автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Особенности фазовых и структурных превращений при интенсивной пластической деформации и отжиге алюминиевых сплавов с железом, цирконием и хромом, полученных быстрой закалкой расплава

На правах рукописи

003054129

Ширинкина Ирина Геннадьевна

\

ОСОБЕННОСТИ ФАЗОВЫХ И СТРУКТУРНЫХ

ПРЕВРАЩЕНИЙ ПРИ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И ОТЖИГЕ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ С ЖЕЛЕЗОМ, ЦИРКОНИЕМ И ХРОМОМ, ПОЛУЧЕННЫХ БЫСТРОЙ ЗАКАЛКОЙ РАСПЛАВА

специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Екатеринбург - 2007

003054129

Работа выполнена в ордена Трудового Красного Знамени Институте физики металлов УрО РАН

Научный руководитель доктор технических наук

Бродова Ирина Григорьевна

Официальные оппоненты: доктор технических наук

профессор

Попов Артемий Александрович

кандидат к.ф.-м.н.

Пилюгин Виталий Прокопьевич

Ведущая организация Институт металлургии УрО РАН

(г. Екатеринбург)

Защита состоится 23 марта в И00 часов на заседании диссертационного совета Д 004.003.01 в Институте физики металлов УрО РАН, (620041, г. Екатеринбург, ГСП-170, ул. С. Ковалевской,18)

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института физики металлов УрО РАН

Автореферат разослан « Л-Оъ февраля 2007 г. Ученый секретарь

диссертационного совета > р

доктор физ.-мат. наук — H.H. Лошкарева

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ Актуальность темы. В последнее время достаточно активно исследуются метастабильные конденсированные системы, обладающие рядом новых физико-механических свойств, отличных от свойств равновесных систем. Особое место среди них занимают наноструктурные материалы, у которых значительную часть объема составляют границы зерен. Традиционно неравновесные (аморфные, нано - и микрокристаллические) состояния в алюминиевых сплавах получали такими методами, как быстрая закалка расплава, механическое сплавообразование и др.

С развитием новой техники и с повышением качества продукции предъявляются особые требования к конструкционным материалам, в частности к алюминиевым сплавам с переходными металлами, которые обладают высокими эксплуатационными и специальными физическими свойствами (такими как жаропрочность, пластичность, вязкость разрушения и ряд других). Для достижения этих целей совершенствуются способы обработки материалов в жидком и в твердом состояниях. К первым можно отнести высокоскоростную кристаллизацию и температурно-временную обработку расплава [1], ко вторым - интенсивную пластическую деформацию и термическую обработку [2, 3].

Известно, что быстрозакаленные алюминиевые сплавы, содержащие 1 -5% (здесь и далее вес.%) переходных металлов -Ре, Сг), хорошо зарекомендовали себя в качестве основы перспективных жаропрочных гранулируемых сплавов в основном за счет формирования пересыщенных твердых растворов. Однако их получение способами высокоскоростной кристаллизации сопряжено с большими техническими трудностями. В связи с этим возникает необходимость изыскания дополнительных внешних воздействий, которые бы способствовали созданию определенных структурных состояний, обеспечивающих необходимый уровень эксплуатационных характеристик данных материалов.

Например, эффективным методом воздействия на структурное состояние и механические свойства алюминиевых сплавов является метод интенсивной пластической деформации (ИПД). Он имеет ряд преимуществ, в частности, при ИПД имеется возможность контролировать степень деформации образцов и управлять, таким образом, их физико-механическими свойствами и фазовым составом. Кроме того, только этот метод в настоящее время позволяет избежать остаточной пористости и загрязнения примесями, а также получить объемные, необходимые для практики, образцы новых материалов.

Многие служебные характеристики А1 сплавов определяются существованием в них алюминидов переходных металлов. В исследованиях последних лет показано, что при быстрой закалке расплавов можно получать

дисперсные метастабильные алюминиды, которые дают дополнительные возможности для варьирования и улучшения эксплуатационных свойств таких материалов. В связи с этим, значительный интерес вызывает изучение деформационного поведения при кручении под давлением различных по составу и строению интерметаллидов, т.к. экстремальные воздействия могут привести к созданию эффективного способа регулирования структуры и свойств Al сплавов, легированных переходными металлами.

Изучению влияния условий кристаллизации на структурообразование алюминиевых сплавов с хромом, цирконием и железом посвящено значительное число работ, в которых показаны эффективность применения быстрой закалки расплава. Однако практически отсутствуют экспериментальные данные о возможности использования в качестве дополнительной обработки этих материалов интенсивной пластической деформации. В связи с этим, диссертационная работа, безусловно, актуальна. Цель работы: изучение особенностей фазовых и структурных превращений при интенсивной пластической деформации кручением под давлением быстрозакристаллизованных алюминиевых сплавов с переходными металлами (Cr, Zr, Fe).

Для достижения намеченной цели в работе поставлены следующие задачи:

1. Изучить влияние скорости охлаждения и перегрева расплава на особенности кристаллизации бинарных и тройных Al сплавов с ПМ (Сг, Zr, Fe);

2. Изучить особенности фазовых и структурных превращений при ИПД кручением под давлением быстрозакристаллизованных заперитектических Al сплавов с Сг и Zr;

3. На примере Al-Fe сплавов исследовать особенности формирования ультрамикрокристаллической структуры в сплавах с эвтектической диаграммой состояния;

4. Определить влияние интенсивной пластической деформации на формирование пересыщенных тугоплавкими элементами твердых растворов на основе алюминия;

5. Определить кинетику деформационного растворения стабильных и метастабильных алюминидов в алюминиевой матрице;

6. Оценить термическую устойчивость ультрамикрокристаллической (УМК) структуры.

Научная новизна.

1. Определены условия образования метастабильных структур при быстрой закалке алюминиевых сплавов с переходными металлами, имеющих разные диаграммы состояния.

2. Впервые рассмотрены особенности формирования ультрамикрокристаллической и нанокристаллической структуры в двухфазных быстрозакаленных алюминиевых сплавах с цирконием, хромом и железом при интенсивной пластической деформации кручением под давлением.

3. Получены сравнительные данные о деформационном растворении метастабильных алюминидов циркония и железа и стабильных алюминидов хрома, и определены критические степени деформации, при которых происходит образование пересыщенных алюминиевых твердых растворов.

4. Обнаружены высокая термическая стабильность ультрамикрокристаллической структуры и сохранение высокопрочного состояния при нагреве до температур Т-О^Т^, что обусловлено распадом пересыщенных твердых растворов, образованных при быстрой закалке расплава и интенсивной пластической деформации кручением под давлением.

Практическая ценность.

1. Полученные результаты и их анализ позволяют систематизировать и расширить представления о закономерностях фазовых и структурных превращений, протекающих в алюминиевых сплавах при различных внешних воздействиях;

2. Установленные особенности деформационного растворения алюминидов и образования пересыщенных твердых растворов могут быть использованы при получении объемных ультрамикрокристаллических и нанокристаллических материалов;

3. Обнаруженные эффекты высокой термической стабильности ультрамикрокристаллических материалов и сохранения высокопрочного состояния при их нагреве до 300°С могут быть положены в основу разработки перспективной технологии производства конструкционных материалов на алюминиевой основе.

Основные результаты и положения, выносимые на защиту:

1. Экспериментальные данные об образовании метастабильных структурных состояний при быстрой закалке алюминиевых сплавов с переходными металлами, имеющих разные диаграммы состояния.

2. Особенности формирования ультрамикрокристаллической и нанокристаллической структуры в двухфазных быстрозакаленных алюминиевых сплавах с цирконием, хромом и железом при ИПД кручением под давлением.

3. Сравнительные данные о деформационном растворении метастабильных алюминидов Ъх и Ре и стабильных алюминидов Сг, которое приводит к образованию пересыщенных алюминиевых твердых растворов.

4. Аномальное поведение деформированного материала при

низкотемпературном отжиге и его высокая термическая стабильность. Личный вклад автора

В работе при непосредственном участии автора получена значительная часть экспериментального материала:

подготовлены литые и быстрозакристаллизованные образцы бинарных и тройных алюминиевых сплавов с железом, цирконием и хромом для металлографических и электронно-микроскопических исследований; проведены изохронные и изотермические отжиги образцов из сплавов Al-Fe, Al-Cr, Al-Cr-Zr после их интенсивной пластической деформации кручением под давлением;

измерена твердость исследованных материалов после всех видов обработок (быстрой закалки расплава, интенсивной пластической деформации и отжига);

проведены исследования структуры быстрозакаленных и деформированных сплавов методами просвечивающей электронной микроскопии и сканирующей электронной микроскопии; выполнена математическая обработка полученных результатов с помощью материаловедческого комплекса с компьютерной приставкой «SIAMS-700», и построены зависимости линейных размеров и количества структурных составляющих сплавов после различных обработок материалов в жидком и твердом состояниях. Кроме того, диссертант внес вклад в обсуждение полученных результатов эксперимента.

Достоверность полученных результатов обеспечивается использованием современных методов исследования структуры и фазового состава, включая просвечивающую электронную микроскопию, сканирующую электронную микроскопию и рентгеноструктурный анализ, а также корреляцией основных результатов, полученных на сплавах различного состава. Апробация работы. Материалы диссертационной работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях: 22 Международный симпозиум по материаловедению (Дания, Роскиллд, 2001); VI Всероссийская конференция «Структура и свойства аустенитных сталей и сплавов» (Екатеринбург, 2001); XVI и XVII Уральские Школы металловедов -термистов (Уфа, 2002 и Киров, 2004); IX и X Международные семинары по дислокационной структуре и механическим свойствам металлов и сплавов (Екатеринбург, 2002, 2005); II, III, IV, V, VI и VII Молодежных семинарах по проблемам физики конденсированного состояния вещества (Екатеринбург, 2001, 2002, 2003, 2004, 2005 и 2006); XV и XVII Международные конференции «Физика прочности и пластичности материалов» (Тольятти, 2003 и Самара, 2006); X Семинар Азиатско-тихоакеанической академии

материалов и III Конференции «Материалы Сибири» (Новосибирск, 2003); Международная конференция по фазовым превращениям и прочности кристаллов (Россия, Черноголовка, 2004); I Всероссийская конференция по наноматериалам (Москва, 2004); 43 и 45 Международная конференция «Актуальные проблемы прочности» (Россия, Вологда, 2005 и Белгород, 2006); III Международная конференция по наноматериалам (Япония, Фукуоко, 2005).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 9 печатных работ, отражающих основное содержание работы.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка цитируемой литературы. Работа содержит 158 страниц машинописного текста, 97 рисунков и 5 таблиц. Список цитируемой литературы включает 164 наименования.

СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИОННОЙ РАБОТЫ Во введении обоснована актуальность и важность выбранной темы диссертационной работы и полученных в ней результатов. В первой главе представлен аналитический обзор литературы, который посвящен особенностям образования метастабильных структур в эвтектических и перитектических AI сплавах с тугоплавкими добавками и создания УМК материалов методами ИПД. Рассмотрены закономерности кристаллизации перитектик и эвтектик с учетом влияния перегрева расплава над температурой ликвидуса (ДТ) и его скорости охлаждения (Vox„). На примере чистых металлов, сталей и ряда алюминиевых сплавов описаны особенности структурообразования и деформационного упрочнения при больших пластических деформациях. Рассмотрена термическая устойчивость УМК и наноструктурных материалов и описаны фазовые превращения, происходящие при отжиге.

В конце главы сформулированы постановка задачи, цель и задачи исследований.

Во второй главе обоснован выбор материала исследований, описаны конструктивные особенности центробежного способа получения образцов закалкой расплава и метода кручения под высоким квазигидростатическом давлении.

Материалом исследования выбраны алюминиевые сплавы с различным содержанием Fe (от 1,2 до 8 масс.%), имеющих эвтектическую диаграмму состояния, и бинарные и тройные алюминиевые сплавы с цирконием и хромом ZCr+Zr<3,6%, имеющие диаграмму состояния перитектического типа. Быстрозакристаллизованные в форме диска образцы (диаметром 80 мм, толщиной 3,2-0,6 мм) были получены на установке центробежного литья. Температурно-временная обработка (ТВО) расплава включала его нагрев до

1420-1570 К, выдержку 0,5 часа и охлаждение с Уохл 5х103 - 2х104 К/с. Меньшие УОХЛ~2'102 К/с реализовались при литье расплава в медный в кокиль.

Интенсивная пластическая деформация литых образцов диаметром 10 мм осуществлялась путем использования метода вращаемых наковален Бриджмена, т.е. путем кручения со скоростью 1 об/мин при высоком квазигидростатическом давлении Р=5 ГПа и комнатной температуре (все эксперименты по деформации образцов методом кручения под давлением выполнены в УГАТУ-ИФПМ (г. Уфа». Число оборотов наковальни варьировалось от 0,5 до 15 оборотов. Чтобы исключить неоднородность деформации по радиусу, которая имеет место при таком методе нагружения, все структурные характеристики определялись в наружной кольцевой зоне образца шириной 3 мм. Такие условия нагружения обеспечивали максимальную истинную логарифмическую деформацию сдвига е=3,83-7,14. Для расчета истинной логарифмической степени деформации е использовали формулу: е=1п[(27ШгЛ1)+Ьо/11], где п - количество полных оборотов бойка, г - радиус диска, Ьо — исходная толщина заготовки, Ь— конечная толщина диска. Соответствие значений п и е приведено в таблице 1.

Таблица I.

п Осадка 0,5 1 2 3 4 5 7 10 15

е 1,46 3,83 4,48 5,14 5,54 5,83 6,05 6,74 6,38 7,2

Отжиг образцов проводился в муфельной печи. Температура отжига образцов варьировались от 100°С до 450°С, время выдержки составляло 0,56,5 ч. Охлаждение образцов осуществлялось на воздухе. Исследования структуры литых и быстрозакапенных сплавов были выполнены посредством оптической микроскопии на микроскопе «Neophot-32», оснащенном приставкой для металлографического анализа «SIAMS-700».

Определение параметра решетки матрицы и фазовый анализ образцов проводились в СоКа и СиКа излучениях на дифрактометрах «ДРОН-3» и «STADI-Р». Расчеты профиля, ширины и центра тяжести рентгеновских линий (331)а проводили по компьютерной программе PROFILE. Методом гармонического анализа пар рентгеновских пиков (200)ai (400)ai матрицы разделялись вклады в уширение линий от дисперсности и относительной микродеформации решетки. Используя стандартную формулу: Aa/a=p/4tg0hkl, где Р - полуширина физической линии (331)а, рассчитаны значения относительных микроискажений решетки матрицы.

Электронно-микроскопические исследования выполнены на электронном просвечивающем микроскопе «JEM-200CX» и сканирующем микроскопе QUANTA-200. Размеры кристаллитов матрицы и алюминидов в деформированных материалах рассчитывались по темнопольным электронномикроскопическим снимкам с помощью компьютерной

программы «Siams-700». Измерения микротвердости (H]i) проводили на приборе ПМТ-3 с алмазной пирамидкой при нагрузке 0,2 и 0,5 H с погрешностью, не превышающей 10%. Локальный рентгеноспектральный анализ интерметалл идов проводился на сканирующем микроскопе «JCXA-733 super probe».

Третьи глава посвяшена изучению влияния условий кристаллизации при быстрой закалке расплава, а также режимов деформации при кручении под давлением на образование структуры и свойства сплавов с эвтектической диаграммой состояния.

На примере сплава А1-1,2% Fe исследованы особенности затвердевания быстроохлажденных доэвтектических Al-Fe сплавов и установлено, что увеличение V0ïn и AT приводит к смене форм роста твердой фазы от ячеистоде ндрнт но го к сферолитному, причем и тот и другой параметры действуют аддитивно и вызывают рост переохлаждения на межфазной границе к р исталл -расплав. При VOSJ,=2'104 К/с и ДТ более 350 К наблюдается переход от ячеисто-дендритной к сферолитоподобной форме роста Al твердого раствора.

в

Рис. 1. Эволюция микроструктуры сплава А1-5% Ре при разных условиях кристаллизации: а - У=102 К/с, ДТ<200 К; б - У=2'!04 К/с, ДТ=400 К; в -У=104 К/с, ДТ=200 К.

Для Al-Fe сплавов заэвтектического состава, содержащих 2-8% Fe, определены условии кристаллизации, при которых подавляется рост первичных алюминидов и формируется квазиэвтектика. Так при V>104 К/с и низких перегревах расплава (ДТ<100 К) квазювтектика образуется в сплавах, содержащих не более 2%, а рост температуры нагрева расплава (ДТ>350 К) «сдвигает» пороговую концентрацию до 5%. Кроме того, установлено, что ДТ>200 К при V>10 К/с инициирует появление и устоичивыи рост метастабильной эвтектики (AI+Alf,Fe). Эволюция микроструктуры сплава А1-5% Fe при разных условиях кристаллизации показана на рис. 1.

Большой объем экспериментального материала посвящен исследованию эволюции структуры быстрозакаленных сплавов с к в ази эвтектической структурой в процессе деформации кручением под давлением. В частности, было установлено, что ИПД быстрозакаленных образцов из Al-5% Fe сплава приводит к измельчению кристаллов алюминидов Fe и зерен алюминиевой матрицы, в результате чего формируется мелкодисперсное двухфазное структурное состояние с высокой твердостью до 2,4 ГПа, Размерное соотношение фаз, входящих в состав

на рис, 2.

Рис. 2. Электр о ином и крое ко пи чес кое изображение структуры деформированного образца из сплава А1-5% Ре: зерно матрицы и алюминиды А16Ре в режиме темного поля в совпадающих рефлексах фаз.

По данным рентгеновской дифракции и ПЭМ, можно констатировать, что при сдвиге под давлением в быстрозакаленном сплаве помимо фрагментации структуры развиваются процессы деформационного растворения алюминидов и образования пересыщенного твердого раствора на основе А1. Образование последнего инициируется только ИПД, т.к. в быстрозакаленном материале Ре в матрице практически отсутствует.

В работе приводятся фрагменты дифракто грамм, а также экспериментальные данные по изменению параметра решетки матрицы и уровня микроискажений для образцов, про деформированных на разную степень в интервале 4,47<е<б,05 (0,5<п<5) (рис. 3).

я 0.04

■а

0,03

0,080,07 0,06 0,05

0,01

0,02

0,00

микроискажени I х

Рис. 3. Зависимости параметра и микроискажений решетки матрицы от числа оборотов в сплаве А1-2%Ре.

-0,01

о

2

4

в

число оборотов наковальни

На основании построенных зависимостей были определены режимы деформирования, инициирующие растворение алюминидов А16Ре в матрице (е>5,1, п>2). Кроме того, по эмпирической концентрационной зависимости параметра решетки А1 твердого раствора, выведенной путем обобщения литературных данных, проведена оценка степени пересыщения матрицы железом.

Итак, проведя многоплановые исследования, авторы пришли к заключению, что формирование пересыщенных твердых растворов происходит в результате деформационного растворения метастабильных алюминидов железа, которое интенсифицируется с ростом степени деформации и повышает легированность матрицы железом относительно равновесного состояния до 1,2% (в сплаве А1-5% Ре). Степень пересыщения а-твердого раствора повышается с ростом исходного содержания Ре в сплаве, что вызвано увеличением общего количества алюминидов и ростом протяженности границ между ними и матрицей, на которых осуществляется процесс растворения.

Для экспериментальной проверки вышесказанного, в работе приводятся результаты, полученные при исследовании особенностей структурообразования в сплаве А1-8% Ре после экстремальных воздействий в жидком и твердом состояниях (Умл = 106 К/с, п=25) (работа проведена совместно с МИСИС и УГАТУ-ИФПМ). В результате проведенных экспериментов показано, что после ИПД происходит измельчение фаз матрицы и алюминидов, и формируется структура типа нанокомпозита. Посчитано, что концентрация железа, достигнутая в этих экспериментах при ИПД кручением на 25 оборотов быстрозакаленных лент, оказалась равной 5,54%. Максимальное значение твердости, достигнутое в сплаве А1-8% Ре, составило

В процессе отасига деформированных А1-2-5% Ре сплавов установлено, что процессы возврата, старения и рекристаллизации протекают в следующих

ЗГПа.

температурных интервалах: возврат (100-300°С); старение (150-350°С); рекристаллизация (выше 350°С). Таким образом, несмотря на релаксацию внутренних микронапряжений, данный материал сохраняет достигнутые при ИПД высокие значения твердости вплоть до температур нагрева, равных 200-300°С. Это достигается за счет распада пересыщенного а-твердого раствора и сохранения УМК структуры. При высоких температурах нагрева {от 350°С и выше) определяющими становятся процессы роста зерен и коагуляции фаз интерметаллического происхождения, что проявляется в снижении твердости материала.

Четвертая глава. Эта глава посвящена изучению сплавов с леритектической диаграммой состояния. В ней обсуждается образование пересыщенных твердых растворов в быстрозакристаллизованных алюминиевых сплавах с хромом и цирконием под воздействием ИПД и их поведение при отжиге.

Для создания широкого спектра структур и фазового состава сплав А1-3% Сг был получен тремя различными способами: в виде слитка (рис. 4а), дисков (рис. 46,в) и тонких волокон (рис, 4г). Такое варьирование способов литья позволило менять У™, от 102 до 105 К/с, а ДТ - от 100 до 450 К.

в г

Рис. 4. Микроструктура кокильной отливки У=102 К/с, ДТ=200К (а) быстрозакаленных дисков при разных условиях кристаллизации: б -У=!04 К/с, ДТ=120К; в - У=10* К/с, ДТ=370К и волокон У=105 К/с,

ДТ=420К (г).

В результате проведенных экспериментов установлено, что получение однофазного метастабильного состояния в сплаве А1-3% Сг возможно при следующих условиях его неравновесной кристаллизации: ДТ>420К, У=105 К/с. При ДТ<350 К и У~104 К/с интерметаллиды А17Сг растут в виде разветвленных дендритов со средним размером 10-15 мкм. Повышение ДТ до 370 К способствует появлению более компактных форм роста алюминидов и формированию равномерной дисперсной структуры с размерами фаз 5-8 мкм. Для оценки степени пересыщения матрицы был использован рентгеновский метод. Согласно расчетам, в матрице при данных условиях кристаллизации растворяется порядка 1% Сг. Об образовании пересыщенного а-твердого раствора можно судить также и по результатам измерения микротвердости, которая оказалась выше, чем в кокильной отливке, на 300 МПа.

Кручению под давлением были подвергнуты быстрозакаленные образцы с исходной структурой, представленной на рис. 4в. Структурные и фазовые превращения в деформированном материале анализировали по данным ПЭМ, РФА и микротвердости.

Построены зависимости изменений параметра решетки матрицы, относительного уровня микроискажений (а) и твердости (б) в зависимости от степени деформации (рис. 5а,б).

Рис. 5. Изменения параметра решетки матрицы, относительного уровня микроискажений (а) и твердости сплава (б) в зависимости от степени деформации в сплаве А1-3% Сг.

Кроме того, по данным ПЭМ проанализирована эволюция тонкой структуры матрицы и алюминидов, а также построены гистограммы распределения кристаллитов в зависимости от степени деформации. На основе детального анализа всего объема экспериментальных данных, было установлено, что структурные изменения при деформации вплоть до е=5,5 обусловлены динамической рекристаллизацией (рис. 6а). В интервале

2000

Логарифмическая степень деформации, е

Логарифмическая степень деформации, е

а

б

5,5<е<б,0 формируется смешанная структура, в которой зерна с равновесными фан и нами чередуются с сильно деформированными областями, а при е>6,0 преобладающей становится деформированная УМК структура, максимальный размер кристаллитов в которой не превышает 300 нм, а средний размер равен 150 нм (рис 66).

- | 270 пш I •^аЪ'лаЛь. У»ГН| 170 шп I

____и Ж»■ ШШ- 1. 1----

а б

Рис. 6. Светлопольные изображения тонкой структуры матрицы в сплаве А1-3% Сг при разных степенях деформации: а - е=3,8; б - е>6.

Показано, что сдвиг под давлением, являясь еще одним внешним воздействием на двухфазный материал, вызывает частичное растворение алюминидов и дополнительно повышает растворимость хрома в матрице. В частности, деформационное индуцирование пересыщенного твердого раствора Сг в А! при е=6,7 увеличивает его легированность до 2,5%, что на 1,5% выше, чем в исходном быстрозакаленном состоянии, полученном при V£M = I04K7C.

Сочетание трех обработок А1-Сг сплава в жидком и твердом состояниях (ТВО расплава, быстрая закалка и ИПД) дает возможность получения УМК материала со средним размером зерна 150 нм и высокой твердостью до 2 ГПа {в три раза превышающей твердость материала после кристаллизации). Природа высокопрочного состояния обусловлена вкладом малого размера зерен (650 МПа) и твердорастворным упрочнением матрицы (750 МПа), которое возникает при формировании пересыщенного твердого раствора в процессе закалки из расплава и последующей ИПД.

С этих же позиций изучено влияние степени деформации на особенности фазовых и структурных превращений в тройном Al-Cr-Zr сплаве (£Cr+Zr=3,6%). Дополнительное легирование бинарного А1-Сг сплава цирконием (до 2%) привело к появлению в структуре быстрозакаленного при V=104 К/с материала метастабильных алюминидов циркония Al^Zr, имеющих кубическую упорядоченную структуру типа Ll2 с параметром а=4,0731 нм (вместо входящих в состав литого сплава стабильных алюминидов Al3Zr с тетрагональной решеткой структурного типа Д02з)- Морфология и размеры

кристаллов А17Сг и А132г хорошо прослеживается на изображении структуры сплава во вторичных электронах. Как следует из рис. 7а, алюминиды Сг растут а виде ограненных вытянутых кристаллов, а алюминиды циркония - в виде компактных кубических кристаллов или равноосных дендритов. Последние часто формируются на пластинках АЬСг.

Рис. 7. Структура быстро за кален но го образца во вторичных электронах (а) до и (б) после деформации при е=4,48 (ПЭМ, темное поле).

Данные фазового РСА показали, что в процессе ИПД наблюдается уменьшение количества алюминидов, причем количество кристаллов А1:,2г начинает сокращаться уже при е>4,5, а алюминиды хрома сохраняются в структуре дольше, и их количество резко сокращается только при е>6. Трансформация формы и размеров алюминидов в работе наглядно показана методом СЭМ. Эти наблюдения дают основание заключить, что при п=15 разница в огранке кристаллов А17Сг и АЬ2г практически исчезает, и в структуре материала все оставшиеся алюминиды имеют округлую форму. Объемная доля алюминидов не превышает 4%.

По результатам ПЭМ установлено, что в тройном сплаве переход от смешанной к УМК структуре осуществляется уже при е=4,48 (п=1) (рис. 66). Определенный по темнопольным снимкам средний размер ми кро кристаллите в при п=1 равен 115 нм, половину всего объема занимают м икр о кристаллиты размером менее 350 нм. С увеличением степени деформации до е=5,8 (п=5) средний размер кристаллитов понижается до 75 нм и остается таковым до максимальных степеней деформации (п=15). Соответственно возрастает до 24% доля объема, занимаемого наноструктурой, а % объема, приходящегося на крупные зерна (более 350 нм), сокращается с 5% до нуля.

Для выявления степени устойчивости УМК состояния в А1-Сг-2г сплаве были проведены изохронные одночасовые отжиги при температурах

А АМ

а

б

100-300°С и изотермический отжиг при 300°С в течение 1-6 часов. Задачей этих экспериментов было установить температурные пороги стабильности величины зерна и упрочнения материала при нагреве. Статистическая обработка темнопольных изображений деформированных и отожженных образцов показала, что в процессе отжига до 300°С средний размер зерна колеблется в пределах 100-200 нм. При увеличении времени выдержки до 6 часов при 300°С имеет место аномальный рост отдельных зерен до 350500 нм (начало собирательной рекристаллизации). Построены зависимости твердости деформированного на разную степень материала от температуры и времени выдержки, из которых следует, что, несмотря на нагрев УМК структуры, высокий уровень упрочнения сохраняется и даже несколько, на 200 МПа, превышает его (рис. 8). _

Следовательно, снижение наклепа за счет сброса внутренних напряжений, происходящих при возврате, в случае нагрева деформированного ИПД тройного А1-Сг-7г сплава, компенсируется параллельно идущим с ним фазовым превращением - распадом пересыщенного твердого раствора. Выделения частиц вторичных алюминидов в отожженном А1-Сг^г сплаве, продеформированном с е>6,7, были зафиксированы на электронно-микроскопических снимках и электронограммах. Косвенно о протекании старения можно судить и по изменению параметра кристаллической решетки матрицы. Пятая глава посвящена обсуждению полученных результатов. В ней сформулированы основные научные задачи, которые удалось решить при выполнении диссертационной работы.

Проведено сопоставление результатов, полученных при изучении особенностей структурообразования в сплавах с разными диаграммами состояний (гл. 3 и 4) и выявлены общие закономерности фазовых и структурных превращений при деформации кручением под давлением быстрозакаленных алюминиевых сплавов с переходными металлами. Было

б/отжига

Рис. 8. Изменение микротвердости быстрозакаленных образцов после деформации и отжига.

истинная логарифмическая степень деформации, е

установлено, что при таком виде нагружения в материале протекает три процесса: формирование УМК и нанокристалли ческой структур; деформационное растворение алюминидов ПМ и образование пересыщенных твердых растворов.

Рассмотрены особенности каждого из вышеназванных процессов и дано объяснение установленным закономерностям с привлечением современных теорий и экспериментальных работ в области наноматериалов [2, 3]. В частности, показано, что фрагментация структуры осуществляется в две стадии. Для каждого состава переход от смешанной структуры (ячейки+кристаллиты), содержащей малоугловые и большеугловые границы, к УМК структуре происходит при определенных для каждого состава сплава степенях деформации - еопт. Чем выше степень легированности матрицы, тем при меньших степенях деформации формируется УМК структура и тем выше степень ее дисперсности. Например, среди рассмотренных композиций измельчение структуры до нанокристаллического уровня (75 нм) достигнуто только в тройном Al-Cr-Zr сплаве. В бинарных сплавах минимальный средний размер кристаллитов составлял 100-200 нм. На основании анализа эволюции микроструктуры в исследованном интервале степеней деформации можно считать, что при е<еопт фрагментация осуществляется в основном по механизму дислокационного скольжения, а при е>еопт- преобладающим становится ротационный механизм.

При рассмотрении особенностей второго - процесса деформационного растворения алюминидов переходных металлов в матрице, важная роль отводилась сравнению их поведения в зависимости от размера, морфологии и кристаллического строения. Благодаря применению особых методов обработки расплавов, при кристаллизации Al-Fe, Al-Cr и Al-Cr-Zr сплавов, были получены алюминиды разных составов: Al6Fe, Al3Zr, А17Сг и Ali3Fe4. Кроме того, было показано, что при быстрой закалке расплава удается измельчить первичные фазы до 5-10 мкм и придать кристаллам дендритные или округлые формы. Все эти действия были сознательно направлены на создание наиболее благоприятных условий деформационного растворения алюминидов ПМ.

Все данные кристаллы имеют разные кристаллические решетки, отличные от ГЦК решетки Al, и поэтому можно было ожидать различного поведения кристаллов при ИПД.

Сведения о кристаллическом строении алюминидов и параметры их решеток приведены в таблице 2:

Таблица 2.

Состав алюминида Сингония Пространствен -ная группа Параметры решетки, нм

Al3Zr метает. Кубическая РгпЗт (Ll2) а=0,4047

А17Сг Моноклинная С2/т/ а=2.519 нм, ¿>=0.7574 нм, с=1.0949 нм, /М28°43'

Al6Fe Орторомби-ческая Стст а=6,492 A, b=7,437 Л, с=8,788 А

Ali3Fe4 Моноклинная С2/т а=1,5489 нм, Ь=0,8083 нм, с-1,247 нм

Al3Zr стаб. Тетрагональная 14/ттт (Д023) а=4,013 А, с= 17,320 А, с/а=4,316

Al Кубическая Fm3m а=0,40496

Как следует из таблицы, решетка метастабильной фазы А13гг по структурному и размерному соответствию ближе всего подходит к решетке А1 матрицы.

Для всех алюминидов оптическими и ЭМ методами было установлено уменьшение объемной доли и размеров кристаллов с ростом степени деформации. На дифрактограммах наблюдалось снижение интенсивности и количества рентгеновских линий, относящихся к алюминидам. Очень информативная информация была получена по результатам изменения параметра решетки матрицы в деформированных на разную степень образцах. Оказалось, что для бинарных сплавов удается четко определить значение степени деформации, при котором начинается существенное изменение параметра решетки. По этим данным, метастабильные алюминиды Zr и Fe начинают растворяться соответственно при е>4,5 и 5,1, а алюминиды Сг - при е>6. Факт растворения алюминидов в сплавах системы Al-Fe был подтвержден результатами, полученными методом Мессбауэра. Согласно им, на начальном этапе в кристаллах накапливаются дефекты - дислокации и вакансии, их решетка искажается и теряет устойчивость. Интенсивность растворения и количество оставшихся в деформированной матрице алюминидов зависят не только от перечисленных выше факторов, но и от исходного содержания ПМ в сплаве. Опираясь на известные работы в этой области, а также собственные результаты, делается вывод о вакансионно-дислокационном механизме растворения алюминидов.

Описанный выше процесс растворения алюминидов является движущей силой третьего процесса, протекающего при деформации сплавов - образования пересыщенных твердых растворов на основе алюминия. Предложенный в данной работе цикл обработок сплавов в жидком и твердом состояниях позволил расширить область сплавов, при которых наблюдается это явление. В частности, установлено, что формирование таких

неравновесных состояний a-фазы происходит только при очень больших степенях деформации, а именно при е>6, т.е. на стадии «совершенствования» УМК структуры. Согласно полученным данным, в результате таких режимов ИПД удалось удвоить содержание Сг и Zr и в десятки раз увеличить количество Fe относительно быстрозакаленного состояния. Причем, если пересыщение Сг и Zr a-твердого раствора в сплавах заперитектического состава частично происходит в процессе быстрой закалки, то в быстрозакаленных эвтектических Al-Fe сплавах концентрация Fe в матрице не превышает равновесную, и ее рост наблюдается только после ИПД. Итак, разное поведение интерметаллидов при ИПД (в зависимости от их размеров, стабильности и кристаллического строения) непосредственно сказывается на структурообразовании всего сплава в целом и регламентирует конечную структуру и фазовый состав материала. Например, в сплавах заперитектического состава (на примере Al-2% Zr) была показана возможностьсоздания однофазного УМК состояния, а добавка в него 1,6% Сг способствовала получению нанокристаллического (75 нм) тройного Al-Cr-Zr сплава с сохранением в структуре небольшого количества (менее 2-3%) дисперсных алюминидов Сг. При ИПД кручением в быстрозакаленных квазиэвтектических Al-Fe сплавах сохраняется двухфазная структура и формируется естественный нанокомпозит, состоящий из УМК Al матрицы и наноразмерных алюминидов Al6Fe, равномерно распределенных по ее границам.

Для оценки механических характеристик А1-ПМ сплавов с УМК структурой была измерена их твердость. Путем статистической обработки большого количества измерений и подсчета среднего были построены зависимости изменения твердости от степени деформации. Анализируя процессы, происходящие при кручении исследованных материалов, можно считать, что суммарный эффект их упрочнения обусловлен наличием ультрамелкого зерна (структурное упрочнение), пересыщенного твердого раствора (твердорастворное упрочнение), дисперсных алюминидов (дисперсионное упрочнение) и структурными дефектами (деформационный наклеп). Для оценки вклада деформационного наклепа в общее упрочнение, методами рентгеноструктурного анализа рассчитывалась относительная микродеформация решетки матрицы, и анализировалось ее изменение с ростом е. Установленный немонотонный характер изменения Aa/a=f(e) свидетельствовал о преобладании процессов разупрочнения, приводящих к снятию упругих напряжений (при е<4,5) и наклепа (е>6). Наибольший вклад структурного упрочнения проявляется на стадии интенсивной фрагментации матрицы, и образования УМК структуры, которые для А1-ПМ сплавов происходят при е=4,5 (рост твердости вдвое, по сравнению с быстрозакаленным состоянием). Твердорастворное упрочнение начинает

играть существенную роль только после интенсивного растворения алюминидов, которое, как установлено, начинается при е>4,5-6 в зависимости от состава сплавов. На примере Al-Fe сплавов было показано, что с увеличение степени деформации, а также содержания легирующего элемента в сплаве максимальные значения Нц обусловлены преимущественно возросшей ролью этого слагаемого. Следовательно, для сплавов с перитектическими диаграммами основной вклад в упрочнение вносят такие слагаемые как структурное упрочнение, наклеп и твердорастворное упрочнение. Для эвтектик добавляется еще одно слагаемое - дисперсионное упрочнение, поэтому максимальные значения твердости выше и достигают 3 ГПа.

Учитывая неравновесность деформированных УМК материалов, важное значение приобретают исследования их термической устойчивости. Для этой цели были проведены эксперименты по изучению структурных и фазовых превращений, протекающих в деформированных сплавах при изотермическом и изохронном отжигах. Были получены информативные результаты по эволюции таких характеристик материалов, как микротвердость, размер зерна, параметр и микроискажения решетки матрицы в зависимости от температуры и времени отжига для разных сплавов. По этим данным было установлено, что в деформированных сплавах при нагреве идут процессы возврата, старения и рекристаллизации, и определены их температурные интервалы.

Так наложение процессов возврата и старения приводят к сохранению или даже превышению (на 200 МПа) общей твердости сплавов, а распад пересыщенного Al твердого раствора и выделение дисперсных вторичных фаз в свою очередь «задерживают» рекристаллизацию. Таким образом, во всех изученных материалах удается сохранить УМК состояние до 300°С со средним размером зерна, не превышающим 200 нм.

По мнению многих исследователей, термическая стабильность наноструктурных и УМК материалов сохраняется до Т=0,25-0,3 Тпл., что на 0,1-0,2 Тпл. ниже, чем в крупнокристаллических [2, 3]. На основе детального анализа фазовых и структурных превращений, протекающих в деформированных УМК А1-ПМ сплавах в ходе их последующего нагрева, делается вывод, что их термическая стабильность выше и составляет -0,5 Т^.

Измерение механических характеристик УМК сплава Al-5% Fe показало, что, регулируя режимы термообработки, можно получить ав=747 МПа, 5=15% (измерения механических свойств выполнены в УГАТУ-ИФПМ). Следует подчеркнуть, что обнаруженные закономерности фазовых и структурных превращений при отжиге наблюдаются только для деформированных сплавов, предварительно полученных быстрой закалкой расплава. Для литых сплавов таких же составов, в которых эффект

растворения алюминидов при деформации незначителен, и образования пересыщенных твердых растворов не происходит, уже при низких температурах отжига возврат и рекристаллизация приводят к снижению свойств и потере устойчивости УМК структуры.

ВЫВОДЫ:

Выявлены некоторые закономерности структурных и фазовых превращений в алюминиевых сплавах с переходными металлами (Fe, Cr, Zr) при различных внешних воздействиях в жидком и твердом состояниях: перегрев и быстрая закалка расплава, интенсивная пластическая деформация и термическая обработка.

1. Рассмотрены изменения состава, размера и морфологии структурных составляющих в заэвтектических Al-Fe сплавах, Al сплавах с Сг и Zr заперитектического состава, быстрой закалкой расплава в интервале скоростей 102-106 К/с. Определены оптимальные условия кристаллизации для формирования метастабильных алюминидов Al3Zr и Al6Fe.

2. При кручении под давлением быстрозакаленных алюминиевых сплавов с переходными металлами получены нано и ультрамикрокристаллические материалы с высокой до 1,5-3 ГПа твердостью. Обнаружено, что при деформации быстрозакаленных сплавов наряду с фрагментацией структуры идут процессы деформационного растворения алюминидов переходных металлов и образования пересыщенных твердых растворов, ответственные за природу высокопрочного состояния. Построены зависимости изменения микротвердости и размера кристаллитов в широком интервале истинной логарифмической деформации е= 1,46-7,2 для сплавов разного состава.

3. Методами электронной микроскопии и рентгеновского фазового анализа проведено сравнение степени деформационного растворения алюминидов, имеющих разное кристаллическое строение. Установлено, что кристаллы Al3Zr (кубическая решетка Ll2) растворяются в алюминиевой матрице при е=4,5, а эффективное растворение кристаллов Al6Fe (орторомбическая решетка) и А17Сг (моноклинная решетка) наблюдается при более интенсивных воздействиях (е=5,2 и е=6, соответственно).

4. Обнаружено, что комплексная обработка сплавов в жидком и твердом состояниях позволяет повысить степень пересыщения твердого раствора переходными металлами относительно равновесного состояния в 3 и 7 раз для Al-Zr и А1-Сг сплавов и на порядок для сплавов системы Al-Fe.

5. Установлено, что при нагреве УМК материалов идущий параллельно с возвратом процесс старения компенсирует потерю упрочнения за счет эффекта дисперсионного твердения и повышает температурную границу рекристаллизации за счет блокировки границ зерен выделениями вторичных фаз. Определено, что температурная граница стабильности ультрамикрокристаллического состояния составляет —0,5 Тпл, что на 0,1-0,2 Тпл выше, чем для промышленных однофазных Al сплавов после аналогичной деформации.

6. Предложены практические рекомендации по оптимизации режимов быстрой закалки, деформации и термической обработки с целью получения высоких механических свойств Al сплавов с переходными металлами.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ ДИССЕРТАЦИИ ОТРАЖЕНЫ В СЛЕДУЮЩИХ ПУБЛИКАЦИЯХ:

1. Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Ширинкина И.Г., Яблонских Т.И., Столяров В.В. Формирование микрокристаллических алюминиевых сплавов с переходными металлами // Перспективные материалы. -2003. - 3. - С. 67-72.

2. Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Никитин М.С., Ширинкина. И.Г., Яблонских Т.И. Повышение уровня легированности алюминиевого твердого раствора хромом // ФММ. - 2004. - 98. - 1. - С. 83-92.

3. Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Ширинкина И.Г., Столяров В.В. Особенности формирования микрокристаллических состояний в Al сплавах с переходными металлами // Материаловедение. - 2005. -2(95). - С. 48-53.

4. Brodova I., Bashlikov D., Manukhin A., Shirinkina I., Stolyarov V., Soshnikova E. Thermal stability of nanostructure in rapidly solidified Al-2% Zr alloy after severe plastic deformation // Proc. of 22nd RISO international Symposium of Material Science. Roskilde. Denmark: Riso National Laboratory. - 2001. - C. 223-228.

5. Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Ширинкина И.Г., Столяров В.В., Сошникова Е.П. Растворение алюминидов переходных металлов и образование ультрамикрокристаллической матрицы в сплавах Al при интенсивной пластической деформации // Проблемы нанокристаллических материалов. Екатеринбург: УрО РАН. - 2002. -С. - 72-83.

6. Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Ширинкина И.Г, Никитин М.С. Термическая устойчивость и распад ультрамикрокристаллической структуры в бинарных Al-Zr (Fe, Сг) сплавах // Proc. of X АРАМ

Topical seminar and III Conference "Materials of Siberia" "Nanoscience and technology". Новосибирск: CO PAH. - 2003. - С. 113-114.

7. Бродова И.Г., Ширинкина И.Г., Ленникова И.П., Елохина JI.B. Образование сдвигом под давлением ультрамикрокристаллической структуры в быстрозакаленных Al-Cr-Zr сплавах // Нанотехнология и физика функциональных нанокристаллических материалов. Екатеринбург. УрО РАН. - 2005. - т. 1. - С. 119-132.

8. Brodova I.G., Bashlykov D.V., Shirinkina I.G., Lennikova I.P. Formation of supersaturated solid solutions in A1 alloys with transition metals upon shear under pressure // Proc. of the 3th International Conference on Nanomaterials by Severe Plastic Deformation. Trans. Tech Publications Ltd. Switzerland. - 2005. - P. 413-418.

9. Бродова И.Г., Ширинкина И.Г., Ленникова И.П., Елохина Л.В. Особенности формирования ультрамикрокристаллической структуры в быстрозакаленных сплавах Al-Cr-Zr // Деформация и разрушение материалов. - 2006. - №7. - С. 29-35.

СПИСОК ЦИТИРОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

1. Бродова И.Г., Попель П.С., Барбин Н.М., Ватолин Н.А. Расплавы как основа формирования структуры и свойств алюминиевых сплавов. Екатеринбург: УрО РАН. 2005. - 369 с.

2. В at и ее Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. М.: Логос. 2000. - 276 с.

3. Горелик С.С., Добаткин С.В., Капуткина Л.М. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: МИСИС. 2005. 431 с.

Л ' ' ' » 1 ........ 11 ' ...............' * ' —» « . « | ) > » > I < .......

Отпечатано на Ризографе ИФМ УрО РАН тир. 90 зак. 15 объем I печ.л.формат 60x64 1/16

620041 г.Екатеринбург ГСП-170 ул.С.Ковалевской, 18

)

ВВЕДЕНИЕ.

1 ГЛАВА. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР.

1.1 Особенности образования метастабильных структур в эвтектических и перитектических алюминиевых сплавах с тугоплавкими добавками.

1.1.1 Неравновесная кристаллизация.

1.1.1.1. Перитектики.

1.1.1.2. Эвтектики.

1.1.2 Влияние перегрева расплава.

1.1.3 Поведение при отжиге.

1.2 Интенсивная пластическая деформация как способ создания ультрамикрокристаллических состояний.

1.2.1 Методы интенсивной пластической деформации.

1.2.2 Особенности структуры.

1.2.3 Термическая устойчивость.

2 ГЛАВА. МАТЕРИАЛ, МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА И

МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ.

2.1 Материал.

2.2 Методика получения литых образцов.

2.2.1. Кокильное литье.;.

2.2.2. Быстрая закалка методом центробежного литья.

2.3 Способы получения ультрамикрокристаллических структур.

2.3.1. Кручение под давлением.

2.4 Методики структурных исследований.

2.4.1. Количественная металлография.

2.4.2. Рентгеноструктурные исследования.

2.4.3. Электронно-микроскопические исследования.

2.4.4. Измерение микротвердости.

2.4.5. Локальный рептгеноспектральный анализ.

3 ГЛАВА. ПОЛУЧЕНИЕ, СТРУКТУРА И СВОЙСТВА НАНОСТРУКТУРНЫХ КОМПОЗИТОВ ИЗ СПЛАВОВ Al-Fe.

3.1. Особенности кристаллизации Al-Fe сплавов при быстрой закалке расплава.

3.1.1. Сплавы AM,2-2,0%Fe.

3.1.2. Сплав Al-5%Fe.

3.2. Структура Al-Fe сплавов после быстрой закалки и интенсивной пластической деформации.

3.2.1. Сплав Al-5%Fe.

3.2.2. Сплав Al-2%Fe.

3.3. Заэвтектические Al-Fe сплавы, полученные при экстремальных воздействиях в жидком и твердом состояниях.

3.4. Термическая устойчивость деформированного материала.

3.5. Выводы по главе.

4 ГЛАВА. ОБРАЗОВАНИЕ АНОМАЛЫЮ-ПЕРЕСЫЩЕННЫХ ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ В АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВАХ С ХРОМОМ И

ЦИРКОНИЕМ И ИХ ПОВЕДЕНИЕ ПРИ ОТЖИГЕ.

4.1. Особенности формирования ультрамикрокристаллического состояния в сплаве А1-3% Сг.

4.1.1. Влияние условий кристаллизации на структуру и фазовый состав.

4.1.2. Структурные и фазовые превращения при сдвиге под давлением.

4.1.3. Термическая устойчивость ультрамикрокристаллической структуры.

4.2. Образование ультрамикрокристаллической структуры в тройном сплаве Al-Cr-Zr.

4.2.1. Образование метастабильных фаз при быстрой закалке расплава.

4.2.2. Кинетика растворения алюминидов хрома и циркония.

4.2.3. Трансформация структуры и фазового состава при сдвиге под давлением.

4.2.4. Постдеформационное поведение сплава при отжиге.

4.3. Выводы по главе.

5 ГЛАВА. ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ.

ВЫВОДЫ.

В последнее время достаточно активно исследуются метастабильные конденсированные системы, обладающие рядом новых физико-механических свойств, отличных от свойств равновесных систем. Особое место среди них занимают наноструктурные материалы, у которых значительную часть объема составляют границы зерен. Традиционно неравновесные (аморфные, нано - и микрокристаллические) состояния в алюминиевых сплавах получали такими методами, как быстрая закалка расплава, механическое сплавообразование и др.

С развитием новой техники и повышением качества продукции предъявляются особые требования к конструкционным материалам, в частности, к алюминиевым сплавам с переходными металлами, обладающим высокими эксплуатационными и специальными физическими свойствами, такими как жаропрочность, пластичность, вязкость разрушения и ряд других. Для достижения этих целей совершенствуются способы обработки материалов, как в жидком, так и в твердом состояниях. К первым можно отнести температурно-временную обработку и высокоскоростную кристаллизацию расплава, ко вторым - интенсивную пластическую деформацию и термическую обработку.

Известно, что быстрозакаленные алюминиевые сплавы, содержащие 0,05вес % переходных металлов (Zr, Fe, Сг), хорошо зарекомендовали себя в качестве основы перспективных жаропрочных гранулируемых сплавов в основном за счет формирования в них пересыщенных твердых растворов. Однако получение последних способами высокоскоростной кристаллизации сопряжено с большими техническими трудностями. В связи с этим возникает необходимость изыскания дополнительных внешних воздействий, например, интенсивной пластической деформации (ИПД), которая бы способствовала созданию определенных структурных состояний, обеспечивающих необходимый уровень эксплуатационных характеристик данных материалов.

Метод ИПД является эффективным методом воздействия па структурное состояние и механические свойства алюминиевых сплавов, он имеет ряд преимуществ, в частности, при интенсивной пластической деформации имеется возможность контролировать степень деформации образцов и управлять, таким образом, их физико-механическими свойствами и фазовым составом. Кроме того, только этот метод в настоящее время позволяет избежать остаточной пористости и загрязнения примесями, а также получить объемные, необходимые для практики, образцы новых материалов.

Многие служебные характеристики А1 сплавов определяются существованием в них алюминидов переходных металлов. В исследованиях последних лет показано, что при быстрой закалке расплавов можно получать дисперсные метастабильные алюминиды, которые дают дополнительные возможности для варьирования и улучшения эксплуатационных свойств таких материалов. В связи с этим, значительный интерес вызывает изучение деформационного поведения различных по составу и строению интерметаллидов при кручении под высоким квазигидростатическом давлении, т.к. такие экстремальные воздействия могут привести к созданию эффективного способа регулирования структуры и свойств алюминиевых сплавов, легированных переходными металлами.

Таким образом, разработка новых технологий получения алюминиевых сплавов с переходными металлами открывает широкие возможности для повышения эксплуатационных свойств данных материалов и является важной задачей современного металловедения.

ВЫВОДЫ:

Выявлены некоторые закономерности структурных и фазовых превращений в алюминиевых сплавах с переходными металлами (Fe, Сг, Zr) при различных внешних воздействиях в жидком и твердом состояниях: перегрев и быстрая закалка расплава, интенсивная пластическая деформация и термическая обработка.

1. Быстрой закалкой расплава получены заэвтектические Al-Fe и заперитектические А1-Cr, Al-Cr-Zr сплавы в различных метастабильных состояниях. Рассмотрены изменения состава, размера и морфологии стабильных и метастабильных алюминидов (Сг, Zr, Fe) при скорости охлаждения расплава от 102 до 106 К/с.

2. Обнаружено, что при интенсивной пластической деформации кручением под давлением происходят фрагментация структурных составляющих, деформационное растворение алюминидов переходных металлов и образование аномально-пересыщенных твердых растворов. Два последних процесса выгодно отличают деформационное поведение быстрозакаленных сплавов от литых сплавов тех же составов и регламентируют их структурное состояние и свойства.

3. При кручении под давлением быстрозакаленных алюминиевых сплавов с переходными металлами получены ультрамикрокристаллические и нанокристаллические материалы с высокой до 1,5-3 ГПа твердостью. Природа высокопрочного состояния обусловлена вкладом размера зерен и твердорастворным упрочнением матрицы, возникающим при формировании пересыщенного твердого раствора в процессе закалки из расплава и последующей деформации. Определены значения степени деформации, при которых наблюдается максимальная фрагментация структуры и показано, что с ростом количества легирующих компонентов сплава образование ультрамикрокристаллической структуры происходит при меньших степенях деформации, а ее дисперсность возрастает до нано уровня. Построены зависимости изменения микротвердости и размера кристаллитов в широком интервале истинной логарифмической деформации е=1,46-7,2 для сплавов разного состава.

4. Методами электронной микроскопии и рентгеновской дифракции проведено сравнение кинетики растворения алюминидов при кручении под давлением. Установлено, что кристаллы AbZr с кубической упорядоченной решеткой Ыг растворяются в алюминиевой матрице при е=4,5, а эффективное растворение кристаллов A^Fe с орторомбической решеткой и А^Сг с моноклинной решеткой наблюдается при более интенсивных воздействиях (е=5,2 и е=6, соответственно).

5. Обнаружено, что комплексная обработка сплавов в жидком и твердом состояниях (перегрев и быстрая закалка расплава и последующая интенсивная пластическая деформация кручением под давлением) позволяет повысить степень пересыщения твердого раствора переходными металлами относительно равновесного состояния в 3 и 7 раз для Al-Zr и А1-Сг сплавов и на порядок для сплавов системы Al-Fe.

6. При изучении последовательности постдеформационных явлений в быстрозакристаллизованных сплавах с Сг, Zr и Fe при низкотемпературном отжиге, установлено, что процесс старения «накладывается» на процесс возврата и за счет эффекта дисперсионного твердения компенсирует потерю упрочнения материала, которая неизбежна при релаксации внутренних напряжений. Выделения вторичных фаз, а также сохранения части нерастворившихся после интенсивной пластической деформации дисперсных алюминидов переходных металлов блокируют границы зерен и препятствуют их росту. Определено, что температурная граница стабильности ультрамикрокристаллического состояния составляет ~0,5 Тпл., что на 0,1-0,2 Тпл. выше, чем для промышленных сплавов после аналогичной деформации.

1. Голиков КН. Дендритная ликвация в стали. - М.: Металлургиздат. 1958.

2. Голиков И.Н., Масленков С.Б. Дендритная ликвация в стали и сплавах. М.: Металлургия. 1977.223 с.

3. Пикунов М.В., Беляев И.В., Сидоров Е.В. Кристаллизация сплавов и затвердевание отливок с ориентированной структурой. Владимир. 2002.

4. Хансен М. , Андерко К. Структуры двойных сплавов. Т. 1. М.: Металлургиздат. 1962.608 с.

5. Вол А.Е. Строение и свойства двойных металлических систем. Т. 1. М.: Физматгиз. 1959. 756 с.

6. Шанк Ф.А. Структуры двойных сплавов. М.: Металлургия. 1973. 760 с.

7. Мондольфо Л.Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов. М.: Металлургия. 1981.639 с.

8. Венгренович Р.Д., Псарев В.И. Неравновесная кристаллизация и структурные превращения при нагреве сплавов А1-Мо и А1-Сг // Изв. АН СССР. Металлы. 1970. №5. С. 186-193.

9. Ohashi Т., Ichikawa R. Grain refinement in Aluminium-Zirconium and Aluminium-Titanium alloys by metastable phases // Z. Metallk. 1973. Bd. 64, H. 7. P. 517-521.

10. Izumi O., Oclschlagel D. Strukturelle untersuchung der Ausscheidung in einer Aluminium legierung mit 1,1 gew. %Zr. HZ. Metallk. 1969. Bd. 60. H. II. P. 845-851.

11. Ohashi Т., Ichikawa R. A new metastable phase in rapidly solidified Al-Zr alloys // Metall. Trans. 1972. V. 3. №8. P. 2300-2302.

12. Гречный Я.В. Кристаллизация сплавов перитектического типа // Кристаллизация и фазовые переходы. Минск: Изд-во АН БССР. 1962. С. 145-156.

13. Добаткин В.И. О неравновесной кристаллизации сплавов перитектических систем// Металловедение сплавов легких металлов. М.: Наука. 1970. С. 100-107.

14. Ichikawa R., Ohashi Т., Ikeda Т. Effects of cooling rate and supercooling degree on solidified structures of Al-Mn, Al-Cr and Al-Zr alloys in rapid solidification // Trans. Jap. Inst. Met. 1971. V. 12. №4. P. 280-284.

15. Якунин A.A., Силка Л.Ф., Лысенко А.Б. Структура и свойства быстро закристаллизованных и экструдированных сплавов А1-Сг // Физ. металл, и металлов. 1983. Т. 56. Вып. 5. С. 945-950.

16. Кузнецов А.В., Псарев В.И. Исследование перитектических превращений при кристаллизации сплавов системы А1-Сг // Изв. вузов, физика. 1980. Т. 23. №3. С. 5358.

17. Варич Н.И., Колесниченко К.Е. Влияние большой скорости охлаждения на структуру и свойства алюминиевых сплавов // Изв. вузов, цветная металлургия. 1960. С. 131-136.

18. Горичок Б.О., Венгренович Р.Д. Метастабильные фазы в сплавах алюминия с хромом, ванадием и кобальтом // Изв. вузов, цветная металлургия. 1979. №1. С. 99-102.

19. Ichikawa R., Ohashi Т. On the microstructures and some incidental properties of Al-Cr alloys solidified rapidly//Journ. Japan Inst. Metals. 1970. V. 34. №1. P. 115-120.

20. Dahl W„ Gruhl W., Burchard W.G., Ibe G., Dumitrescu C. Erstarrungs-und Ausscheidungsverhalten von Aluminium-Zirconium-Legierungen. I. Der einflub des Zirconiums auf das gubgfuge // Z. Metallk. 1977. Bd. 68. H. 2. P. 121-127.

21. Таран Ю.Н., Мазур В.И. Структура эвтектических сплавов. М.: Металлургия. 1978. 312 с.

22. Моисеев А.И., Панкин Г.Н. Растворимость Сг и Zr в А1 при больших скоростях охлаждения (обзор) АН СССР. Уральский научный центр. Институт физ. металлов. Свердловск. 1983. №1608. 83 деп.

23. Nes Е, Billdal Н. Non-equilibrium solidification of hyperperitectie Al-Zr alloys // Acta Met. 1977. V. 25. №9. P. 1031-1037.

24. Hori S., Sagi S., Takehara A. Structure of rapidly solidified Al-Zr alloys and its thermal stability // Proc. 4th Intern. Conf. on rapidly Quenched Metals. Sendai: 1982. P. 15451548.

25. Hori S., Sagi S., Takehara A. Metastable phase and grain refinemend in rapidly solidified Al-Zr alloys // Journ. Japan. Inst. Light Metals. 1981. V. 31. №12. P. 793-797.

26. Бочвар А.А. Металловедение. M.: Металлургиздат. 1945.404 с. ил.

27. Новиков И.И., Золоторевский B.C. Дендритная ликвация в сплавах. М.: Наука. 1966.156 с. ил.

28. Баум Б.А. Металлические жидкости проблемы и гипотезы. М.: Наука. 1979.120 с.

29. Залкин В.М. Природа эвтектических сплавов и эффект контактного плавления. М.: Металлургия. 1987.152 с.

30. Гаврилин ИВ. О механизме развития химической и структурной неоднородности в жидких сплавах в связи с их строением // Наследственность в литых сплавах: тез. докл. III научн. -техн. сем. Куйбышев: КПтИ. 1987. С. 18-19.

31. Новохатский И.А., Кисунько В.З., Ладьянов В.И. Особенности проявлений различных типов структурных превращений в металлических расплавах // Изв. вузов. Черная металлургия. 1985. №9. С. 1-9.

32. Попель П.С. Фазовый переход или распад метастабильных агрегатов? // Изв. вузов. Черная металлургия. 1985. №5. С. 34-41.

33. Попель П.С., Баум Б.А. Термодинамический анализ одной из причин металлургической наследственности // Изв. АН СССР. Металлы. 1986. №5. С. 47-51.

34. Никонова В.В., Бартенев Г.М. Некоторые особенности диаграмм состояния бинарных систем эвтектического типа в связи сос строением жидких эвтектик // Известия АН СССР. Металлургия и топливо. 1961. №3. С. 131-133.

35. Вертман А.А., Самарин A.M., Туровский Б.М. Строение жидких сплавов системы железо-углерод // Известия АН СССР. Металлургия и топливо. 1960. №6. С. 123-129.

36. Неймарк В.Е. К вопросу о связи структуры ближнего порядка атомов жидкости со структурой того же вещества в твердом состоянии // Строение и свойства жидких металлов. М.: Физматгиз. 1961.280 с.

37. Popel P.S., Chikova О.А., Matveev V.M. Metastable colloidal states of liquid metallic solution // High Temperature Materials and Processes. 1995. Vol. 4. №4. P. 219-233.

38. Гавршин KB. Седиментациопный эксперимент при изучении жидких сплавов // Известия АН СССР. Металлы. 1985. №2. С. 66-73.

39. Бродова КГ., Попель П.С., Барбип Н.М., Ватолин Н.А. Расплавы как основа формирования структуры и свойств алюминиевых сплавов. Екатеринбург: УрО РАН. 2005.369 с.

40. Бродова И.Г., Федоров В.М., Шмаков Ю.В., Поленц И.В. Улучшение структуры и свойств быстроохлажденных А1 сплавов с комбинированным упрочнением // Металлургия гранул: Сборник научных трудов ВИЛСа. Москва. 1990. вып. 5. С. 4042 (ДСП).

41. Новиков К К Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия. 1986. 480 с.

42. Воронов С.М. Избранные труды по легким сплавам. М.: Оборонгиз. 1957. С. 515545.

43. Золоторевский B.C., Кук Е.В., Равич КГ. // Изв. вузов. Цветная металлургия. 1966. №5. С. 129-134.

44. Курбатова А.В., Золоторевский B.C. II Изв. вузов. Цветная металлургия. 1975. №5. С. 119-122.

45. Алюминий: Пер. с англ. / Под ред. А.Т. Туманова, Ф.И. Квасова, И.Н. Фридляндера. -М.: Металлургия. 1972. 663 с.

46. Келли А., Николсон Р. Дисперсионное твердение: Пер. с англ. / Под ред. J1.K. Гордиепко, Е.Н. Власовой. -М.: Металлургия. 1966. 300 с.

47. Буйное Н.Н., Захарова P.P. Распад металлических пересыщенных твердых растворов. М.: Металлургия. 1964. 141 с.

48. Структура и свойства полуфабрикатов из алюминиевых сплавов: Справочник / Под ред. В.А. Ливанова. М.: Металлургия. 1974.432 с.

49. Диаграммы изотермического распада раствора в алюминиевых сплавах / Давыдов В.Г., Захаров В.В., Захаров Е.Д., Новиков И.И. М.: Металлургия. 1973. 152 с. (Solidification processing. N.-Y.: Mo Graw Hill Book Company. 1974).

50. Золоторевский B.C. Структура и прочность литых алюминиевых сплавов. М.: Металлургия. 1981.191 с.

51. Буров ЯМ. Распад сильнопересыщенных твердых растворов на основе алюминия // Изв. вузов, физика. 1964. №3. С. 35-40.

52. Фридляндер И.Н., Колпачева Н.А., Вуколова Т.В., Шарабкова В.Д. О термической устойчивости быстроохлажденных сплавов алюминия с марганцем и хромом //Изв. АН СССР, металлы. 1979. №4. С. 146-150.

53. Добаткин В.И., Елагин В.И. Гранулируемые алюминиевые сплавы. М.: Металлургия. 1981.176 с.

54. Елагин В.И. Легирование деформируемых алюминиевых сплавов переходными металлами. М.: Металлургия. 1975. 247 с.

55. Nes Е., Billdan Н. The mechanism of discontinuons precipitation of the metastable AhZr phase from an Al-Zr solid solution // Acta Metall. 1977. V. 25. №9. P. 1039-1046.

56. Dahl W., Gruhl W., Burchard W. G., Jbe G., Dumitrescu C. Erstarrungs und ausscheidungsverhalten von aluminium-zirkonium-legierungen. II ausscheidungspozesse in aluminium-zirkonium-gusslegierungen//Z. Metallk. 1977. Bd. 68. H. 3. P. 188-194.

57. Ichikawa R., Ohashi T. Age hardening of chilled castings of Al-0,2-2wt.% Zr alloys. Studied on chilled castings of Al-Zr alloys (1st report) // Journ. Japan. Inst. Light Metals. 1968. V. 18. №6. P. 314-319.

58. Nes. E„ Ryum N. On the formation of fan-shaped precipitates during the decomposition of highly supersaturated Al-Zr solid solution // Scripta Metall. 1971. V. 5. №11. P. 987-989.

59. Nishikawa S., Nagata K., Umezu K., Kobajashi S. Aging of delute Al-Zr alloys // Journ. Japan Inst. Light Met. 1977. V. 27. №10. P. 493-502.

60. Hori S., Saji S., Kobayashi Т. Optical and electron microscopic observation of structure changes during aging of an Al-0,2% Zr alloy // Journ. Japan Inst. Light Met. 1973. V. 23. №5. P. 194-201.

61. Nes E. Strain-induced continuons recrystallization in Zr-bearing aluminium alloys // Journ. Mater. Sci. 1978. V. 13. №9. p. 2052-2055.

62. Gleiter H. // Progress Mater. Sci. 1989. V. 33. P. 223.

63. Морохов И.Д., Трусов Л.Д., Лаповок В.И. Физические явления в ультрадисперсных средах. М: Наукаю 1984.472 с.

64. Flagan R.C. -In.: Proc. Of the NATO ASI on NanoStructured Materials: Science & Technology. Dordrecht - Boston - London: Kluwer Acad. Publ., 1998. V. 50. P. 15.

65. Chow G.M. -In.: Proc. Of the NATO ASI on NanoStructured Materials: Science & Technology. Dordrecht - Boston - London: Kluwer Acad. Publ., 1998. V. 50. P. 31.

66. Koch C.C., Cho Y.S. //NanoStructured Materials. 1992. V. 1. P. 207.

67. Morris D.G. Mechanical behavior of nanoStructured materials. Switzerland: Trans. Tech. Publication LTD. 1998. P. 85.

68. Сегал B.M., Резников В.И., Дробышевский A.E., Копылов В.И. Пластическая обработка металлов простым сдвигом // Металлы. 1981. №1. С. 115-123.

69. Сегал В.М., Резников В.И., Дробышевский А.Е., Копылов В.И. II Известия АН СССР. Металлы. 1981. №1. С. 115.

70. Ахмадеев Н.А., Валиев Р.З., Копылов В.И., Милюков P.P. // Известия РАН. Металлы. 1992. №5. С. 96.

71. Салищев Г.А., Валиахметов О.Р., Галеев P.M., Малышева С.П. II Металлы. 1996. №4. С. 86.

72. Манилов В.А., Ткачепко В.Г., Трефилов В.И, Фирстов С.А. Структурные изменения в хроме при деформации // Известия АН СССР. Металлы. 1967. №2. С. 114-122.

73. Павлов В.А. Физические основы холодной деформации ОЦК металлов. М.: Наука, 1978. 208 с.

74. Левит В.И. Формирование структуры сплавов на основе никеля и железа при больших пластических деформациях // Дисс.доктора физ.-мат. наук. Свердловск. ИФМ УНЦ АН СССР. 1987. 409 с.

75. Рыбин В. В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.: Металлургия. 1986. 224 с.

76. Chandra И., Embury J.D., Koch U.F. On the formation of high angle grain boundaries during the deformation of aluminum single crystals // Scr. Met. 1982. V. 16. №5. P. 493497.

77. Панин В.E., Гриняев Ю.В., Елсукова Т.Ф. и др. Структурные уровни деформации // Известия вузов. Физика. 1982. №6. С. 5-27.

78. Быков В.М., Лихачев В.А., Никонов Ю.А. и др. Фрагментирование и динамическая рекристаллизация в меди при больших и очень больших пластических деформациях // ФММ. 1978. Т. 45. Вып. 1. С. 163-170.

79. Ахмадеев НА., Валиев Р.З., Копылов В.И., Мулюков P.P. Формирование субмикрозернистой структуры в меди и никеле с использованием интенсивного сдвигового деформирования // Известия РАН. Металлы. 1992. №5. С. 96-101.

80. Kawasaki Y., Takeuchi Т. Cell structure in Cu single crystals deformed in the 001. and [111] axes//Sci. Met. 1980. №2. P. 183-188.

81. Валиев P.3., Корзников А.В., Мулюков P.P. Структура и свойства металлических материалов с субмикрокристаллической структурой // ФММ. 1992. №4. С. 70-85.

82. Смирнова НА., Левит В.И., Пилюгин В.П. и др. Эволюция структуры ГЦК монокристаллов при больших пластических деформациях // ФММ. 1986. Т. 61. Вып. 6. С. 1170-1177.

83. Смирнова НА., Левит В.К, Дегтярев М.В. и др. Развитие ориентационной неустойчивости в ГЦК монокристаллах при больших пластических деформациях // ФММ. 1988. Т. 65. Вып. 6. С. 1198-1204.

84. Теплое В.А., Коршунов Л.Г., Шабашов В.А. и др. Структурные превращения высокомарганцовистых аустенитных сталей при деформации сдвигом под давлением // ФММ. 1988. Т. 66. Вып. 3. С. 563-571.

85. Иванисенко Ю.В., Корзников А.В., Сафаров И.М. и др. Формирование сверхмелкозернистой структуры в железе и его сплавах при больших пластических деформациях // Известия РАН. Металлы. 1995. №6. С. 126-131.

86. Zhilyaev А.Р., Lee S., Nurislamova G. V. and others. Microhardness and microstructural evolution in pure nickel during high-pressure torsion // Scr. Mat. 2001. V. 44. №12. P. 2753-2758.

87. Теплое B.A., Пилюгин В.П., Талуц Г.Г. Образование диссипативпой структуры и фазовые переходы в сплавах железа при сдвиге под давлением // Известия РАН. Металлы. 1992. №2. С. 109-115.

88. Natall J., Nutting J. Structure and properties of heavily cold-worked FCC metals and alloys // Met. Sci. 1978. V. 12. №9. P. 441-447.

89. Гиндин НА., Стародубов Я.Д., Аксенов В.К. Структура и прочностные свойства металлов с предельно искаженной кристаллической решеткой // Металлофизика. 1980. Т. 2. №2. С. 49-67.

90. Дегтярев М.В., Чащухина Т.Н., Воронова Л.М. и др. Деформационное упрочнение и структура конструкционной стали при сдвиге под давлением // ФММ. 2000. Т.90. №6. С. 83-90.

91. Чащухина Т.Н. Кинетические и структурные особенности превращений в конструкционных сталях при большой пластической деформации и последующем нагреве: Дисс.кандидата тех. наук. Екатеринбург: ИФМ УрО РАН. 1999. 157 с.

92. Пилюгин В.П. Структурные и фазовые превращения в сплавах железа при деформации под высоким давлением: Дисс. .кандидата физ.-мат. наук. Екатеринбург: ИФМ УрО РАН. 1993.200 с.

93. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М: Металлургия. 1978. 568 с.

94. Doherty R.D., Hughes D.A., Humphreys F.J., Jonas J.J. and others. Current issues in recrystallization: a review// Mat. Science and Eng. 1997. A238. №2. P. 219-274.

95. Humphereys F.J. A unified theory of recovery, recrystallization and grain growth, based on the stability and growth of cellular microstructure I. The basic model // Acta Mat. 1997. V. 45. №10. P. 4231-4240.

96. Рекристаллизация металлических материалов / Под ред. Ф. Хесснера. М: Металлургия. 1982.362 с.

97. Горелик С.С., Добаткин С.В., Капуткина JI.M. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: МИСИС. 2005.431 с.

98. Амирханов Н.М., Исламгалиев Р.К., Валиев Р.З. Релаксационные процессы и рост зерен при изотермическом отжиге ультрамелкозернистой меди, полученной интенсивной пластической деформацией // ФММ. 1998. Т. 86. Вып. 3. С. 99-105.

99. Смирнова Н.А., Левит В.И., Пилюгин В.П. и др. Особенности низкотемпературной рекристаллизации никеля и меди // ФММ. 1986. Т. 62. Вып. 3. С. 566-570.

100. Гиндин И.А., Лазарев Б.Г., Стародубов Я.Д., Лазарева М.Б. О низкотемпературной рекристаллизации меди, прокатанной при 77 и 20 К // ДАН СССР. 1966. Т. 171. №3. С. 552-554.

101. Смирнов М.А., Счастливцев В.М., Журавлев Л.Г. Основы термической обработки стали: Учебное пособие. Екатеринбург. УрО РАН. 1999.496 с.

102. Мартин Дж., Доэрти Р. Стабильность микроструктуры металлических систем. М: «Атомиздат». 1978. 280 с.

103. Korznikov A.V., Safarov I.M., Laptionok D.V., Valiev R.Z. Structure and properties of submicrocrystalline iron compacted of ultrafine powder // Acta Met. 1991. V. 39. №12. P. 3193-3197.

104. Титоров Д.Б. Вторичная рекристаллизация (аномальный рост зерен) в материале с дисперсными включениями второй фазы // ФММ. 1992. №7. С. 87-92.

105. Нохрии А.В., Смирнова Е.С., Чувшьдеев В.Н., Макаров И.М., Лопатин Ю.Г., Копылов В. И. Термическая стабильность структуры микрокристаллическихметаллов, полученных методом РКУ-прессования // Известия РАН. Металлы. №5. 2003. С. 63-77.

106. Siege! R.W. In: Ргос. Of the Nato ASI, Mechanical properties of ultrafine-grained materials / Eds. M. Nastasi, D.M. Parkin, H. Gleiter. - Dordrecht-Boston-London: Kluwer Head. Publ. 1993. V. 233. P. 509.

107. Kumpmann A., Guenther В., Kunze H.-D. // Mater. Sci. Eng. 1993. V. A168. P. 165.

108. Lian J., Valiev R.Z., Baudelet В. II Acta Metall. Mater. 1995. V. 43. P. 4165.

109. Valiev R.Z., Chmelik F., Bordeaux F., Kapelski G., Baudelet В. II Scripta Metall. Mater. 1992. V. 27. P. 855.

110. Musalimov R. Sh, Valiev R.Z. II Scripta Met. 1992. V. 27. P. 1685.

111. Мусолимое РЖ, Baiuee Р.З. IIФММ. 1992. №2. С. 94.

112. Мирошниченко КС. Закалка из жидкого состояния. М.: Металлургия. 1982.167 с.

113. Бродова И.Г., Башлыков Д.В., Манухип А.Б. и др. Влияние температурно-временной обработки расплава на структуру и фазовый состав быстрозакаленного сплава А1-1,4% Hf// ФММ. 2000. Т. 89. № 3. С. 62-67.

114. Уманский Я.С., Скоков Ю.А., Иванов А.Н., Расторгуев Л.Н. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. Учебное пособие для вузов. 4-е изд. М.: МИСИС. 2002. 360 с.

115. Фарбер В.М. Современные методы рентгенографии и электронной микроскопии металлов и сплавов: Учеб. Пос. Свердловск: УПИ. 1988. 60 с.

116. Уманский Я.С. Рентгенография металлов и полупроводников. М.: Металлургия. 1969. 496 с.

117. Ширинкина И.Г., Бродова И.Г., Яблонских Т.И. Получение, структура и свойства напоструктурных композитов из сплавов Al-Fe // тезисы докладов VII молодежного семинара по проблемам физики конденсированного состояния вещества. Екатеринбург. 2006. С. 74.

118. Таран Ю.Н., В.И. Мазур. Структура эвтектических сплавов IIМ.: Металлургия. 1978. 311 с.

119. Young R.M.K. and Clyne T.W. An Al-Fe intermetallic phase formed during controlled solidification//Scr. Met. 1981. V. 15. P. 1211-1216.

120. Фарбер В.М., Селиванова О.В. Структурные механизмы релаксации напряжений при холодной пластической деформации // Проблемы нанокристаллических материалов. Под ред. В.В. Устинова и Н.Н. Носковой. Екатеринбург: УрО РАН. 2002. С. 207-223.

121. Конева И.А., Жданов А.Н., Попова И.А., и др. Стабилизация ультрамелкозернистой структуры частицами вторых фаз // Проблемы нанокристаллических материалов /Под редакцией В.В. Устинова и Н.И. Носковой. Екатеринбург: УрО РАН. 2002. С. 57-71.

122. Kaloshkin S.D., Tcherdyntsev V.V., Tomilin I.A. and at. all. Composed phases and microhardness of rich Al-Fe alloys obtained by rapid quenching, mechanical alloying and high pressure torsion deformation // Mater. Trans. 2002. V. 43. №8. P. 2031-2038.

123. Якунин А.А., Силка Л.Ф., Лысенко А.Б. Структура и свойства быстрозакристаллизованных и экструдированных сплавов А1-Сг// ФММ. 1983. Т. 56. Вып. 5. С. 945-950.

124. Бернштейн М.Л., Зайлювский В.А., Структура и механические свойства металлов. М.: Металлургия. 1970.472 с.

125. Дегтярев М. В., Чащухина Т. К, Воронова Л.М. и др. II ФММ. 1994. Т. 77. Вып. 2. С. 141-146.

126. Бродова И.Г., Столяров В.В., Манухин А.Б. и др. II ФММ. 2001. Т. 91. № 5. С. 68-74.

127. Brodova I.G., Bashlykov D.V., Yablonskikh T.I. а. о. II Phys. Met. Metallogr. 2002. Vol. 94. suppl. 1. P 882-890.

128. Добаткин В.И., Малиновский P.P. Методы измельчения первичных кристаллов интерметаллических соединений в отливках из алюминиевых сплавов // Структура и свойства легких сплавов. М.: Наука. 1971. С. 82-88.

129. Френкель Я.И. Кинетическая теория жидкости. JI.: Наука. 1975. 592 с.

130. Бродова И.Г., Баитыков Д.В., Ширинкина И.Г., Яблонских Т.И., Столяров В.В. Формирование микрокристаллических алюминиевых сплавов с переходными металлами // Перспективные материалы. 2003. 3. С. 67-72.

131. Бродова КГ., Баитыков Д.В., Никитин М.С., Ширинкина И.Г., Яблонских Т.И. Повышение уровня легированности алюминиевого твердого раствора хромом // ФММ. 2004. 98. 1.С. 83-92.

132. Бродова И.Г., Баитыков Д.В., Ширинкина И.Г., Столяров В.В. Особенности формирования микрокристаллических состояний в А1 сплавах с переходными металлами // Материаловедение. 2005. 2(95). С. 48-53.

133. Бродова ИГ., Ширипкипа ИГ., Леппикова И.П., Елохина Л.В. Особенности формирования ультрамикрокристаллической структуры в быстрозакаленных сплавах Al-Cr-Zr // Деформация и разрушение материалов. 2006. №7. С. 29-35.

134. Бродова ИГ., Ширипкипа ИГ., Антонова О.В. Фазовые и структурные превращения в Al-Cr-Zr сплаве после быстрой закалки расплава и сдвига под давлением. // ФММ. 2006. (в печати).

135. Ватолин Н.А., Пастухов Э.А. Дифракционные исследования строения высокотемпературных расплавов. М.: Наука. 1980.190 с.

136. Chalmers В. Principles of Solidification. N.Y.; L; Sydnei; J.W. Wiley and Sons. Inst. 1965.

137. Jackson K.A. Liquid metals and solidification//Cleveland. ASM. 1958.

138. Flemings M.С. Solidification Prozessing. N.Y.: Mc Graw-Hill. 1974.

139. HonvayG., Cahn T.W. Dendritic and spheroidal growth //Acta. Met. 1961. V. 9. P. 695.

140. Борисов В.Г. Теория двухфазной зоны металлического слитка. М.: Металлургия. 1987. 224 с.

141. Elliott R. Eutectic Solidification Processing Crystalline and Alloys // Butterworts and Co (Publishers) LTD. 1983.

142. Сегал В.М. Процессы обработки металлов интенсивной пластической деформацией // Металлы. №5. 2006. С. 130-141.

143. Peterson N.L., Pothman S.I. Impurity diffusion in aluminium // Phys. Rev. B. 1970. V. 1. № 8. P. 3264-3273.

144. Hirsh J., Lucke K. Hatherly M. Mechanism of deformation and development of rolling textures in polycrystalline F.C.C. metals // Acta metallurgies 1988. V. 36. №11. P. 29052927.

145. Hansen N. Cold deformation structures // Mater. Sci. Technol. 1990. V. 6. P. 1039-1047.

146. Ракин В.Г., Буйное H.H. Влияние пластической деформации на устойчивость частиц распада в сплаве алюминий-медь//ФММ. 1961. Т. 1.Вып. 1.С. 59-73.

147. Gleiler Я, Hornbogen Е. Die formanderung von ausscheidungen durch diffusion im spannungsfeld von versetzungen // Acta Met. 1968. V. 16. №3. P. 455-464.

148. Сагарадзе B.B., Морозов С.В., Шабашов В.А. и др. Растворение сферических и пластинчатых интерметаллидов в Fe-Ni-Ti аустенитных сплавах при холодной пластической деформации // ФММ. 1988. Т. 66. Вып. 2. С. 328-338.

149. Любое Б.Я., Шмаков В.А. Влияние дрейфа на диффузионный рост центра новой фазы в поле упругих напряжений краевой дислокации // Изв. АН СССР. Сер. Металлы. 1970. № 1.С. 123-129.

150. Бернилтейн М.Л., Займовский В.А., Структура и механические свойства металлов. М.: Металлургия. 1970.472 с.

151. Исламгалиев Р.К., Салимоненко Д.А., Шестакова Л.О., Валиев Р.З. //Известия вузов. Цветная металлургия. 1997. №6. С. 52.

152. Senkov O.N., Froes F.H., Stolyarov V.V., Valiev R.Z., Liu J. II Scripta Mater. 1998. V. 38.P. 1511.

153. Маркушев M.B., Мурашкин М.Ю. И ФММ. 2000. Т. 90. №5. С. 92-101.

154. Кайгородова Л.И., Бродова ИТ., Сельнихина Е.И. и др. II ФММ. 1999. Т. 88. №2. С. 96-102.