування у опромінених і у неопромінених зразків має однакове значення і становить 210%.

Встановлено, що попереднє опромінення зразків сплаву типу “авіаль” 10-20 імпульсами наджорсткого рентгенівського випромінювання приводить до зниження значення оптимального напруження течії і збільшення швидкості НПД, але не приводить до утворення у них ультрадрібнозернистої зеренної структури і зростання відносного видовження зразків до зруйнування.

У заключному підрозділі шостого розділу на підставі аналізу літературних даних і узагальнення результатів власних досліджень ефекту СНП сформульовано перелік рекомендацій, виконання яких, дозволяє забезпечити цілеспрямоване підвищення пластичності у промислових алюмінієвих сплавів шляхом переведення їх у надпластичний стан. У сплавах на основі алюмінію з матричною структурою, що деформуються, СНП може бути реалізована в умовах, коли вони перебувають у твердому чи твердо-рідкому стані. Для того, щоб найбільш ефективно реалізувати у них ефект СНП, необхідно виконувати ряд вимог.

Треба, щоб зразки сплавів були дрібнозернистими або ультрадрібнозернистими, а інтерметалідні частинки у них були не грубими, а дисперсними і більш-менш рівномірно розподіленими у тілі та на межах зерен. Ця вимога є однією з найбільш важливих, оскільки, як показано у роботі, зерномежеві пори сприяють здійсненню ЗМП на нерівноважних міжкристалітних межах лише у тому випадку, коли вони ізольовані одна від одної. Неоднорідний розподіл інтерметалідних частинок у зразку, що деформується надпластично, приводить до неоднорідного розподілу деформаційної зерномежевої пористості, що може спричинити об'єднання пор у локальних мікрооб'ємах зразка і його передчасне руйнування.

Найбільш перспективними для проявлення ефекту СНП є багатокомпонентні алюмінієві сплави, що деформуються, до складу яких входять цирконій і скандій. Ультрадрібнозерниста структура у зразках таких сплавів може бути сформована у результаті здійснення статичної чи динамічної рекристалізації. При проведенні механічних випробувань, які б дали можливість встановити умови проявлення зразками досліджуваних сплавів ефекту СНП і в умовах промислового виробництва формувати вироби з них за рахунок здійснення НПД, інтервал температур, у якому здійснюють випробування, обов'язково повинен включати і ті температури, при яких у системах, до яких належать сплави, можуть проходити евтектичні чи (та) перитектичні реакції, а також розчинення і плавлення наявних у структурі цих сплавів деяких з інтерметалідних фаз, що приводить до утворення на міжкристалітних межах осередків рідкої фази, які є необхідними для проявлення як звичайної високотемпературної, так і високошвидкісної високотемпературної СНП.

Так, як більшість алюмінієвих сплавів з матричною структурою при високих гомологічних температурах проявляє здатність до огрублювання зерен та гарячеламкість, то при здійсненні термопластичної обробки, направленої на створення у їх зразках оптимального вихідного структурного стану, у кожному окремому випадку, все ж таки, потрібно застосовувати суто індивідуальний підхід, оскільки, як показано у роботі, СНП - це ефект, ступінь проявлення якого суттєво залежить від ефективності кооперованої дії різних деформаційних механізмів, від особливостей кінетики розвитку різних фізико-хімічних процесів і від впливу на структурний стан зразків дії різних зовнішніх чинників.

Викладені вище рекомендації можуть бути використані при проведенні досліджень СНП алюмінієвих сплавів, які отримані відливанням зливків, а також інших видів твердих тіл, зокрема, композитів з алюмінієвою матрицею. Їх треба брати до уваги і при розробці чи оптимізації технологій формування сучасних конструкційних матеріалів, які ґрунтуються на використанні ефекту СНП.

У додатку “А” зібрані дані щодо використання ефекту СНП у різних сучасних технологіях обробки металів тиском. Додаток “Б” містить діаграми стану тих систем на основі алюмінію, які у тій чи іншій мірі відповідають складу досліджених у роботі сплавів. У додатку “В”, як уже зазначалось, наведено Акт передачі та використання науково-технічних результатів дослідження.

ВИСНОВКИ

У результаті проведеного комплексу досліджень вирішена поставлена проблема і визначені температурно-швидкісні умови проявлення ефекту звичайної мікрозеренної і високотемпературної СНП, а також установлена суть впливу структурного стану і дії зовнішніх факторів (температури, механічного напруження і деяких видів опромінення) на НПД і руйнування зразків ряду алюмінієвих сплавів, що деформуються.