автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Исследование влияния легирующих элементов на формирование текстуры и анизотропии свойств магниевых сплавов

На правах рукописи

485/»

АСПИРАНТ ШАФОРОСТОВ Александр Андреевич

ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФОРМИРОВАНИЕ ТЕКСТУРЫ И АНИЗОТРОПИИ СВОЙСТВ МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ

Специальность: 05.16.01- Металловедение и термическая обработка металлов и

сплавов

с ОиТ 201/

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва-2011

4857919

Работа выполнена на кафедре "Материаловедение и технология обработки материалов» федерального государственного бюджетного образовательного учреждения высшего профессионального образования «МАТИ - Российского государственного технологического университета имени К.Э. Циолковского».

Научный руководитель: - доктор технических наук

Защита диссертации состоится 27 октября 2011 года в 14— часов на заседании диссертационного Совета Д212.110.04 в ФГБОУ ВПО «МАТИ - Российском государственном технологическом университете имени К.Э. Циолковского» по адресу: г. Москва, ул. Оршанская, 3, МАТИ, ауд. 220А. Отзыв на автореферат в одном экземпляре (заверенный печатью организации) просим направлять по адресу: 121552, г. Москва, ул. Оршанская, 3, МАТИ.

Факс:(495)417-89-78.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Университета.

Автореферат разослан 26 октября 2011 года.

Бецофен Сергей Яковлевич

Официальные оппоненты: - доктор технических наук

Конкевич Валентин Юрьевич - кандидат технических наук Палтиевич Андрей Романович

Ведущая организация: - ОАО НИАТ

Ученый секретарь диссертационного Совета

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Листовые полуфабрикаты из магниевых сплавов перспективны для использования в аэрокосмической отрасли, автомобилестроении и медицине, однако до сих пор большая часть деталей конструкций из магниевых сплавов получают с помощью обычного литья или литья под давлением. Для увеличения доли деформированных сплавов необходимо повысить технологические параметры магниевых сплавов и, прежде всего, характеристики при операциях холодной формовки листовых полуфабрикатов, таких как глубокая вытяжка, гибка и отбортовка.

Эта проблема в значительной степени обусловлена особенностями механизма деформации магния, для которого базисное скольжение является практически единственной «легкой» системой деформации, критические напряжения сдвига для которой в несколько раз ниже, чем для всех остальных систем. Базисное скольжение может дать не более двух независимых систем сдвига, тогда как для обеспечения однородной деформации их требуется не менее пяти, что приводит к формированию микро- и макродефектов при любой пластической деформации. В случае операций формовки отрицательный эффект от наличия единственной системы сдвига усугубляется еще и тем, что в катаных листах формируется интенсивная базисная текстура, которая способствует снижению пластичности и пониженным значениям коэффициента нормальной анизотропии (коэффициент Ланкфорда ниже единицы), что неприемлемо для любых операций формовки.

Таким образом, для получения листовых полуфабрикатов из магниевых сплавов с повышенной способностью к формообразованию, необходимо подавить образование интенсивной базисной текстуры при прокатке за счет изменения механизма деформации магния с помощью рационального легирования, а также оптимизации условий получения листового полуфабриката. Для решения этих задач необходимо осуществить целенаправленный поиск оптимального состава сплава и параметров прокатки и отжига, обеспечивающих повышенную формуемость. При этом, эффективность поиска во многом определяется наличием простой и надежной процедуры оценки параметров анизотропии непосредственно из текстурных данных. Прежде всего, это касается коэффициента нормальной анизотропии (Я): 11= с1ех /сЗгг, где £х и деформации в плоскости листа и по его толщине соответственно. В качестве легирующих элементов целесообразно использовать РЗМ, которые характеризуются низкой растворимостью при комнатной температуре

и образуют дисперсные интерметаллиды, которые могут эффективно воздействовать на механизм текстурообразования при прокатке.

Цель работы состояла в исследовании формирования структуры и текстуры в магниевых сплавах с РЗМ и разработка методики оценки параметров анизотропии листовых полуфабрикатов на основе текстурных данных для установления объективных критериев оптимизации состава магниевых сплавов с повышенными характеристиками штампуемости..

Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

1. Выплавить опытные сплавы системы Mg-Nd-Zr и исследовать формирование структуры и фазового состава слитков.

2. Провести сравнительное исследование формирования текстуры опытных и промышленных сплавов системы Mg-Nd-Zr (МА-12), Mg-AI-Ce (МА8), сплавов с Li (MAI 8 и МА21) и Mg-Al-Zn (МА2-1) на различных стадиях прокатки вплоть до фольги толщиной 100 мкм, установить закономерности влияния на текстуру листов отжига при различных температурах.

3. Разработать расчетно-экспериментальный метод оценки анизотропии магниевых сплавов, позволяющий рассчитывать параметры анизотропии листов и прессованных прутков на основе количественных данных о текстуре.

4. Выявить закономерности влияния различных легирующих элементов на формирование структуры, текстуры и анизотропии деформационных характеристик магниевых сплавов для повышения их технологичности и служебных свойств при их использования в различных областях техники.

Научная новизна

1. Разработан расчетно-экспериментальный метод оценки параметров анизотропии магниевых сплавов с помощью усреднения факторов Тейлора в ориентационном пространстве с учетом вклада текстуры в виде «весового» фактора.

2. Показано, что легирование литием приводит к формированию не свойственной сплавам магния призматической текстуры прокатки в результате ориентированного фазового превращения по Бюргерсу ОЦК фазы на основе лития в ГП фазу на основе магния, что позволяет интерпретировать известный эффект повышения пластичности при легировании литием не только наличием фазы с кубической решеткой, но также ослаблением базисного компонента текстуры прокатки за счет призматической текстуры превращения и пластифицирующим эффектом самого превращения (ТРИП - эффект).

3. Выявлен эффект немонотонного изменения текстуры прокатки при рекристаллизации позволяющий снизить интенсивность базисной текстуры, ограничив температуру отжига температурой ~400°С для сплава МА12, когда на первой стадии рекристаллизации происходит снижение интенсивности базисной текстуры за счет торможения роста зерен с базисной ориентировкой частицами интерметаллида при этом на стадии интенсивного роста рекристаллизованных зерен (450-500°С) преимущество получают зерна близких к базису ориентировок, что приводит к усилению базисной текстуры.

4. Установлено, что для магниевых сплавов рациональное легирование позволяет осуществить два способа повышения характеристик глубокой вытяжки, во-первых, за счет уменьшения интенсивности базисной текстуры, а также за счет изменения механизма деформации, которое приводит к повышению сопротивления деформации при сжатии по сравнению с растяжением.

Практическая значимость

1. Показано, что в сплавах системы М§-Ш-2г с 2-3 мас.%К(1 можно получить листовой полуфабрикат с пониженной более чем на порядок интенсивностью базисной текстуры по сравнению со сплавом системы М§-А1-гп-Мп в результате выделения дисперсных интерметаллидных фаз что позволило получить листовой материал, показавший значения коэффициента Ланкфорда более единицы, что свидетельствует о его удовлетворительных характеристиках технологичности при глубокой вытяжке.

2. Разработан метод расчета коэффициента Ланкфорда из текстурных данных, позволяющий проводить сравнительную оценку способности к глубокой вытяжке листовых полуфабрикатов и показано, что для повышения технологичности листовых полуфабрикатов из магниевых сплавов необходимо разрабатывать специальные марки сплавов аналогично тому, как это делается при разработке сталей для глубокой вытяжки.

Апробация работы. Материалы диссертации доложены на 3 научно-технических конференциях и семинарах, в том числе: на Молодежных научно-технических конференциях "МАТИ" - РГТУ им. К.Э.Циолковского "Гагаринские чтения" (2008 и 2010 г., Москва, Россия) и на конференции СНГ по титану «11-2010 в СНГ» (Екатеринбург, Россия).

Публикации. Основное содержание диссертации опубликовано в 7 работах, в том числе в ведущих рецензируемых журналах, определенных ВАК, - 3. Список публикаций приведен в конце автореферата.

Объем диссертации и её структура. Диссертация изложена на 116 страницах машинописного текста, содержит 59 рисунков и 24 таблицы. Работа состоит из введения, 5 глав, общих выводов, приложения и списка литературы из 108 наименований.

Глава I. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА

Рассмотрены вопросы, связанные с изучением механизма деформации и текстурообразования в магниевых сплавах в зависимости от состава сплавов и технологии получения полуфабрикатов, особенностями анизотропии физико-механических свойств, обусловленными текстурой и механизмом деформации материала, влиянием кристаллографической текстуры на технологичность полуфабрикатов в особенности в процессах глубокой вытяжки.

Показано, что легирование магниевых сплавов может влиять на текстуру и анизотропию механических свойств двумя принципиально различающимися способами. Во-первых, легирующие элементы, замещая атомы магния в твердом растворе, воздействует на кристаллографические механизмы деформации сплава, изменяя соотношения между величинами критических напряжений сдвига для действующих систем скольжения и двойникования. Во-вторых, элементы, малорастворимые в твердом растворе при комнатной температуре, могут образовывать дисперсные интерметаллидные частицы с магнием или с другими легирующими элементами, которые воздействуют на процесс формирования текстуры, как правило, снижая ее интенсивность. Легирование литием составляет особый способ воздействия на процесс текстурообразования в магниевых сплавах, который заключается в образовании наряду с твердым раствором на основе магния с ГП решеткой твердого раствора на основе лития с ОЦК решеткой. Соответственно механизм деформации, текстура и анизотропия свойств таких сплавов со значительной долей ОЦК фазы будут отличаться от сплавов с ГП решеткой твердого раствора.

Глава заканчивается формулировкой цели и задач исследования.

Глава II. ОБЪЕКТЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Исследовали опытные сплавы Mg-2,lNd-0,3Zr, Mg-2,9Nd-0,4Zr и промышленные сплавы (табл.1) с РЗМ МА8, МА20 и МА12, системы Mg-Al-Zn-Mn

МА2-1.

Таблица 1

Химический состав и толщина листов исследованных магниевых сплавов

Марка сплава Вид полуфабриката Zn Al Mn РЗМ Zr

МА2-1 лист # 1; 6 мм 1,2 4,2 0,5 - -

МА20 лист # 2 мм 1,0 - - 0,12 Ce -

МА8 лист #0,15; 0,5 мм - - 1,5 0,35 Ce -

МА12 лист # 1 мм - - - 3,1 Nd 0.5

Исследовали также текстуры прессованных прутков сплавов МА5, MAI4, ИМВ6 и ВМД10 диаметром 20-70 мм.

Сплавы Mg-Nd-Zr:пoлyчaли плавкой в печи сопротивления с использованием лигатур Mg-33%Nd и Mg-22%Zr. Слитки подвергали гомогенизирующему отжигу при 510°С, 6 час.

Из слитков вырезали темплеты 20x30x60 мм3, которые прокатывали при 400-450°С до толщины 8 мм, а затем прокатывали вхолодную до толщины 0,12 мм с промежуточными отжигами при температуре 450°С, 30 мин. Из листов толщиной 5,2; 2,2; 1,2; 0,5; 0,3 и 0,12 мм вырезали образцы для исследования текстуры, а из листов 5,2 и 1,2 мм образцы для испытаний на растяжение в долевом направлении для определения коэффициента нормальной анизотропии. Из листа толщиной 5,2 мм вырезали образцы для испытания на сжатие в направлении прокатки 5x5x10 мм3. Изучали также текстуру фольг толщиной 0,1 мм из сплавов МА21 (Mg-8Li-5Al-4Cd-l,5Zn-0,lCe) и МА18 (Mg-llLi-2,2Zn-0,7Al-0,25Mn-0,25Ce), полученных холодной прокаткой горячекатаных листов толщиной 2-3 мм.

Рентгеноструктурным методом на дифрактометре ДРОН-4 в СиКа -излучении исследовали фазовый состав и кристаллографическую текстуру методами прямых (ППФ) и обратных (ОПФ) полюсных фигур. Электронномикроскопические исследования на сканирующем и просвечивающем микроскопах проводили в Центре наноструктурных материалов и нанотехнологий при БелГУ.

Определяли значения коэффициента Ланкфорда, который представляет собой отношение логарифмических деформаций по ширине еь и толщине sh образца при испытании на растяжение. Растяжение образцов проводится на универсальной испытательной машине с записью индикаторных диаграмм. Предварительно перед

испытанием на образцы в зоне расчетной длины /р наносили квадратные ячейки со стороной 10 мм алмазным индентором на измерительном микроскопе УИМ-2] с приставкой ПМТ-3. После испытаний ячейки измеряли на том же микроскопе.

ГЛАВА III. ИССЛЕДОВАНИЕ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И ТЕКСТУРЫ В СПЛАВАХ СИСТЕМЫ MG-ND-ZR НА РАЗЛИЧНЫХ ЭТАПАХ ПОЛУЧЕНИЯ ЛИСТОВОГО ПОЛУФАБРИКАТА

В этой главе приведены результаты исследования особенностей формирования текстуры в промышленных сплавах с РЗМ (МА8, МА12 и МА20), а также двух сплавов системы Mg-Nd-Zr при кристаллизации слитка, прокатке и последующем отжиге.

Для изучения влияния легирования РЗМ на текстуру прокатки изучали листы сплавов МА8 и МА20, содержащих Се и МА12, содержащий Nd. На рис. 1а приведены результаты исследования текстуры листов указанных сплавов в виде зависимостей фракции базисной текстуры от толщины листов. Для сравнения на графике показаны аналогичная зависимость для наиболее распространенного магниевого сплава МА2-1, не содержащего РЗМ. Видно, что фракция базиса снижается с увеличением толщины листа, поскольку при этом снижается суммарная степень деформации. Однако фракция базиса для сплава МА2-1, не содержащего РЗМ значительно выше, чем сплавов, легированных церием и неодимом. Исследование распределения текстуры по сечению листов сплавов (рис. 16) показало, что текстура листов, начиная с толщин 1,5-2 мм является практически одинаковой по сечению листа.

МА2-1{2мм)

ю 55 к

s 50

МА20(1.5мм)

Толщина листа, мм

Расстояние от поверхности листа, х/Т

(а) (б)

Рис. 1. Распределение текстуры по сечению листов (а) и зависимость интенсивности базисной текстуры для сплавов с РЗМ (МА8, MA 12, МА20) и без РЗМ (МА2-1) - (б)

Особенности текстурообразования на различных стадиях технологии получения листовых полуфабрикатов сплавов с РЗМ исследовали на сплавах системы Г^-Ш-гг. Анализ энергодисперсионных спектров показал, что частицы, обогащенные N(1, концентрируются на границе зерна. Стехиометрический состав интерметаллидов идентифицирован с помощью рентгенофазового анализа. Основной интерметаллидной фазой в сплавах является М§]2Ш (# 17-401 в картотеке ЮРОБ). Просвечивающая и сканирующая электронная микроскопия показали, что прокатка приводит к измельчению частиц интерметаллидов и равномерному распределению по зерну, рис. 2.

■

ЯШ

яЯШ .«glillii

Ж

Рис. 2. Микрофотографии и распределение по размерам частиц М§12Ш в листе толщиной 5.2 мм (а, в) и фольге 0,1 мм (б, г) сплава 1У^-2,9Ш-0,47г)

На рис. 3 приведена зависимость полюсной плотности базиса сплава с 2,9%Nd от обжатия при холодной прокатке. Полюсная плотность базиса в листах сплава составляет 5-8 единиц бестекстурного эталона и немонотонно изменяется с увеличением степени обжатия, при этом для больших обжатий интенсивность базисной текстуры существенно снижается. Эта же тенденция имеет место и для сплава МА8 (рис. 1а), для которого интенсивность базисной текстуры для фольги

толщиной 0,1 мм ниже, чем для 0,5 мм. Для исследования механизма процесса растекстурирования сплавов \ig-Nd-Zr при отжиге исследовали процесс рекристаллизации холоднокатаной фольги сплава с 2,9%Ш толщиной 0,12 мм, отожженной при температурах 350-500°С, 1 час с помощью съемки кривых качания в интервале углов 0^-10° от основного текстурного максимума (0002), рис. 4. Отжиг при 350°С не меняет вид кривой качания по сравнению с холоднокатаной фольгой (рис. 4а). Увеличение температуры отжига до 400°С приводит к заметному расширению текстурного максимума, свидетельствующее о преимущественном зарождении и росте рекристаллизованных зерен (рис. 46), ориентация которых соответствует 5-10° отклонению от плоскости базиса ГП решетки магния. Вероятно, зерна именно этих ориентации принимают наиболее активное участие в деформации при прокатке фольги, поскольку для зерен более близких к базису ориентации фактор Шмида (Ф) для базисного скольжения близок к нулю и они не могут деформироваться базисным скольжением из-за низких значений касательных напряжений в базисной плоскости (т=охф).

2 с о с

50 60 70 80

Степень обжатия, %

Рис. 3. Зависимость полюсной плотности базиса от степени обжатия для сплава

М§-2,9Ш-0,4гг.

Таким образом, рекристаллизация сплава начинается при температуре 400 С, однако при этой температуре не происходит образования крупных рекристаллизованных субзерен, о чем свидетельствует вид кривых качания, на которых отсутствуют соответствующие крупным субзернам пики, которые появляются только после отжига при температурах 450 и 500°С (рис.4 в, г). При этих температурах отжига размер субзерен достигает 20 мкм и более, при этом

ориентации наиболее крупных субзерен сосредоточены вблизи базисной плоскости с отклонением от нее 2-5° при температуре отжига 450°С и 1-3° при температуре отжига 500°С.

Рис. 4. Кривые качания для рефлекса (0002). фольги сплава М§-2,9Ш-0,42г после 1 часового отжига при 350°С (а), 400°С (б), 450°С (в), 500°С (г)

При 500°С начинается процесс преимущественного роста зерен близких к базисной плоскости ориентации, что приводит к усилению базисной текстуры. Таким образом, процесс рекристаллизации сопровождается немонотонным изменением текстуры деформированных образцов. Вероятно, это связано с тем, что при холодной прокатке происходит выделение содержащих неодим интерметаллидных частиц из пересыщенного твердого раствора неодима в магнии, которые контролируют последующую рекристаллизацию. Наиболее интенсивное выделение частиц происходит в зернах, в которых наиболее интенсивно происходит накопление энергии деформации - это зерна отклоненных от базиса ориентации, имеющих отличные от нуля значения фактора Шмида для базисного скольжения. В этих зернах зародыши рекристаллизации образуются в первую очередь уже при 400°С и это приводит к ослаблению базисной текстуры.

Однако на стадии интенсивного роста рекристаллизованных зерен (450-500°С) преимущество получают зерна близких к базису ориентировок, в которых фракция частиц интерметаллида ниже и соответственно меньше препятствий для их роста. Поэтому на более поздних стадиях рекристаллизации происходит усиление базисной текстуры за счет поглощения более крупными зернами, имеющими эту ориентировку, более мелких зерен с отклоненными ориентировками, росту которых препятствовали интерметаллидные частицы.

Таким образом, существует возможность оптимизации температуры отжига для обеспечения максимальной степени ослабления базисной текстуры прокатки сплавов магния с неодимом.

ГЛАВА IV. РАРАБОТКА РАСЧЕТНО-ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНОГО МЕТОДА ОЦЕНКИ АНИЗОТРОПИИ ПЛАСТИЧЕСКОГО ТЕЧЕНИЯ МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ

Расчетно-экспериментальный метод оценки анизотропии магниевых сплавов, основан на сопоставлении экспериментальных параметров анизотропии образцов сплава с расчетными значениями этой анизотропии, оцениваемыми усреднением по всем ориентировкам факторов Тейлора с учетом текстуры. В качестве экспериментального параметра анизотропии целесообразно использовать коэффициент нормальной анизотропии, поскольку с его помощью легко выразить различные параметры анизотропии из критерия текучести Хилла. В частности для двухосного сбалансированного растяжения отношение пределов текучести на сжатие по толщине (стг) и растяжению в плоскости листа (ач,):

а2/аху=[(К+1)/2]1Д (1)

Уравнение (1) позволяет реализовать простую схему вычисления Я из текстурных данных, которые могут быть представлены в виде одной ОПФ для нормали к плоскости листа (НН=г). Возьмем ортогональную систему координат, связанную с образцом (лабораторная система координат): например, г=РН (радиальное направление сферической оболочки), тогда X - тангенциальное направление (рис. 5). Совместим с лабораторной системой кристаллографическую систему координат, так что [1010] || Ъ, [0001] || X и [1210] || У. Отнесем все компоненты тензора напряжений, <7у, к лабораторным осям координат осям (рис. 56). В этом случае напряжения сдвига в соответствии с обобщенным законом Шмида можно разложить по всем компонентам ст,г

СТ„Ь=1ш 1 Ь, СГтй)=Тк(т) ИЛИ Тк(т=фу стт(и) (2)

где: Ф^ - симметричный тензор второго ранга, называемый фактором Шмида. Рассмотрим 18 систем деформации, включающие скольжение {1010} <112 0> (3 системы), (0001) <112 0> (3 системы), двойникование {1012}<1011> (6 систем) и двойникование {1011}<1012> (6 систем).

Коэффициентами в этом разложении будут величины Фу, которые могут быть найдены с помощью уравнения (1) по вычисленным для указанных систем

значениям п„ Ь,. Представление типа (2) позволяет легко получить условие текучести для любой ориентации кристалла с помощью известных соотношений для компонент тензора при преобразовании системы координат.

Рис. 5. Схема расчета параметров анизотропии магниевых сплавов: (а) ориентации на ОПФ; (б) и (в) схемы поворота системы координат.

Для текстуры с аксиальной симметрией, которая характерна для текстуры листов и прессованных прутков из магниевых сплавов, для построения контура текучести достаточно одной обратной полюсной фигуры (ОПФ). При съемке ОПФ для направления аксиальной оси Ъ полюсная плотность каждого рефлекса (ЬкЛ) на полюсной фигуре соответствует вероятности совпадения нормалей к (ЬкП) с осью Ъ. В случае аксиальной относительно Ъ текстуры распределение ориентации в плоскости, перпендикулярной Ъ, равновероятно и их доля пропорциональна полюсной плотности рефлекса (ЬкП) на ОПФ для Ъ.

Тогда для любой ориентации Я в плоскости ХУ, определяемой углом у (рис. 5 в), получим:

у

а„=тк(т)/Фу(т) = тк(0,Кт/Ф;т)

(3)

где: Ф./"1-1 - фактор Шмида для ш-ой системы сдвига при одноосном нагружении в направлении Я; тк(т) - критическое приведенное напряжение сдвига для ш-ой системы; Кт - отношение критических приведенных напряжений сдвига для ш-ой системы и для базисного скольжения (тк<0>).

Если Z - ось симметрии, тогда все ориентации в плоскости ХУ равновероятны и прочность в любом направлении ст^ получим суммированием приведенных значений обратных факторов Шмида (приведенных факторов Тейлора) в интервале углов поворота у от 0 до к. При этом для каждого значения угла поворота вычисляются значения факторов Шмида для всех 18 систем сдвига и для суммирования выбирается минимальное значение (К„/ Фг(т))т|П.

Для вычисления стху для остальных ориентации на ОПФ, отличных от [1010], произведем поворот кристаллографической системы координат на угол а относительно оси X и на угол Р относительно оси У (рис. 5а, б).

Зависимость от угла у значений факторов Шмида в плоскости ХУ для всех ориентации j=(hkil) и для каждой из ¡=1+18 систем сдвига будет иметь вид:

Фту = соз2у[(АС + ВТК -СМК) (ОС+ЕЬК-РМК)] + эту созу[АС+ВЬК-СМК)

(ЕМ+РЬ) +(ОС+ЕЬК-РМК) (ВМ+СЬ)] + зт2у(ВМ+СЬ) (ЕМ+РЬ) (4)

где А=пх, В=пу, С=п2,0=ЬХ, Е=ЬУ, ¥=Ъг, Ь=з!па., М=соза, К=зтр, 0=собР.

Введя значения приведенных факторов Тейлора М2(сж)=Кт/ Ф2((:ж)(т) и Мху(р)=Кт/Фху(р)(т), получим выражение для коэффициента анизотропии предела текучести Кст=ст2/стху следующего вида:

п п

К,=аг/аху = С£ААМ«сЖ) ) (5)

7=1 М

Коэффициенты анизотропии прессованных прутков рассчитываются непосредственно из уравнения (5), при этом направлению г соответствует направление оси аксиальной симметрии, т.е. осевое направление прутка (ОН), а направлению ху соответствует поперечное направление (ПН): оЛ аонсж= = (Е А,- Р, М2(р/)/(Х А; Р, М2(сж/) о0„р/ опнр= = (I А; Р, Мф)0/ (2 А, Р; Мху(р)0 (6)

где: Мг(Р), Мху(р) - приведенные факторы Тейлора (Кт/ Ф2(Р/т) или Кт/ Фху(р)(т)) для растяжения в направлении Z=OH и ХУ=ПН соответственно; М2(сж) - приведенные факторы Тейлора для сжатия в направлении 2=ОН.

ГЛАВА V. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ И МЕХАНИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ СОВРЕМЕННЫХ МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ

В этой главе на основе экспериментальных и теоретических результатов предыдущих разделов анализируется влияние легирующих элементов на характеристики пластического течения магниевых сплавов. Полученные в предыдущей главе результаты позволяют вычислить величину коэффициента нормальной анизотропии (Я) из одной ОПФ для нормали к плоскости листа на основании соотношений (1) и (4). Правая часть уравнения (4) содержит три неизвестных, а именно отношение критических напряжений сдвига для {1012} и {1011} двойникования и призматического скольжения к величине критических напряжений сдвига для базисного скольжения. Для определения этих отношений для каждого сплава необходимо провести механические испытания в различных направлениях текстурированных полуфабрикатов таким образом, чтобы в этих направлениях доминировали соответствующие механизмы деформации.

Для магниевых сплавов последнее условие выполняется только для прессованных прутков с выраженной призматической текстурой. Определив значения Кт для данного сплава из экспериментов на прутках можно рассчитывать величины коэффициентов нормальной анизотропии для листов этого же сплава с произвольной текстурой на основании измерения одной ОПФ для нормали к плоскости листа из соотношения:

Я=2(а,/стху)2-1 (7)

Представляет интерес оценить для магниевых сплавов одновременно влияние на величину Я текстуры и легирующих элементов. Известно, что из всех магниевых сплавов только сплавы с иттрием обладают принципиально отличающейся анизотропией - в них отсутствует ББ эффект (разница в напряжениях течения при растяжении и сжатии). В литературе существуют данные (табл. 2) по относительным значениям критических напряжений сдвига для двойникования и скольжения сплава системы Mg-Y (ИМВ6) и типичного магниевого сплава системы М§-А1-гп (МАМ).

Основное различие этих сплавов заключается в том, что прочность сплава А\-2п на сжатие в направлении призмы значительно ниже, чем на растяжение, в то время как для сплава значения прочности на сжатие и растяжении в этом

направлении практически одинаковы. Этот эффект обусловлен особенностями механизма деформации сплавов.

Таблица 2

Относительные значения критических напряжений сдвига (Кт для систем скольжения и двойникования, действующих в сплавах магния1

Сплав К: К2 К3 К4

Т(1010)ск/ ^о*' Т(0001)ск./ То Т{10 Т2)дв/ То Т{10 П }дв/ Т0

М£-У(ИМВб) 3.8 1 4.4 3.6

М§-А1-гп (МА14) 4.9 1 1.6 4.2

ф _

То —^(0001 )ск

Для сплавов системы М§-У призматическое скольжение имеет более низкую величину критического напряжения сдвига по сравнению с {1012} двойникованием (см. табл. 2), поэтому призматическое скольжение активно как при растяжении, так и при сжатии вдоль призматического направления, что приводит к равенству прочностных свойств при изменении знака нагружения. В сплаве системы Г^-А1-7п при сжатии вдоль призматического направления действует {1012}, а при растяжении {1011} двойникование, критические напряжения сдвига для которого значительно выше, чем для {1012} двойникования (см. табл.2). По этой причине прочность на растяжение вдоль призматического направления значительно выше, чем на сжатие.

Описанный в 4 главе метод расчета позволяет решить важную для практики задачу оценить влияние механизма деформации на деформационное поведение листовых полуфабрикатов из магниевых сплавов, используя при этом данные об анизотропии пластического течения, полученные на прутках.

Для этого рассчитывали факторы Шмида для всех ориентировок сплава на ОПФ для 18 систем сдвига (уравнение 4) Затем с учетом значений Кт (табл. 2) определяли минимальные для каждой ориентации значения Кт/ Ф2(сж)(т) и К.т/Фху(Р)(т). Окончательно с помощью соотношения (11) рассчитывают коэффициенты Ланкфорда для листов с любой текстурой.

На рис. 6 приведены зависимости коэффициентов Ланкфорда для листов сплавов м£-а1-7п и от интенсивности базисной и призматической текстуры.

Различие в механизме деформации сплавов приводит к существенным отличиям значений коэффициента Ланкфорда для листов сплавов с одинаковой текстурой. В бестекстурном состоянии (полюсная плотность базиса равна единице) величина Я для сплава равна 1,4, а для сплава -А1-2п - 0,4.

1 С.Я.Бецофен Изв. АНСССР, «Металлы», 1987, N5,0. 180-185 16

Рис. 6. Значения коэффициента Ланкфорда в зависимости от интенсивности базисной (а) и призматической (б) текстуры листов сплавов магния

Это различие в значениях коэффициента Ланкфорда определяет принципиальную разницу в поведении сплавов при глубокой вытяжке. Для сплава следует ожидать хорошей технологичности при операциях вытяжки (Я >1) при наличии слабовыраженной базисной текстуры (Рбазиса^-^), удовлетворительной технологичности (0,5 < Я < 1) для средних значений интенсивности базисной текстуры (Рбазиса=2^-4) и неудовлетворительной технологичности (Я < 0,5) для выраженной базисной текстуры (Рбазиса>5). В отличие от этого для сплава М§-А1-2п неудовлетворительную технологичность при вытяжке следует ожидать даже в бестекстурном состоянии.

Следует иметь в виду, что для подавляющего большинства магниевых сплавов при прокатке формируется выраженная базисная текстура, характеризующаяся величинами Рбазиса>5. Поэтому до сих пор для повышения технологичности магниевых сплавов при операциях вытяжки технологи стремились максимально снизить интенсивность базисной текстуры. Однако, как показывают наши результаты, снижение интенсивности базисной текстуры может привести к положительному эффекту только для сплавов, у которых механизм деформации близок к сплаву М§-У и при этом удается получить текстуру с интенсивностью базиса ниже 4 единиц.

Для сплавов системы Гу^-Ш^г получены достаточно высокие для магниевых сплавов значения коэффициента Ланкфорда (11=0,7+0,9). Эти результаты в виде заштрихованной области показаны на рис. 6. Судя по тому, что положение этой области близко к зависимости коэффициента Ланкфорда от интенсивности

17

базисной текстуры для сплава Mg-Y можно сделать вывод о том, что механизм деформации сплава Mg-Nd-Zr близок к сплаву Mg-Y.

Тот факт, что заштрихованная область смещена относительно зависимости для сплава Mg-Y в сторону более высоких значений коэффициента Ланкфорда, свидетельствует о том, что механизм деформации сплава Mg-Nd-Zr даже более благоприятен в плане обеспечения технологичности при операциях вытяжки по сравнению со сплавом Mg-Y. Это дает основания для поиска новых композиций для сплавов на основе магния, обладающими высокими показателями при вытяжке.

Наиболее высокие значения коэффициента Ланкфорда (R>2) можно получить только за счет создания в листах призматической текстуры. Однако призматическая текстура образуется только в сплавах с литием за счет превращения твердого раствора на основе лития с ОЦК решеткой в твердый раствор на основе магния с ГП решеткой.

Проведены исследования формирования фазового состава и текстуры при холодной прокатке фольг из Mg-Li сплавов МА21 и MAI 8. Показано, что сплав МА21 состоит из двух твердых растворов на основе магния (а-фаза с ГП решеткой) и Li (Р-фаза с ОЦК решеткой) и интерметаллидных фаз. На рис. 7 приведены ОПФ направления нормали к плоскости листа для обеих фаз листов сплавов системы Mg-Li. Компоненты текстуры ОЦК фазы на основе лития для обоих сплавов (рис.7а, б)

соответствуют текстуре прокатки ОЦК металлов и сплавов (001)[110] +(112)[Т10]

для сплава МА21 (рис.7а) и (001)[110] + (112)[Т10] + (111) [110] для сплава МА18 (рис. 76). ГП фаза на основе магния сплава МА21 имеет базисную текстуру (рис. 7в), характерную для текстуры прокатки магниевых сплавов. Однако для сплава MAI 8 текстура ГП фазы имеет призматическую текстуру (рис. 7г), которая никогда не наблюдалась для сплавов на основе магния.

Кристаллографический анализ показал, что текстура а-фазы соответствует компонентам ориентированного фазового превращения по Бюргерсу: {110}р || (0001 )а и <111>р || <1120>а .При этом компоненты текстуры превращения а-фазы

(рис.7г) (112 0) и (1012) соответствуют превращению (3-кх только кубического компонента текстуры Р-фазы (001) [110]. Вероятно, что остальные компоненты

текстуры р-фазы (112)[Т 10] +(111) [110] являются более устойчивыми к распаду.

Рис. 7. Обратные полюсные фигуры для нормали к плоскости фольги Mg-Li сплавов МА21 (а, в) и МА18 (б, г): а, б - ОЦК твердый раствор на основе лития; в, г - ГП твердый раствор на основе магния

Следует также отметить, что при прокатке сплавов МА21 и MAI 8 наблюдается существенное различие в участии а- и Р-фаз в процессе деформации. При прокатке фольги сплава МА21 образуется выраженная текстура холодной прокатки а- и Р-фаз, что позволяет сделать вывод об участии в деформации а- и р-фаз. В фольге из сплава MA 18 текстура а-фазы не содержит компонентов текстуры деформации, следовательно, в деформации участвует только Р-фаза, несмотря на заметную долю а-фазы в сплаве. Вероятно, что более высокая технологичность сплава MAI 8 по сравнению со сплавом МА21 связана с фазовым превращением при деформации, т.е с так называемым эффектом инициированной фазовым превращением пластичности (TRIP -эффект). Кроме того, определенный вклад в повышение технологичности в операциях глубокой вытяжки вносит также наличие призматического компонента текстуры а-фазы. Это результат повышения сопротивления деформации в направлении толщины листов с такой текстурой (повышение коэффициента Ланкфорда - см. рис.6) и является уникальным

свойством именно сплавов магния, легированных значительным количеством лития, в которых Р-фаза превалирует над ГП а-фазой.

ПРИЛОЖЕНИЯ

В этой части приведены описания программ для вычисления параметров анизотропии текстурированных прутков и листов из магниевых сплавов: (а) расчет факторов Шмида для 18 систем скольжения и двойникования для каждой из ориентировок на ОПФ - уравнение (4); (б) вычисление параметров анизотропии текстурированных прутков Кя= с0„р/ а0„сж, Ка= оонр/ оп„р - уравнение (6); (в) вычисление коэффициента нормальной анизотропии (коэффициента Ланкфорда) из уравнения (7).

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Показано, что для магниевых сплавов рациональное легирование позволяет осуществить два способа повышения характеристик глубокой вытяжки, во-первых, за счет уменьшения интенсивности базисной текстуры, а также за счет изменения механизма деформации, которое приводит к повышению сопротивления деформации при сжатии по сравнению с растяжением.

2. Показано, что в сплавах системы с 2-3 мас.%Ш можно получить листовой полуфабрикат с пониженной более чем на порядок интенсивностью базисной текстуры по сравнению со сплавом системы М£-А1-7п-Мп и за этот счет предполагается повысить характеристики технологичности листовых полуфабрикатов при глубокой вытяжке.

3. Установлено, что причиной снижения интенсивности базисной текстуры при прокатке в сплавах системы М^-Ш является выделение дисперсных интерметаллидных фаз М§]2М.

4. Изменение текстуры прокатки при рекристаллизации носит немонотонный характер, на первой стадии (~400°С) происходит снижение интенсивности базисной текстуры за счет торможения роста зерен с базисной ориентировкой частицами

на стадии интенсивного роста рекристаллизованных зерен (450-500°С) преимущество получают зерна близких к базису ориентировок, что приводит к усилению базисной текстуры.

5. Разработан расчетно-экспериментальный метод оценки анизотропии магниевых сплавов, который позволяет вычислять параметры анизотропии для

листов и прессованных прутков на основе количественных данных о текстуре в виде одной обратной полюсной фигуры.

6. На основании результатов одноосных испытаний рассчитаны факторы Тейлора для разных ориентировок ГП решетки магния для различных видов нагружения. Эти результаты позволяют оценивать параметры анизотропии, в том числе коэффициент нормальной анизотропии (коэффициента Ланкфорда) для листовых полуфабрикатов с помощью усреднения факторов Тейлора в ориентационном пространстве с учетом вклада текстуры в виде «весового» фактора.

7. Показано, что для повышения технологичности листовых полуфабрикатов из титановых и магниевых сплавов необходимо разрабатывать специальные марки сплавов аналогично тому, как это делается при разработке сталей для глубокой вытяжки.

8. Легирование литием приводит к формированию не свойственной сплавам магния призматической текстуры прокатки в результате ориентированного фазового превращения по Бюргерсу ОЦК фазы на основе лития в ГП фазу на основе магния.

9. Показано, что повышение пластичности при легировании литием обусловлено не только вкладом от присутствия менее анизотропной ОЦК фазы, но также и ослаблением базисной текстуры ГП фазы за счет формирования в ней призматической текстуры ОЦК—>ГП превращения, а также пластифицирующим эффектом самого превращения (ТРИП - эффект).

10. Установлено, что для магниевых сплавов для оценки анизотропии прочностных свойств на основе текстурных данных нельзя использовать коэффициенты Кернса, которые предполагают возможность описания анизотропии в терминах тензора второго ранга. Такое приближение допустимо для сплавов на основе титана и циркония, но не для магния в силу особенностей его анизотропии прочностных свойств.

11. Предложен упрощенный способ оценки анизотропии прочностных свойств магниевых сплавов, основанный на усреднении по всем кристаллитам с учетом текстуры факторов Шмида для базисного скольжения.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. СЛ. Бецофен, Е.Ф. Волкова, A.A. Шафоростов Влияние легирующих элементов на формирование текстуры прокатки сплавов Mg-Nd-Zr и Mg-Li// Металлы, 2011, №1. С.78-84.

2. С.Я. Бецофен, A.A. Ильин, A.A. Ашмарин, A.A. Шафоростов. Влияние механизма деформации на анизотропию механических свойств и технологичность магниевых сплавов. Металлы, 2008, №3. С. 83-90.

3. С.Я. Бецофен, В.Г. Смирнов, A.A. Ашмарин, A.A. Шафоростов Количественные методы описания текстуры и анизотропии свойств сплавов на основе титана и магния. Титан, 2010, №2. С. 16- 22.

4. С.Я. Бецофен, A.A. Таранишин, М.А.Зиновьев, A.A. Шафоростов. Текстура и технологичность при листовой штамповке сплавов на основе магния и титана. «Научные труды МАТИ им. К.Э.Циолковского». Вып.10(82) 2006. С.35-39.

5. A.A. Шафоростов, А.А.Ашмарин, М.А. Зиновьев Формирование текстуры при прокатке и отжиге фольги из сплавов системы Mg-Nd-Zr// Сб. трудов конф.«63-и Дни науки студентов МИСиС», 2008, С.251-252, изд. МИСиС.

6. A.A. Шафоростов Особенности формирования текстуры прокатки и рекристаллизации в сплавах Mg-Nd-Zr и Mg-Al-Zn // Научные труды Международной молодежной научной конференции XXXVI Гагаринские чтения, 2010. -С.127-128.

7. Ашмарин A.A., Зиновьев М.А.,А.А. Шафоростов. Исследование влияния механизма деформации и текстуры на анизотропию механических свойств магниевых сплавов// Научные труды Международной молодежной научной конференции XXXIV Гагаринские чтения, 2008. -С. 8-10.

_Подписано в печать 20.09.2011 г. Объем -1 п.л.

Формат60x84 1/16 Тираж-100экз. Заказ№128 Издательско-типографский центр МАТИ, 109240, Москва, Берниковская наб., 14

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1 Состояние вопроса.

1.1. Ключевые направления исследований и разработок в области деформируемых магниевых сплавов

1.2. Разработка новых технологий пластической деформации 13 для деформируемых магниевых сплавов

1.3. Механизм деформации, текстура и анизотропия 16 свойств.

1.4. Влияние легирования на структуру и свойства сплавов магния.,

1.5. Влияние интенсивной пластической деформации на структуру и свойства магниевых сплавов.

Формулировка цели и постановка задач исследования

Глава 2 Объекты и методы исследования.

2.1. Объекты исследования.

2.2. Методы исследования.

Глава 3. Исследование формирования структуры и текстуры в сплавах системы Mg-Nd-Zr на различных этапах получения листового полуфабриката.

3.1. Исследование распределения текстуры по толщине листов сплава МА2-1, МА8, МА20 и МА12 с 65 различными степенями деформации.

3.2. Исследование влияния РЗМ на структуру сплава Mg- 68 Nd-Zr

3.3. Исследование анизотропии механических свойств сплава Mg-2,9Nd-0,4Zr.

Глава 4. Разработка расчетно-экспериментального метода оценки анизотропии пластического течения магниевых сплавов

Глава 5. Исследование влияния легирующих элементов на технологические и механические характеристики 100 современных магниевых сплавов.

5.1. Вычисление характеристик анизотропии прессованных прутков и листов из магниевых сплавов.

5.2. Особенности формирования текстуры прокатки в

Mg-Li сплавах.

5.3. Количественные методы оценки анизотропии механических свойств.

Актуальность работы. Листовые полуфабрикаты из магниевых сплавов перспективны для использования в аэрокосмической отрасли, автомобилестроении и медицине, однако до сих пор большая часть деталей конструкций из магниевых сплавов получают с помощью обычного литья или литья под давлением. Для увеличения доли деформированных сплавов необходимо повысить технологические параметры магниевых сплавов и, прежде всего, характеристики при операциях холодной формовки листовых полуфабрикатов, таких как глубокая вытяжка, гибка и отбортовка.

Эта проблема в значительной степени обусловлена особенностями механизма деформации магния, для которого базисное скольжение является практически единственной «легкой» системой деформации, критические напряжения сдвига для которой в несколько раз ниже, чем для всех остальных систем. Базисное скольжение может дать не более двух независимых систем сдвига, тогда как для обеспечения однородной деформации их требуется не менее пяти, что приводит к формированию микро- и макродефектов при любой пластической деформации. В случае операций формовки отрицательный эффект от наличия единственной системы сдвига усугубляется еще и тем, что в катаных листах формируется интенсивная базисная текстура, которая способствует снижению пластичности и пониженным значениям коэффициента нормальной анизотропии (коэффициент Ланкфорда ниже единицы) , что неприемлемо для любых операций формовки.

Таким образом, для получения листовых полуфабрикатов из магниевых сплавов с повышенной способностью к формообразованию, необходимо подавить образование интенсивной базисной текстуры при прокатке за счет изменения механизма деформации магния с помощью рационального легирования, а также оптимизации условий получения листового полуфабриката. Для решения этих задач необходимо осуществить целенаправленный поиск оптимального состава сплава и параметров прокатки и отжига, обеспечивающих повышенную формуемость. При этом, эффективность поиска во многом определяется наличием простой и надежной процедуры оценки параметров анизотропии непосредственно из текстурных данных. Прежде всего, это касается коэффициента нормальной анизотропии (R): R= dsx /dsz , где sx и sz деформации в плоскости листа и по его толщине соответственно. В качестве легирующих элементов целесообразно использовать РЗМ, которые характеризуются низкой растворимостью при комнатной температуре и образуют дисперсные интерметаллиды, которые могут эффективно воздействовать на механизм текстурообразования при прокатке.

Научная новизна

1. Разработан расчетно-экспериментальный метод оценки параметров анизотропии магниевых сплавов с помощью усреднения факторов Тейлора в ориентационном пространстве с учетом вклада текстуры в виде «весового» фактора.

2. Показано, что легирование литием приводит к формированию не свойственной сплавам магния призматической текстуры прокатки в результате ориентированного фазового превращения по Бюргерсу ОЦК фазы на основе лития в ГП фазу на основе магния, что позволяет интерпретировать известный эффект повышения пластичности при легировании литием не только наличием фазы с кубической решеткой, но также ослаблением базисного компонента текстуры прокатки за счет призматической текстуры превращения и пластифицирующим эффектом самого превращения (ТРИП - эффект).

3. Выявлен эффект немонотонного изменения текстуры прокатки при рекристаллизации позволяющий снизить интенсивность базисной текстуры, ограничив температуру отжига температурой ~400°С для сплава MAI2, когда на первой стадии рекристаллизации происходит снижение интенсивности базисной текстуры за счет торможения роста зерен с базисной ориентировкой частицами интерметаллида Mg12Nd, при этом на стадии интенсивного роста рекристаллизованных зерен (450-500°С) преимущество получают зерна близких к базису ориентировок, что приводит к усилению базисной текстуры.

4. Установлено, что для магниевых сплавов рациональное легирование позволяет осуществить два способа повышения характеристик глубокой вытяжки, во-первых, за счет уменьшения интенсивности базисной текстуры, а также за счет изменения механизма деформации, которое приводит к повышению сопротивления деформации при сжатии по сравнению с растяжением.

Практическая значимость

1. Показано, что в сплавах системы М§-Ш-гг с 2-3 мас.%Ш можно получить листовой полуфабрикат с пониженной более чем на порядок интенсивностью базисной текстуры по сравнению со сплавом системы М§-А1-гп-Мп в результате выделения дисперсных интерметаллидных фаз что позволило получить листовой материал, показавший значения коэффициента Ланкфорда более единицы, что свидетельствует о его удовлетворительных характеристиках- технологичности при глубокой вытяжке.

2. Разработан метод расчета коэффициента Ланкфорда из текстурных данных, позволяющий проводить сравнительную оценку способности к глубокой вытяжке листовых полуфабрикатов и показано, что для повышения технологичности листовых полуфабрикатов из магниевых сплавов необходимо разрабатывать специальные марки сплавов аналогично тому, как это делается при разработке сталей для глубокой вытяжки.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Показано, что для магниевых сплавов рациональное легирование позволяет осуществить два способа повышения характеристик глубокой вытяжки, во-первых, за счет уменьшения интенсивности базисной текстуры, а также за счет изменения механизма деформации, которое приводит к повышению сопротивления деформации при сжатии по сравнению с растяжением.

2. Показано, что в сплавах системы с 2-3 мас.(/Шс1 можно получить листовой полуфабрикат с пониженной более чем на порядок интенсивностью базисной текстуры по сравнению со сплавом системы М^;-А1^п-Мп и за этот счет предполагается повысить характеристики технологичности листовых полуфабрикатов при глубокой вытяжке.

3. Установлено, что причиной снижения интенсивности базисной текстуры при прокатке в сплавах системы М^-Ыс! является выделение дисперсных интерметаллидных фаз М^Мс!

4. Изменение текстуры прокатки при рекристаллизации носит немонотонный характер, на первой стадии (~400°С) происходит снижение интенсивности базисной текстуры за счет торможения роста зерен с базисной ориентировкой частицами М^пИс!; на стадии интенсивного роста рекристаллизованных зерен (450-500°С) преимущество получают зерна близких к базису ориентировок, что приводит к усилению базисной текстуры.

5. Разработан расчетно-экспериментальный метод оценки анизотропии магниевых сплавов, который позволяет вычислять параметры анизотропии для листов и прессованных прутков на основе количественных данных о текстуре в виде одной обратной полюсной фигуры.

6. На основании результатов одноосных испытаний рассчитаны факторы Тейлора для разных ориентировок ГП решетки магния для различных видов нагружения. Эти результаты позволяют оценивать параметры анизотропии, в том числе коэффициент нормальной анизотропии (коэффициента

Ланкфорда) для листовых полуфабрикатов с помощью усреднения факторов Тейлора в ориентационном пространстве с учетом вклада текстуры в виде «весового» фактора.

7. Показано, что для повышения технологичности листовых полуфабрикатов из титановых и магниевых сплавов необходимо разрабатывать специальные марки сплавов аналогично тому, как это делается при разработке сталей для глубокой вытяжки.

8. Легирование литием приводит к формированию не свойственной сплавам магния призматической текстуры прокатки в результате ориентированного фазового превращения по Бюргерсу ОЦК фазы на основе лития в ГП фазу на основе магния.

9. Показано, что повышение пластичности при легировании литием обусловлено не только вкладом от присутствия менее анизотропной ОЦК фазы, но также и ослаблением базисной текстуры ГП фазы за счет формирования в ней призматической текстуры ОЦК—»ГП превращения, а также пластифицирующим эффектом самого превращения (ТРИП - эффект).

10. Установлено, что для магниевых сплавов для оценки анизотропии прочностных свойств на основе текстурных данных нельзя использовать коэффициенты Кернса, которые предполагают возможность описания анизотропии в терминах тензора второго ранга. Такое приближение допустимо для сплавов на основе титана и циркония, но не для магния в силу особенностей его анизотропии прочностных свойств.

11. Предложен упрощенный способ оценки анизотропии прочностных свойств магниевых сплавов, основанный на усреднении по всем кристаллитам с учетом текстуры факторов Шмида для базисного скольжения.

Заключение

Анализ литературы показывает, что одной из важнейших проблем, препятствующих более широкому использованию деформированных магниевых сплавов в машиностроении является наличие в листовых полуфабрикатах интенсивной базисной текстуры, которая снижает технологические и механические характеристики материала. Несмотря на многочисленные исследования в этом направлении остается много нерешенных проблем научного и прикладного плана, которые необходимо исследовать и прежде всего это изучение формирования структурного состояния в магниевых сплавах, легированных РЗМ и литием, поскольку именно в этих сплавах можно в перспективе получить высокие механические и служебные свойства, поскольку эти элементы наиболее эффективно влияют на текстуру магниевых сплавов. На этой основе формулируются цели и задачи исследования.

Целью работы является исследование формирования структуры и текстуры в магниевых сплавах с РЗМ и разработка методики оценки параметров анизотропии листовых полуфабрикатов на основе текстурных данных для установления объективных критериев оптимизации состава магниевых сплавов с повышенными характеристиками пггампуемости.

Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

1. Выплавить опытные сплавы системы Mg-Nd-Zr и исследовать формирование структуры и фазового состава слитков.

2. Провести сравнительное исследование формирования текстуры опытных и промышленных сплавов системы Mg-Nd-Zr (MA-12), Mg-Al-Ce (MA8), сплавов с Li (МА18 и МА21) и Mg-Al-Zn (МА2-1) на различных стадиях прокатки вплоть до фольги толщиной 100 мкм, установить закономерности влияния на текстуру листов отжига при различных температурах.

3. Разработать расчетно-экспериментальный метод оценки анизотропии магниевых сплавов, позволяющий рассчитывать параметры анизотропии листов и прессованных прутков на основе количественных данных о текстуре.

4. Выявить закономерности влияния различных легирующих элементов на формирование структуры, текстуры и анизотропии деформационных характеристик магниевых сплавов для повышения их технологичности и служебных свойств при их использования в различных областях техники.

Глава И. ОБЪЕКТЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Объекты исследования

Исследовали опытные сплавы Mg-2,lNd-0,3Zr, Mg-2.9Nd-0,4Zr и промышленные сплавы (табл.2.1) с РЗМ МА8, МА20 и МА12, системы Mg-Al-Zn-Mn МА2-1.

1. PAN Fu-sheng, ZHANG Jing, WANG Jing-feng, YANG Ming-bo, HAN En-hou, CHEN Rong-shi Key R&D activities for development of new types of wrought magnesium alloys in China// Trans. Nonferrous met.Soc. China 20(2010) 12491258

2. TANG Ai-tao, PAN Fu-sheng, YANG Ming-bo, CHEN Ren-ju.Mechanical properties and micro structure of magnesium-aluminum based alloys containing strontium J. Materials Transactions, 2008,49: 1203-1211.

3. YANG Ming-bo, PAN Fu-sheng, CHEN Ren-ju, TANG Ai-tao. Effects of solutionized Al-lOSr master alloys on grain refinement of AZ31 magnesium alloy J. Journal of Alloys and Compounds, 2008,461: 298-303.

4. ZHANG Jing, ZUO Ru-lin, CHEN You-xing, PAN Fu-sheng, LUO Xiao-dong. Microstructure evolution during homogenization of a T-type Mg-Zn-Al alloy J. Journal of Alloys and Compounds, 2008, 448: 316-320.

5. YANG Ming-bo, PAN Fu-sheng, CHEN Ren-ju, TANG Ai-tao. Effect of Mg-lOSr master alloy on grain refinement of AZ31 magnesium alloy J. Materials Science and Engineering A, 2008, 491: 440-445.

6. LIU Xin-jun, WANG Cui-ping, WEN Ming-zhong, CHEN Xing, PAN Fu-sheng. Thermodynamic database of the phase diagrams in the Mg-Al-Zn-Y-Ce system J. Rare Metals, 2006, 25: 441-447.

7. LI De-hui, DONG Jie, ZENG Xiao-qin, LU Chen, DING Wen-jiang. Age hardening characteristics and mechanical properties of Mg-3.5Dy-4.0Gd-3.lNd-0.4Zr alloy J. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2006,16: sl694-sl697.

8. SUN Ming, WU Guo-hua, WANG Wei, DING Wen-jiang. Effect of Zr on the microstructure, mechanical properties and corrosion resistance of Mg-10Gd-3Y magnesium alloy J. Materials Science and Engineering A, 2009, 523: 145-151.

9. WANG Wei, HUANG Yu-guang, WU Guo-hua, WANG Qu-dong, SUN Ming, DING Wen-jiang. Influence of flux containing YC13 additions on purifying effectiveness and properties of Mg-10Gd-3Y- 0.5Zr alloy J. Journal of Alloys and Compounds, 2009, 480:386-391.

10. CHANG Jian-wei, GUO Xing-wu, HE Shang-ming, FU Peng-huai,1 l.PENG Li-ming, DING Wen-jiang. Investigation of the corrosion for Mg-xGd-3Y-0.4Zr (x=6, 8, 10, 12%) alloys in a peak-aged condition J. Corrosion Science, 2008, 50: 166-177.

11. Da-quan, WANG Qu-dong, DING Wen-jiang. Effects of heat treatments on Micro structure and mechanical properties of Mg-4Y-4Sm-0.5Zr alloy J. Materials Science and Engineering A, 2007, 448: 165-170.

12. DING Wen-jiang, LI Da-quan, WANG Qu-dong, LI Qiang. Microstructure and mechanical properties of hot-rolled Mg-Zn-Nd-Zr alloys J. Materials Science and Engineering A, 2008,483/484: 228-230.

13. LIU X B, CHEN R S, HAN E H. Effects of ageing treatment on microstructures and properties of Mg-Gd-Y-Zr alloys with and without Zn additions J. Journal of Alloys and Compounds, 2008, 465: 232-238.

14. GAO L, CHEN R S, HAN E H. Effects of rare-earth elements Gd and Y on the solid solution strengthening of Mg alloys J. Journal of Alloys and Compounds, 2009,481:379-384.

15. XU D K. LIU L, XU Y B, HAN E H. The influence of element Y on the mechanical properties of the as-extruded Mg-Zn-Y-Zr alloys J. Journal of Alloys and Compounds, 2006, 426: 155-161.

16. U D K, LIU L, XU Y B, HAN E H. Effect of microstructure and texture on the mechanical properties of the as-extruded Mg-Zn-Y-Zr alloys J. Materials Science and Engineering A, 2007, 443: 248-256.

17. XU D K, LIU L, XU Y B, HAN E H. The crack initiation mechanism of the forged Mg-Zn-Y-Zr alloy in the super-long fatigue life regime J. Scripta Materialia, 2007, 56: 1-4.

18. XU D K, LIU L, XU Y B, HAN E H. The fatigue behavior of I-phase containing as-cast Mg-Zn-Y-Zr alloy J. Acta Materialia, 2008, 56:985-994.

19. LIU Xi-bo, CHEN Rong-shi, HAN En-hou. High temperature deformations of Mg-Y-Nd alloys fabricated by different routes J. Materials Science and Engineering A, 2008, 497: 326-332.

20. TANG W N, CHEN R S, ZHOU J, HAN E H. Effects of ECAE temperature and billet orientation on the microstructure, texture evolution and mechanical properties of a Mg-Zn-Y-Zr alloy J.Materials Science and Engineering A, 2009, 499: 404-410.

21. XU D K, LIU L, XU Y B, HAN E H. The strengthening effect of icosahedral phase on as-extruded Mg-Li alloys J. Scripta Materialia. 2007, 57: 285-288.

22. YAN H, CHEN R S, HAN E H. Room-temperature ductility and anisotropy of rolled Mg-Zn-Gd alloysJ. Materials Science and Engineering A, 527(5): 3317-3322.

23. PENG Qiu-ming, DONG Han-wu, WU Yao-ming, WANG Li-min. Age hardening and mechanical properties of Mg-Gd-Er alloy J. Journal of Alloys and Compounds, 2008, 456: 395-399.

24. PENG Qiu-ming, DONG Han-wu, WANG Li-dong, WU Yao-ming, WANG Li-min. Aging behavior and mechanical properties of Mg-Gd-Ho alloys J. Materials Characterization, 2008, 59: 983-986.

25. PENG Qiu-ming, HOU Xiu-li, WANG Li-dong, WU Yao-ming, CAO Zhan-yi, WANG Li-min. Microstructure and mechanical properties of high performance Mg-Gd based alloys J. Materials and Design, 2009, 30: 292-296.

26. PENG Qiu-ming, WANG Jian-li, WU Yao-ming, WANG Li-min. Microstructures and tensile properties of Mg-8Gd-0.6Zr-xNd-j>Y (x+y=3. mass%) alloys J. Materials Science and Engineering A, 2006, 433: 133-138.

27. XIAO Wen-long, WANG Jun, YANG Jie, JIA Shu-sheng, WANG Li-min. Microstructure and mechanical properties of Mg-12.3Zn-5.8Y-l.4Al alloy J. Materials Science and Engineering A, 2008, 485: 55-60.

28. PENG Qiu-ming, DONG Han-wu, WANG Li-dong, WU Yao-ming, WANG Li-min. Microstructure and mechanical property of Mg-8.31Gd-l.12Dy-0.38Zr alloy J. Materials Science and Engineering A, 2008, 477: 193-197.

29. PENG Qiu-ming, WANG Li-dong, WU Yao-ming, WANG Li-min. Structure stability and strengthening mechanism of die-cast Mg-Gd-Dy based alloy J. Journal of Alloys and Compounds, 2009, 469: 587-592.

30. WANG Bin, YI Dan-qing, LUO Wen-hai, FANG Xi-ya, LIU Hui-qun, WU Chun-ping. Microstructure and mechanical properties of Mg-4.9Zn-0.9Y-0.7Zr alloy J. Journal of Aeronautical Materials, 2009, 24(2): 1-7. (in Chinese)

31. YU Wen-bin, LIU Zhi-yi, CHENG Nan-pu, HE Hong, LI Xue-lian. Microstructures and mechanical properties of Mg-5Yb-0.5Zr wrought magnesium alloy J. Journal of Materials Science & Engineering, 2008, 26(3): 406-410. (in Chinese)

32. WU An-ru, XIA Chang-qing, DONG Li-jun, QIN Bo. Study on aging strengthening behavior of Mg-6.0%Zn-0.5%Zr- 2.0%Nd-1.0%Y alloy J. Transactions of Materials and Heat

33. WU An-ru, XIA Chang-qing, DONG Li-jun, QIN Bo. Study on aging strengthening behavior of Mg-6.0%Zn-0.5%Zr- 2.0%Nd-1.0%Y alloy J. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2008, 29(1): 66-70. (in Chinese)

34. FANG Xi-ya, YI Dan-qing, WANG Bin, LUO Wen-hai, ZHANG Hong. Microstructure and mechanical properties of Mg-Gd-Y-Mn alloy during extrusion and aging process J. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2008, 29(3): 108-112. (in Chinese)

35. GUO Yong-chun, LIU Tao, LI Jian-ping, YANG Zhong, LIANG Min-xian, XIA Feng. Microstructures and mechanical properties of Mg-12Gd-4Y-lZn-0.5Zr alloy

36. J. Journal of XI'an Technological University, 2007, 27(3): 242-246. (in Chinese)

37. ZHAO Juan, LI Jian-ping, GUO Yong-chun, YANG Zhong, YANG Jue-ming, LIANG Min-xian. Application of Calphad to neotype deforming Mg-9Gd-3Y-0.6Zn-0.5Zr heat-treat process design J. Foundry Technology, 2007, 28(4): 531-534. (in Chinese)

38. ZHANG Kui, LI Xing-gang, LI Yong-jun, MA Ming-long. Effect of Gd content on microstructure and mechanical properties of Mg-Y-RE-Zr alloys J. Transactions ofNonferrous Metals Society of China, 2008,18: sl2-sl6.

39. MA Zhi-xin, LI De-fu, LI Yan-li. Processing Technology and structure evolution of Mg-Y-Nd-Zr alloy J., The Chinese Journal of Rare Metals, 2006, 30(6): 719-723. (in Chinese)

40. KOIKE J, KOBAYASHI T, MUKAI T, WATANABE H, SUZUKI M, MARUYAMA K, HIGASHI K. The activity of non-basal slip systems and dynamic recovery at room temperature in fine-grained AZ31B magnesium alloys J. Acta Materialia, 2003, 51: 2055-2065.

41. GONG Xi-bing, KANG S B, LI Sai-yi, CHO J H. Enhanced plasticity of twin-roll cast ZK60 magnesium alloy through differential speed rolling J. Materials and Design, 2009, 30:3345-3350.

42. LIU Chang-rui, WANG Bo-jian, WANG Qing-juan. Method and device of the continuously changed section cyclic extrusion: China, 200610041960.8 P.2006-03-32. (in Chinese)

43. LIU Tian-mo, ZHANG Yu, ZHANG Li. Processing method of extrusion of magnesium alloys and corresponding mould: China, 200710092779.4 P.2007-09-28. (in Chinese)

44. LIU Tian-mo, LU Li-wei, PENG Jian. Mould for double direction extrusion: China, 200720124969.5 Р. 2007-08-14. (in Chinese)

45. WANG Ling-yun, HUANG Guang-jie, CHEN Lin, HUANG Guang-sheng, LI Wei, PAN Fu-sheng. Research on rolling technology of magnesium alloy sheets J. Rare Metal Materials and Engineering, 2007, 36: 910-914. (in Chinese)

46. HUANG Guang-sheng, LI Wei, HUANG Guang-jie, LI Hong-cheng, PAN Fu-sheng. New method for improving formability of AZ31B magnesium alloy sheets J. Materials Science Forum, 2009, 610/611/612/613: 737-741.

47. Колачев Б.А. Физическое металловедение титана. М.: Металлургия, 1976, 184с.

48. Предводите л ев А.А., Троицкий О.А. Дислокации и точечные дефекты в гексагональных металлах.- М.: Атомиздат, 1973.- 200 с.

49. Папиров И.И., Тихинский Г.Ф. Пластическая деформация бериллия.- М.: Атомиздат, 1973,- 304 с.

50. Р.Бернер. Г. Кронмюллер Пластическая деформация монокристаллов.- М.: Мир, 1969.-272с.

51. J.D. Eshelby The Determination of the Elastic Field of Ellipsoidal Inclusion and Related Problems// Proc.Roy.Soc. (London) 1957. v.241A.p.376.54.(52) Вишняков Я.Д. Дефекты упаковки в кристаллической структуре.- М.: Атомиздат. 1973.-304 с.

52. Классен-Неклюдова М.В. Механическое двойпикование кристаллов. -Изд. АН СССР, I960.- 261 с.

53. Kelley Е„ Hosford W. The deformation characteristics of textured magnesium// Transactions of the Metallurgical Society of AIME,1968, V.242, April, pp.654660.

54. Бецофен С.Я. Связь анизотропии предела текучести с механизмом деформации сплавов систем Mg-Y и Mg-Al-Zn. // Изв. АН СССР. Металлы, 1987, N5, с. 180-185.

55. Бецофен С .Я., Рохлин JI.JI. Анизотропия механических свойств, текстура и механизм деформации прессованных прутков магниевого сплава ИМВ6// Цветные металлы. 1984, N2, с. 82-84.

56. J. Koike, N. Fujiyama, D. Ando, Y. Sutou Roles of deformation twinning and dislocation slip in the fatigue failure mechanism of AZ31 Mg alloys/ZOriginal Research Article Scripta Materialia, Volume 63, Issue 7, October 2010, Pages 747-750.

57. D. Ando, J. Koike and Y. Sutou Relationship between deformation twinning and surface step formation in AZ31 magnesium alloys //Acta Materialia, Volume 58. Issue 13. August 2010, Pages 4316-4324

58. M.R. Barnett Twinning and the ductility of magnesium alloys: Part II. "Contraction" twins//Original Research Article Materials Science and Engineering: A, Volume 464, Issues 1-2, 25 August 2007, Pages 8-16.

59. M.R. Barnett, Z. Keshavarz, A.G. Beer, X. Ma Non-Schmid behaviour during secondary twinning in a polycrystalline magnesium alloy// Acta Materialia, Volume 56, Issue 1, January 2008, Pages 5-15.

60. Hirth, J. P. & Lothe, J. (1968). Theory of Dislocations, McGraw-Hill, New York

61. Martin, E. & Jonas, J. J. (2010). Evolution of Microstructure and Microtexture during the Hot Deformation of Mg -3% Al. Acta Materialia. 58,12, p. 15.

62. Li, X.; Yang, P.; Wang, L.-N.; Meng, L. & Cui, F. (2009). Orientational analysis of static recrystallization at compression twins in a magnesium alloy AZ31. Material Science and Engineering A, 517, p. 10.

63. Taku Sakai, Hiromi Miura Mechanical properties of fine-grained magnesium alloys processed by severe plastic forging. Magnesium Alloys -Design, Processing and Properties. Edited by Frank Czerwinsky, p. 220-244.

64. Valiev, R.Z. & Langdon, T.G. (2006). Principles of equal-channel angular pressing as a processing tool for grain refinement, Prog. Mater. Sci. 51, 881-981.

65. T.Mukai, M.Yamanoi, H. Watanabe, K. Higashi Ductility enhancement in AZ31 magnesium alloy by controlling its grain structure//Metallurgical Abstracts on Light Metals and Alloys. Vol.35. (2001-2002), pp.180-182. Osaka, 2002

66. Kunio Funami and Masafumi Noda. Grain Refinement of Magnesium Alloy by Multiaxial Alternative Forging and Hydrogenation Treatment. Magnesium Alloys -Design, Processing and Properties. Edited by Frank Czerwinsky, p. 245-264.

67. Sakai, T. & Jonas, J.J. (1984). Dynamic recrystallization: mechanical and microstructural consideration. Acta Metalrgica. 32, 189-209

68. Humphreys, F.J. & Hatherly, M. (2004). Recrystallization and related annealing phenomena (Second edition), (Elsevier, UK).

69. R.Ferro, A. Saccone, S.Delfino Magnesium alloys of the rare earth metals: systematics and properties // Metallurgical Science and Technology. Vol. 16(1-2), 1998, pp.25-44.

70. M. Yang, L. Cheng, L. Bai, F. Pan. As-cast Microstructure, Mechanical Properties and Casting Fluidity of ZA84 Magnesium Alloy Containing TiC. Journal of Wuhan University of Technology-mater, Vol.23, №6. 2008.C. 854-858.

71. Gao, S. Wu, L. Qiao, Y. Wang. Corrosion behavior of Mg and Mg-Zn alloys in simulated body fluid. Trans. Nonferrous Met. Soc Vol.18. 2008. C. 588-592.

72. T. Wang, M. Zhang, Z. Niu, B. Liu. Influence of rare Earth Elements on Microstructure and Mechanical Properties of Mg-Li Alloys. Journal of rare Earths, Vol.24, №6. 2006. С. 798-800.

73. M. Yang, F. Pan, R. Cheng, J. Shen. Effects of holding temperature and time on semi-solid isothermal heat-treated microstructure of ZA84 magnesium alloy. Trans. Nonferrous Met. Soc Vol.18. 2008. C. 566-572.

74. T.Al-Samman Comparative study of the deformation behavior of hexagonal magnesium-lithium alloys and a conventional magnesium AZ31 alloy// Acta Materialia 57 (2009) 2229-2242.

75. Wang Tao, Zhang Milin, Niu Zhngyi, Liu Bin Influence of rare earth elements on microstructure and mechanical properties of Mg-Li alloys// Journal of Rare Earth, 2006, v.24, pp.797-800/

76. S. R. Agnew, C. N. Tomé, D. W. Brown, T. M. Holden, S. C. Vogel Study of slip mechanisms in a magnesium alloy by neutron diffraction and modeling// Scripta

77. Materialia, Volume 48, Issue 8,14 April 2003, Pages 1003-1008.

78. С.Я.Бецофен, Е.Ф. Волкова, A.A. Шафоростов Влияние легирующих элементов на формирование текстуры прокатки сплавов Mg-Nd-Zr и Mg-Li// Металлы, 2011, №1, с.78-84.

79. Агеев Н.В., Бабарэко A.A. Закономерности формирования текстуры при технологических обработках в сплавах с фазовыми переходами// ФММ, 1983, том 55, вып. 1, 106-112.

80. Вассерман Г. Гревен И. Текстуры металлических материалов. -М.: Металлургия, 1969.

81. Вишняков Я.Д., Бабарэко A.A., Владимиров С.А., Эгиз И.В., Теория образования текстур в металлах и сплавах. М. Наука, 1979. 343 с.

82. Бородкина М.М., Спектор Э.Н. Рентгенографический анализ текстуры металлов и сплавов// М.Металлургия. 1981г., 272с.

83. Кудрявцев И. П. Текстуры в металлах и сплавах. М.: Металлургия, 1965.

84. Агеев Н.В., Бабарэко A.A., Бецофен С.Я. Описание текстуры методом обратных полюсных фигур// Изв.АН ССР, Металлы, 1974,N1, 94-103.

85. Бородкина М.М., Куртасов С.Ф. Изучение текстуры методом обратных полюсных фигур. Обзор.// Зав.лаб. 1979,45, N9,830-835.

86. Серебряный В.Н. К методике построения обратных полюсных фигур// Заводская лаборатория, 1986, т.52, N5, 40-42.

87. Адамеску P.A., Гельд П.В., Митюшов Е.А. Анизотропия физических свойств металлов.-М.: Металлургия, 1985, 138с.

88. Арышевский Ю. М., Гречников Ф. В., Арышевский В. ТО. По лучение рациональной анизотропии в листах. М.: Металлургия, 1987.

89. Головлев В. Д. Расчет процессов листовой штамповки. М.: Машиностроение, 1974.

90. Гречников Ф. В. Деформирование анизотропных материалов. М.: Машиностроение, 1998.

91. Золотаревский В. С. Механические свойства металлов. М.: Металлургия, 1983.

92. Смирнов В. С., Дурнев В. Д. Текстурообразование металлов при прокатке. М.: Металлургия,

93. Яковлев С. П., Кухарь В. Д. Штамповка анизотропных заготовок. М.: Машиностроение, 1986.

94. Яковлев С. П., Яковлев С. С., Андрейченко В. А. Обработка давлением анизотропных материалов. Кишинев: Квант, 1997.

95. С.Я. Бецофен, A.A. Ильин, A.A. Ашмарин, A.A. Шафоростов. Влияние механизма деформации на анизотропию механических свойств и технологичность магниевых сплавов. Металлы, 2008, №3, 83-90.

96. С.Я.,Бецофен. В.Г. Смирнов, A.A. Ашмарин, A.A. Шафоростов Количественные методы описания текстуры и анизотропии свойств сплавов на основе титана и магния. Титан, 2010, №2, с. 16- 22.

97. С.Я. Бецофен, А.А.Таранишин, М.А.Зиновьев, A.A. Шафоростов. Текстура и технологичность при листовой штамповке сплавов на основе магния и титана. «Научные труды МАТИ им. К.Э.Циолковского». Вып. 10(82) 2006. С.35-39.

98. S.-H. Choi, D.H. Kim, H.W. Lee, E.J. Shin Simulation of texture evolution and macroscopic properties in Mg alloys using the crystal plasticity finite element method/Materials Science and Engineering A527 (2010) 1151-1159

99. Бецофен С.Я., Рубина Е.Б. О текучести текстурированных сплавов с ГПУ решеткой.// Изв. АН СССР. Металлы, 1989, N 6, с. 152-160.