автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Особенности сверхпластической деформации дискретно армированных композиционных материалов на основе алюминиевых сплавов

РОССИЙСКАЯ АКАДЕМИЯ НАУК ИНСТИТУТ ПРОБЛЕМ СВЕРХПЛАСТИЧНОСТИ МЕТАЛЛОВ

На правах рукописи

РГ6 од

2 2 ДЕК ?№

Казыханоп Виль Узбскович

ОСОБЕННОСТИ СВЕРХПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ

ДИСКРЕТНО АРМИРОВАННЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

Специальность 05.02.01 - Материаловедение (Машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Уфа - 2000

Работа выполнена в Институте проблем свсрхпластичности металлов РАН

Научный руководитель: доктор физико-математических наук, старший научный сотрудник Кайбышев P.O.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук, старший

научный сотрудник Имаев P.M. кандидат физико-математических наук Сергеев В.И.

Ведущее предприятие: Государственное научно - производственное предприятие «Мотор», г. Уфа

Защита состоится 19 декабря 2000 г. в 14:00 часов на заседании диссертационного совета Д 003.98.01 при Институте проблем сверхпластичности металлов РАН.

Отзывы в двух экземплярах (заверенные печатью) просим выслать по адресу: 450001, г. Уфа, ул. Ст. Халтурина 39, ИПСМ РАН.

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке ИПСМ РАН Автореферат разослан « 18 » ноября 2000 г.

Ученый секретарь диссертационного совета,

доктор технических наук {P^f^^ Лутфуллин

mi.QiOM-lQ

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Одним из перспективных направлений в области создания новых материалов является разработка композиционных материалов (КМ) с металлической матрицей, армированной дискретными волокнами оксидов, карбидов, нитридов и т.д. Такие материалы демонстрируют высокий уровень удельных прочностных свойств. Основным их преимуществом по сравнению с волокнистыми КМ, упрочненными непрерывными волокнами, является возможность применения традиционных методов металлообработки для получения заготовок из материалов данного класса. Однако низкая пластичность ограничивает использование КМ в качестве конструкционных материалов.

Проблема пластичности тесно связана с разработкой высокоэффективных технологических способов металлообработки. Во многом этому способствует обнаруженный сравнительно недавно эффект высокоскоростной сверхпластнчности (ВССП) КМ. Это открывает новые возможности для создания эффективных способов формообразования.

К настоящему времени накоплена определенная информация о феноменологии сверхпластической деформации (СПД) композитов. Несмотря на большое количество работ, вопрос о механизмах СПД КМ остаётся открытым. Это обусловлено недостатком систематических данных о структурных изменениях во время горячен деформации КМ и роли армирующей фазы. В этой связи представляется целесообразным проведение исследований, направленных на установление конкретной связи структуры композита и сё изменений в процессе деформации с механическими свойствами при высоких температурах. Установление этих закономерностей и совместное их рассмотрение позволит проанализировать действующие механизмы деформации. Выяснение механизма деформации КМ является необходимым условием обоснованного выбора оптимальных технологических режимов обработки в условиях СПД.

Цель работы. Выявление особенностей СПД дискретно армированных КМ на основе изучения их деформационного поведения и структурных изменений при горячей деформации. В работе решались следующие задачи: 1. Анализ деформационного поведения и структурных изменений при горячей деформации КМ с алюминиевой матрицей, определение гемпературно-скоростных условий проявления СПД КМ. I. Изучение особенностей влияния армирующей фазы на механические :вонства и структурные изменения при горячей деформации КМ. }. Исследование влияния схемы деформации и термомеханическои )бработкн (ТМО) на механические свойства КМ при горячей деформации. I. Разработка режимов технологического процесса получения изделий

из КМ, с использованием эффекта СП.

Научная попизиа. На примере КМ 2014-20% А1203 и 2009-15% SiC изучены особенности СПД композитов на основе алюминиевой матрицы, полученных методом порошковой металлургии. Установлено, что в результате армирования алюминиевой матрицы дискретными волокнами оптимум СП сдвигается в область больших скоростей деформации на порядок по сравнению с матричным сплавом. СПД КМ определяется деформационным поведением алюминиевой матрицы, а в качестве основного механизма выступает зернограничнос проскальзывание (ЗГП) по межзеренным границам а/а.

Показано, что волокна армирующей фазы блокируют развитие кооперированного ЗГП, затрудняя перераспределение полос КЗГП н нарушая условие эстафетной передачи деформации. Увеличение скорости деформации (éàlO"2 с"') обуславливает переход от кооперированного проскальзывания по границам большого числа зерен, наблюдаемое при СП течении неармированного сплава, к скольжению по границам индивидуальных зерен, что имеет место при СПД композита. Предложены модельные схемы макро и микродеформации КМ в условиях СП.

Практическая значимость. Дано обоснование принципиальной возможности (ВССП) дискретно армированных КМ на основе металлической матрицы. Результаты исследований использованы при разработке режимов опытного технологического процесса изготовления изделий из композиционного материала, с применением эффекта СП. Практическая реализация предложенных режимов продемонстрирована на примере изготовления сложнопрофильной детали типа "диск" из KM 2009-15%SiC.

На защиту выносятся:

• Анализ механического поведения и структурных изменений при горячей деформации КМ 2014-20% А1203 и 2009-15% SiC.

• Влияние армирования алюминиевой матрицы дискретными волокнами на структуру и свойства КМ при горячей деформации.

• Результаты исследования СП порошкового алюминиевого сплава и композита на его основе.

• Способы повышения характеристик СП КМ.

Апробация результатов работы. Основные результаты диссертации доложены и обсуждены- на международных конференциях "Advanced Composites Materials" ICACM-93, "Superplasticity in Advanced Materials" ICSAM'94 (Moscow 1994); ICSAM'97 (Bangalore, 1997); "Ceramic and Metal Matrix Composites." CMMC 96; "Superplasticity and Superplastic forming" San Antonio, USA, 1998.

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 9 статей в

научных отечественных и зарубежных журналах.

Структура и о(п.ем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка литературы из 189 наименовании. Работа содержит 136 страниц, включая 64 рисунка, 7 таблиц.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность выбранной темы диссертации. Сформулированы цель, научная новизна и практическая ценность работы. Приведены основные положения, выносимые на защиту.

ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

Обзор литературы начинается с общей характеристики КМ с металлической матрицей. Рассмотрены основные способы получения, особенности структуры и свойств, принципы упрочнения КМ. Показано изменение физико-механических свойств КМ в зависимости от размера и объемного содержания армирующей фазы. При этом отмечается значительное снижение пластичности с ростом прочностных свойств. Далее представлены сведения об особенностях структурных изменений, рассматриваемых КМ во время пластической деформации в широком диапазоне температур. Показано, что характер микроструктурных изменений во многом определяется морфологией и объемной долей армирующей фазы. В композитах с большим содержанием твердой фазы, матрица находится в условиях механического стеснения. Его величина зависит от отношения длины волокна к его диаметру и расстояния между волокнами. Несовместность деформаций составляющих фаз композита, обуславливает неоднородность накопления дислокаций. Особенностью деформированной структуры КМ является образование деформационных зон вблизи армирующей фазы, как результат взаимодействия между дислокациями и частицами армирующей фазы. Одним из механизмов релаксации, возникающих при этом напряжений, выступает разворот частиц. В качестве критерия возможности такого взаимодействия был введен термин критической скорости деформации, которая является функцией температуры и размера частиц. К сожалению, сам характер эволюции структуры КМ во время горячей деформации остается неясным.

Во втором разделе представлен обзор экспериментальных результатов испытаний на ползучесть КМ с металлической матрицей, основными из которых являются следующие: (а) кривая ползучести КМ показывает очень короткую устойчивую стадию; (б) минимум скорости ползучести сильно зависит от температуры и приложенных напряжений;

(в) кажущаяся энергия активации почти в три раза выше, чем для самодиффузии в алюминии и высокие значения показателя степени при напряжении (9-5-21); (г) минимальная скорость ползучести может быть описана в соответствии со степенным законом ползучести; (д) сопротивление ползучести КМ выше, чем матричного сплава. Объяснение этих данных основано на теории пороговых напряжений. В литературе приводятся данные о том, что в зависимости от температуры и величины приложенных напряжений скорость ползучести КМ может быть выше или ниже аналогичного по составу матричного сплава.

Третий раздел посвящен результатам исследований СП КМ. Показано, что КМ с мелкозернистой матрицей проявляет типичные признаки СП. Однако, в отличие от обычных сплавов, максимальные показатели СП КМ наблюдаются при высоких скоростях деформации (£> 10'2 с"1), что позволило назвать данный феномен высокоскоростной СП. Обзор работ по ВССП КМ выявил отсутствие единой точки зрения о природе данного явления. Анализ литературных данных позволяет выделить три основные концепции о механизме ВССП. Согласно одной из первых гипотез, эффект ВССП КМ обусловлен действием особого механизма деформации, отличающегося от деформации матричного сплава. Данная концепция основана на экспериментальном факте, что температура ВССП КМ близка или выше температуры солидуса матрицы. Образование жидкоподобного состояния границ обеспечивает резкое увеличение скорости проскальзывания по межфазным границам АЬ/Б^С. Обнаруженные сегрегации атомов Mg и Си на межфазных границах А1/Б1С снижают температуру плавления матрицы. Однако прямых экспериментальных доказательств действия особого механизма при ВССП КМ в литературе нет. С другой стороны, достижение больших деформаций при высоких скоростях невозможно без поддержания высокого уровня когезивной прочности между зернами, что представляется сомнительным в условиях, когда границы переходят в жидкое состояние.

Согласно другой концепции, роль жидкой фазы состоит в аккомодации ЗГП, а именно в релаксации концентрации напряжений по границам раздела волокно/матрица, а также в тройных стыках зерен матрицы. Образование жидкой фазы на межфазных и однофазных границах не только повышает скорость деформации, но также изменяет механизм деформации. Кроме этого, снижает локальные напряжения и скорость образования и роста пор.

Однако образование жидкости не является обязательным условием для ВССП. Данные о ВССП КМ при температурах ниже начала плавления позволили авторам третьей концепции предположить, что механизм ВССП

аналогичен обычно» СПД. Механизмом, контролирующим скорость СПД КМ, по их мнению, является межфазное проскальзывание, а в качестве аккомодационного выступает межфазная диффузия, энергия активации которой составляет 313 кДж/моль.

Анализ литературных данных свидетельствует о большом разно-эбразни феноменологии СП КМ и не позволяет однозначно выделить роль армирующей фазы. В этой связи большое значение имеют результаты лруктурных исследований. Однако, несмотря на большое количество эабот, посвященных исслсдованшо механических свойств КМ при СПД. юпрос о структурных изменениях к настоящему времени наименее тучен. Очевидно, следствием недостатка данных о характере структурных вменений, является тот факт, что развиваемые в литературе модельные тредставления о ВССП позволяют объяснить лишь отдельные 1кспериментальные факты.

На основании проведенного обзора литературы сформулирована 1С ль работы и поставлены частные задачи исследования. В заключение (ано обоснование выбора материала исследования.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

В качестве материала исследования были использованы оячепрессованные прутки диаметром 16 мм КМ 2014-20% А120з на основе люминиевого сплава А1-2014 (4,55%Си; 0,6%М& 0,78%Мп; 0,86%Бц ,06%Ре, остальное А1), армированного 20об.% волокнами А1203, и прутки гатричного сплава ПМ2014 того же химического состава. Материалы были олучены методом порошковой металлургии. Армирующая фаза КМ редставляла собой поликристаллические волокна А1:03-сапфир со редним диаметром 2,5 мкм и длиной 8 мкм.

С целью разработки режимов технологического процесса зготовления изделий из КМ с применением эффекта СП использовали ромышленный порошковый КМ 2009-15% Б1С с матрицей из шоминиевого сплава А1-2009 (3,8%Си; l,3%Mg; 0,25%8г, остальное А1), рмированной нитевидными кристаллами' |}-Б1С со средним диаметром 0,5 км и длиной 5-10 мкм в количестве 15 об. %.

Механические испытания проводились на универсальных дннамо-етрах 1п5(гоп 1185 и БсЬепск ИМБ-ЮО в интервале температур (400-550°С) скоростей деформации (10"5-10'' с'1). Высокоскоростные испытания (10'1-З1 с"1) проводили на динамометре БсЬспск РБМ-ЮО с гидравлическим рнводом. Деформацию образцов диаметром 10 мм и высотой 13 мм эоводнли по схеме осевого сжатия. Для уменьшения трепня использовали >афнтовую смазку. Испытания на растяжение проводили на плоских

образцах толщиной 2 мм с размерами рабочей части 10x5 мм.

Микроструктурныс исследования проводились на оптическом микроскопе Ncophot 32 и на РЭМ JEOL JSM-840 при 10 кВ.

Для изучения тонкой структуры материалов использовали электронную микроскопию тонких фолы, приготовленных из массивных образцов. Исследования проведены в ПЭМ JEM 2000ЕХ при 200 кВ. Плотность решеточных дислокаций определяли по точкам выхода и методом секущих. Плотность дислокаций в границах зерен (рзгрд) определяли как число дислокаций на единицу длины границы зерна (см"1).

Рснтгеноструктурныс исследования проводили на дифрактометрах ДРОН-ЗМ и ДРОН-4 в фильтрованном медном излучении с фокусировкой по Брэггу - Брентано. Текстурные исследования были выполнены с использованием текстурно-гониометрической приставки ГТТ-2. Рентгенографический анализ текстуры материала выполняли методом построения прямых полных полюсных фигур (ППФ), используя два вида рентгеновских съемок текстур: на "отражение" и на "просвет".

ВЛИЯНИЕ АРМИРУЮЩЕЙ ФАЗЫ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА

КОМПОЗИТА 2014-AL203 ПРИ ГОРЯЧЕЙ ДЕФОРМАЦИИ.

В настоящей главе представлены результаты исследования деформационного поведения и структурных изменений во время горячей деформации композита и матричного сплава. На основе сравнительных исследований композита и сплава анализируются влияние армирующей фазы на структуру и свойства при горячей деформации КМ.

Результаты механических испытаний матричного сплава ПМ 2014 и КМ 2014-20%А12Оз показали, что при 500°С в интервале скоростей деформации 10'5-10° с"1, исследуемые материалы имеют типичную для СП сигмоидальную форму зависимости Iga-lgé, позволяющую выделить три скоростных интервала, различающихся параметром скоростной чувствительности т и величиной относительного удлинения 8.

Сравнительный анализ результатов механических испытаний показал, что армирование алюминиевой матрицы волокнами А1203 приводит к увеличению напряжения течения, изменению типа кривых ст-е, сдвигу оптимального интервала СПД в область больших скоростей деформации почти на порядок и снижению характеристик СП.

На кривых a-e для КМ можно выделить три стадии. На начальной стадии напряжение резко повышается. Вторая стадия - условно стабильного течения, на которой напряжение течения монотонно увеличивается. Наступление третьей стадии связано с падением

напряжения в процессе разрушения. Зависимость ст-с, полученная для сплава 2014, характерна для материалов, деформация которых сопровождается развитием динамической рекристаллизации (ДР).

Максимальные показателе пластичности (5=450%, ///=0,45) достигаются деформацией ПМ 2014 при Т=500°С и £=3,3x10" с", а КМ (5=210%) при £ =1,6х10'2 с"1. При этом максимум параметра т не совпадает с максимумом 5 и смещен в сторону больших скоростей деформации, ///=0.37 достигается при деформации КМ со скоростью 8,3х10'2 с'1.

Анализ механического поведения в терминах пороговых напряжений показал, что СПД исследуемых материалов определяется деформационным поведением алюминиевой матрицы. Высокие значения энергии активации, рассчитанные с помощью уравнения Аррсниуса, которые в 2 и более раз превышают энергию активации объёмной самодиффузии в чистом алюминии (142 кДж/моль) характерны для материалов, полученных методом порошковой металлургии, и обусловлены пороговыми напряжениями. В ПМ 2014 С> изменяется с 326 до 241 кДж/моль при ст=6,5 МПа и ст=30 МПа, а в КМ с 400 до 241 кДж/моль при ст= 10 МПа и ст=45 МПа.

Расчет величины пороговых напряжений стщ.„ выполненный графическим методом экстраполяции прямых зависимостей £ 1/п от а при /7=2 до £ |/п =0, показал, что значения апр КМ выше аналогичных значений для ПМ в исследованном интервале температур деформации (табл. 1). Энергетический член, характеризующий температурную зависимость Стпр, рассчитанный с помощью уравнения СТпр/С=Во е.\р(С)о/11Т), практически, одинаковый и составил 109 и 114 кДж/моль для КМ и ПМ 2014, соответственно.

Таблица 3.1. Пороговые напряжения ст^.

Пороговые напряжения, стт„ МПа

т, °с 450 475 500

КМ 2014-20%А1203 8,6 5,8 2,5

ПМ 2014 6,0 3.3 1,7

Измеренные значения энергии активации деформации в эффективных напряжениях близки к энергии активации зернограшгчной диффузии при деформации ПМ 2014 в 1 интервале (81 ±8 кДж/моль при tf-^np =2МПа) и объёмной самодиффузии в чистом алюминии во II и III скоростных интервалах (123±12, 133+13 кДж/моль при ст-ап/,=10 и 20 МПа. :оответственно). Значения Q, близкие к энергии активации объемной зиффузии, были получены при деформации КМ во всем изученном

интервале скоростей деформации и равны 115±11, 125±12, 135±13 кДж/моль при ст-опр равным 3, 10, 30 МПа.

Зависимость приведённой скорости деформации tkBT/DoGb от нормированных эффективных напряжений ('a-a,ip)/G позволяет выделить два линейных участка, отличающихся значением показателя степени (рис. 1). Первый участок, охватывающий I и II скоростные интервалы, имеет показатель степени п=2, а на втором участке, соответствующем III

(б)

10-6

10"7

ю-8

л О

gJ1 о-9

ä

»CO

10-ю

10-11

10"2

10-12

т,°с ПМ-2014

о 450 i i 1

о 475 1 / | 4

* 500 | J • | ¥> 1 Г

п=4,4 1 г |/. \П

п=2 г' *! 1 1 ! *

! 5

1 я | * 1 к

й* 1 Q) 1 1 О

1 ъ1 1 1 1 .,11 ..,

Рис. 1. Зависимость

приведённой скорости деформации £ квТЮоСЬ от нормированного эффективного напряжения

(а-СТпрУй

а-КМ 2014-20%А1203 б-ПМ 2014.

(<™.Р)/С

10"4 10"3 10-2

интервалу, п принимает значение близкое 4. Рис. 1. демонстрирует два процесса: ЗГП и дислокационное скольжение (ДС) в виде прямых линий, а точка их пересечения соответствует максимально возможной скорости СП, которая в композите выше, чем в матричном сплаве. Согласно теоретическим представлениям скорость СПД можно повысить в результате измельчения зерна, или при подавлении ДС. С целью выяснения причин увеличения £ СПД КМ по сравнению со сплавом ПМ 2014 были проведены структурные исследования.

Результаты структурных исследований показали, что различия в механическом поведении композита и порошкового сплава обусловлены влиянием армирующей фазы на деформацию алюминиевой матрицы. Этс влияние обнаруживается уже в исходном состоянии. Матричный сплав I исходном состоянии имел частично рекристаллизованную структуру Нерекристаллизованные участки представляли собой отдельные вытянутьи зерна в направлении прессования, объемная доля которых не превышал: 30%. Средний размер зерен в продольном направлении составил 20-30 мкм

а в поперечном 3-5 мкм. Остальная часть структуры сплава состояла нз мелких зерен, со средним размером 4±0,26 мкм продольном направлении и 2,5±0,15 мкм в поперечном. Исследованиями тонкой структуры установлено, что большинство границ кристаллитов являлись малоугловыми границами субзерсн. Введение волокон А1:03 в матриц}' КМ обуславливает формирование практически рекрнсталлнзованной структуры. Средний размер зерен равен 3,3±0,4 мкм. Исключение составили участки матрицы КМ не содержащие волокна А1:03, в которых полигонизованная структура сохранялась.

Анализ структурных изменений показал, что высокие показатели пластичности обусловлены развитием на начальной стадии пластического течения исследованных материалов непрерывной ДР. Установлено, что ее развитие в матричном сплаве связано с преобразованием субзеренной структуры в зеренную в результате миграции и слияния малоугловых границ. Важную роль при этом играет взаимодействие решеточных дислокаций с границами зерен. На это указывают наблюдения решеточных дислокаций в границах зерен, а также изменения углов разорнентировок. Следствием отмеченных структурных изменений при деформации в II интервале является возрастание коэффициента т с увеличением е.

В отличие от матричного сплава, неоднородность деформации КМ и нестабильность структуры матрицы в различных микрообъемах, отличающихся содержанием волокон А1203, обуславливают неоднородный характер структурных изменений композита с самого начала деформации. Формирование зеренной структуры матрицы КМ, как следует из результатов микроструктурных и текстурных исследований, сопровождается образованием аномально вытянутых зерен расположенных узкими полосами, чередующихся 6 мелкозернистой структурой в начале пластического течения. Анализ изменения текстуры показал, что деформация КМ сопровождается ослаблением интенсивности текстурных максимумов, а также нарушением после г.=30% аксиальной симметрии исходной текстуры. Асимметричность ППФ после 30% деформации связана с тем, что зарождение и развитие полосовой структуры происходит не во всем объеме, а лишь в некоторых локальных участках матрицы, свободных от армирующих волокон. Независимо от скоростных условии деформации, к начал}' стадии стабильного течения исходный тип ППФ восстанавливается, что связано с преобразованием полосовой структуры в зеренную в результате образования и последующий трансформации малоугловых границ в высокоугловые.

Несмотря на различие в исходной структуре и в характере микроструктурных изменений, значения среднего размера зерен (с!) на

установившейся стадии деформации для обоих материалов приблизительно равны в изученном диапазоне скоростей деформации при 500°С. Анализ зависимостей а-с! показал, что с ростом о разница в (1 увеличивается в результате уменьшения размера зерен матрицы КМ по сравнению с ПМ 2014 при деформации с большими скоростями. Однако измеренная величина с1 в КМ может привести к увеличению скорости СП течения не более чем в 2 раза, если контролирующим процессом является решеточная диффузия (£ ~сГ2). С другой стороны, исследования тонкой структуры показали, что волокна не являются эффективным барьером, затрудняющим ДС при оптимальной температуре СП КМ. Расстояние между волокнами больше размера зерен матрицы.

Согласно современным представлениям, СПД осуществляется путем сдвига в полосах локализованной деформации, основу которых составляет КЗГП, обуславливающее согласованное скольжение зеренных конгломератов. Скорость СПД обратно пропорциональна размеру зеренных групп (Ь).

Совместное рассмотрение результатов топографических наблюдений и исследований тонкой структуры позволили сделать заключение, что СП поведение исследуемых материалов на стадии стабильного течения может быть представлено на основе моделей, в которых ЗГП является основным механизмом деформации, а в качестве аккомодационного механизма выступает ДС. Присутствие в структуре алюминиевой матрицы мелкодисперсных окислов и частиц интерметаллидов препятствуют развитию внутризеренной деформации, обуславливая пороговые напряжения. Кроме того, выделения примесей по границам зерен матрицы затрудняет развитие ЗГП, повышая стабильность захваченных границами решеточных дислокаций, косвенным доказательством чего являются результаты наблюдений дислокаций в границах зёрен после горячей деформации. Таковы основные особенности СПД материалов, полученных методом порошковой металлургии.

Отличительной особенностью механизма СП деформации КМ является развитие ЗГП преимущественно по внутризеренным границам алюминиевой матрицы, и практически отсутствие проскальзывания по межфазным А1/А1203. Очевидно, это и является основной причиной более низкого значения параметра т по сравнению с порошковым сплавом.

~ Исследованиями тонкой структуры показано,' что деформация КМ с оптимальной скоростью снижает плотность дислокаций внутри большинства зерен матрицы. Образование зон деформационного упрочнения, которые характеризуются повышенной плотностью дислокаций (р=2.4х10п см"2), имело место вблизи межфазных границ А1/А1203.

Образование дефектного слоя с повышенной плотностью дислока-

ций затрудняет развитие межфазного проскальзывания. Вместе с тем ясно, что для сохранения сплошности материала, непрерывной и согласованной деформации необходимо развитие аккомодационных процессов. Невозможность согласованного проскальзывания по межфазным границам приводит к образованию несплошностей на границе А1/А1:03 ЗГП выступает в роли аккомадационного механизма, вызванного развитием внутризеренной деформации и компенсирующего несовместность деформации фаз, образующих межфазную границу. Такое проскальзывание приводит к образованию пор на концах волокон, что вызывает снижение величины относительного удлинения по сравнению с матричным сплавом и достижение максимума 5 при меньших £, не отвечающих максимуму параметра т. Изучение скоростной зависимости порообразования показало, что с увеличением £ объемная доля и средняя площадь пор уменьшается.

Объяснение сдвига оптимума СП КМ в область больших скоростей деформации тесно связано с природой влияния волокон А1;03 на развитие деформационных полос, основу которых составляют линии КЗГП. Отличие СПД от других видов деформации заключается в способности полос КЗГП к перераспределению в объеме материала, что обеспечивает однородность и непрерывность течения.

Топографические исследования ПМ 2014 показали образование непрерывных линий КЗГП, преимущественно одной ориентировки,

Рис. 2. Зависимость скорости """ в случае КМ возможно, деформации от приведенных благодаря повышению приложен-

Уменмнснпе размера зерскных групп

1-од (аЮ)

наклоненных под углом 45° к оси растяжения при оптимальных условиях деформации. В КМ волокна А120з блокируют распространение полос деформации, затрудняя перераспределение полос и нарушая условие эстафетной передачи деформации. Это обуславливает формирование дискретных полос и развитие пористости вдоль распространения линий КЗГП, отвечающих направлению максимальных сдвиговых напряжений при деформации в I скоростном интервале. Выполнение условия однородности течения и подавление локализации деформа-

напряжений.

ных напряжений или увеличешпо

скорости деформации. В результате этого появляется возможность возникновения и развития полос с неблагоприятной ориентировкой относительно максимальных касательных напряжений, что в свою очередь приводит к уменьшению размера зеренных групп, участвующих в КЗГП. Количественный анализ изменения размера зеренных групп (L) от £ показал, что величина L в композите в 2-3 раза меньше, чем в матричном сплаве и соизмерима с размером зерен матрицы КМ при деформации в III скоростном интервале. Увеличение скорости СПД в результате уменьшения размеров зеренных групп схематично представлено на рис. 2. Таким образом, увеличение скорости деформации обуславливает переход от кооперированного проскальзывания по границам большого числа зерен, наблюдаемого при СП течении неармированного сплава, к скольжению по границам индивидуальных зерен, что имеет место при СПД композита.

ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНАЯ ДЕФОРМАЦИЯ КМ 2009-15% SIC.

Одной из важнейших задач практического использования композитов является повышение технологической пластичности материала. Результаты исследований, изложенные в предыдущей главе, дают основание рассматривать СПД, как эффективный способ повышения пластичности КМ. Универсальность установленных положений была проверена и применена на композите другой системы, имеющем промышленное значение. В данной главе рассмотрены результаты исследований структуры композита и механических свойств при высоких температурах деформации, а также влияние схемы деформации и ТМО на СП КМ.

Металлографический анализ структуры КМ 2009-15%SiC в исходном состоянии показал неоднородность распределения армирующий фазы, которая обнаруживается во всех трёх плоскостях сечения шлифа. Для плоскости прокатки данная неоднородность проявляется в виде чередования участков, полосчатой формы, с высоким содержанием SiC и участков, на которых частицы армирующей фазы единичны. В поперечной плоскости участки с минимальным содержанием SiC имеют форм}' эллипса. Объемная доля областей с единичным содержанием частиц SiC составляло примерно 20%. Матрица КМ имела вытянутую форму зерен со средним размером 3,5 мкм и коэффициентом вытянутости 2,2.

Результаты механических испытаний на осадку и растяжение показали, что при обеих схемах деформации в интервале температур 500-525°С и скоростей 10'2-10° с'1 КМ 2009-15% SiC демонстрирует признаки СП. Максимальное значение 5 равнялось 120% при 525°С и £=1,6х10"2 с"'. Изменение схемы деформации с растяжения на осадку приводит к

расширению оптимального интервала СП примерно на порядок в область больших скоростей деформации, а также увеличению параметра т с 0,26 до 0,31. Изменение схемы деформации вызывает изменение вида кривых ст-е. При осадке кривые ст-г. характеризуются пиком напряжения, после которого наступает установившаяся стадия пластического течения. При растяжении упрочнение развивается в две стадии: интенсивное 0=3,88 до е=25% и медленное до е= 100% где 0=1,22.

Анализ механического поведения в терминах пороговых напряжений, природа возникновения которых, согласно результатам ПЭМ, связана с зернограннчными сегрегацнями примесных атомов, позволил выделить основные особенности деформационного поведения КМ 2009-15%51С. Независимо от схемы деформации показатель степени при напряжении равен 3. Энергия активации деформации, рассчитанная в эффективных напряжениях, составила 148±10 кДж/моль. Энергетический член <Зо, характеризующий температурную зависимость пороговых напряжений равен 151 при растяжении и 160 кДж/моль при осадке.

Исследования структуры осаженных образцов показали, что выделенные три скоростных интервала отличаются характером изменений макро, микро и тонкой структур, что указывает на действие различных механизмов деформации. Общим для изученного интервала температу р и скоростей деформации является формирование равноосной зеренной структуры матрицы. Установлено, что отмеченная выше полосовая неоднородность распределения Б1С и неравноосная форма зерен в исходном состоянии явились причиной анизотропии пластического течения КМ 2009-15% БЮ, в результате которой деформированные образцы принимали форм}' эллипса. Анизотропия формы, определяемая как отношение большой и малой осей эллипса, с увеличением £ уменьшалась, и становилось равной единице, при ё >10' с'1.

Однородная макроструктура, отсутствие вращения кристаллов Б1С, форма зерен, близкая к равноосной, низкая плотность дислокаций наряду с рассмотренными выше изменениями механических свойств, свидетельствуют о реализации при деформации в интервале Т=500-525°С и £ =10"2-10° с1 СПД КМ, основным механизмом которой является ЗГП, сопровождающейся ДР. Исследованиями тонкой структуры и деформационного рельефа установлено развитие ЗГП по межзеренным границам и образование зон локализованной деформации по границам раздела АУБЮ

Изучение влияния морфологии армирующей фазы на характеристики СП КМ путем сравнения результатов исследований КМ 2014-20%А12Оз и 2009-15%51С показали, что с увеличением отношения длины к диаметру армирующей фазы значения 5 и т снижаются, а оптимум СП сдвигается в

область больших скоростей деформации.

Эффективным способом повышения пластичности является применение различных видов ТМО. ТМО методом перекрестной прокатки исходной заготовки высотой 38 мм выполняли по режиму: 45% обжатия при 530°С и 45% обжатия при 450°С, до высоты 1,5 мм. Результаты сравнительных исследований структуры и механических свойств КМ 200915% SiC до и после ТМО показали, что формирование в результате перекрестной прокатки КМ мелкозернистой и однородной по распределению SiC структуры обуславливает снижение напряжений течения в 1,5-2 раза в результате уменьшения величины пороговых напряжений (с 2 до 1,5 МПа) и увеличение показателей СП при высоких скоростях деформации (т с 0,26 до 0,33; 8 с 120% до 190% при £ =1x10"' с"1). '

Совместное рассмотрение изменения механических свойств в результате ТМО и данных топографических исследований свидетельствует о том, что, подобно КМ 2014-20%А1203, повышение пластичности КМ 2009-15% SiC с увеличением скорости деформации обусловлено однородностью развития полос деформации. Высокие показатели пластичности материала определяются способностью зеренных конгломератов к самосогласованному формоизменению, что в свою очередь, зависит как от размеров этих областей, так и от размеров зерен, образующих их. Это во многом объясняет отсутствие СП в крупнозернистых материалах.

Частицы армирующей фазы усиливают эффект локализации деформации в полосах деформации, затрудняя перераспределение полос, с одной стороны. С другой, жесткие волокна являются препятствием для развития полос и, тем самым, нарушают условия эстафетной передачи деформации. Кроме этого, самосогласованный сдвиг и вращение зеренных групп в результате кооперированного ЗГП дополнительно осложняется присутствием скоплений частиц армирующей фазы или волокон больших размеров. Увеличение приложенных напряжений обеспечивает условия для зарождения и развития полос с неблагоприятной ориентировкой. В результате, деформация развивается однородно.

ИСПОЛЬЗОВАНИЕ ЭФФЕКТА СВЕРХПЛАСТИЧНОСТИ В ТЕХНОЛОГИИ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ИЗДЕЛИЙ ИЗ КМ 2009-15% SIC.

Результаты исследований влияния температурно-скоростных условий, схемы деформации, а также ТМО на механические свойства и структурные изменения послужили научной основой для разработки режимов опытного технологического процесса, практическая реализация которого продемонстрирована на примере изготовления

сложнопрофнльного изделия типа "диск" из КМ 2009-15%51С.

Технологический процесс изготовления диска включает два основных этапа. На первом этапе методом объемной изотермической штамповки формировалась ступица и внешняя реборда диска. При этом изготавливаемая поковка являлась заготовкой для последующей раскатки. Исходная заготовка для штамповки представляла собой диск диаметром 340 мм и высотой 40 мм КМ 2009-15% с заранее подготовленной структурой. Технологический процесс получения поковок методом объемной изотермической штамповки осуществлялся в следующей последовательности:

1. Проточка в заготовке центрального отверстия диаметром 58 мм непосредственно перед штамповкой.

2. Предварительный нагрев заготовки до температуры штамповки (500°С) в электропечи сопротивления.

3. Нанесение на заготовку смазочного покрытия следующего состава: 30% коллоидного графита и 70% масло Вапор

4. Штамповка на гидравлическом прессе ПА 2642 с усилием 16 МН за один ход пресса. Скорость движения ползуна составляет 50 мм/мин., время штамповки 5-7 мин.

5. Визуальный контроль качества на наличие трещин, поверхностных дефектов и соответствия геометрии поковки требованию чертежа. Штамповку осуществляли в интервале скоростей Ю'2- 10'1 с"1 при 500+25ОС. В результате штамповки по указанным режимам была получена поковка удовлетворительного качества.

Вторым этапом технологического процесса было формообразование обода и внутренней реборды диска методом раскатки. Использование эффекта СП, благоприятная схема напряженного состояния в очаге деформации способствовали увеличению технологической пластичности и улучшению качества изделий, получаемых методом раскатки. Раскатку диска проводили на доработанном токарном станке. Технологический режим раскатки диска включал следующие операции:

1. Предварительный нагрев заготовки в печи.

2. Нанесение на заготовку смазочного покрытия.

3. Установка заготовки в рабочую зону лабораторного раскатного стана.

4. Раскатка диска

5. Удаление раскатанной заготовки из рабочей зоны в печь для окончательной термообработки.

6. Механическая обработка.

7. Контроль механических свойств.

Сущность формообразования обода диска методом раскатки заключается в том, что необходимую форму изделие приобретает в

процессе наружной раскатки формообразующим и калибрующим роликами, а внутренняя поверхность формируется оправками. В результате согласованного и комбинированного (осевого и радиального) перемещения заготовки и формообразующего ролика осуществлялась работа по оформлению наружной поверхности обода диска. Одновременно течение материала в осевом и радиальном направлениях по поверхности оправок формировало внутреннею поверхность диска. Необходимый температурный режим раскатки, соответствующий изотермическим условиям, осуществлялся в результате нагрева заготовки и дополнительного нагревательного устройства для шпиндельной и задней оправок. Скоростной режим раскатки определялся по результатам экспериментальных исследований влияния схемы деформации на скоростные условия проявления СП КМ 2009-15% БЮ. Сложная схема в очаге деформации (две компоненты являются сжимающими и одна растягивающей) позволила проводить деформацию в диапазоне скоростей Ю'Мо0 с'1. Исследования макроструктуры показали, что диск имеет слабовыраженную волокнистость, что является характерным для деталей, полученных обработкой в условиях СП. Однородность макроструктуры по сечению диска должна способствовать высокому уровню механических свойств детали.

Разработанные режимы обеспечивают увеличение общего уровня механических свойств КМ в результате повышения структурной однородности материала. Результаты механических испытаний на растяжения и статический изгиб КМ 2009-15% деформированного на 70% при 500°С и £ =5х10'2 с"1 после стандартной термообработки представлены в табл. 2. Для сравнительного анализа представлены механические свойства исследуемого композита в состоянии поставки.

Таблица 2. Влияние СПД на механические свойства КМ 2009-15%5Ю после обработки по режиму Т6 при комнатной температуре.

Состояние

Механические свойства КМ 2009-15%51С

ств, МПа ст о,2,МПа 8.% КСи кДж/м2

Исходное 650 490 2 800 200

После СПД

(500°С, ё =5х10"2 675 495 3 900 275

с1, е=70%)

Таким образом, результаты проведенных исследований позоволили разработать режимы опытного-технологического процесса изготовления

изделий из КМ, практическая реализация которого продемонстрирована на примере изготовления натурного диска с монтажным диаметром* 13 дюймов из КМ 2009-15% SiC методом объемной изотермической штамповки и раскатки в условиях ВССП. Опытные образцы изделия были переданы заказчик}' (научный центр ROCKWELL INTERNATIONAL CORPORATION США).

ВЫВОДЫ

В работе проведено исследование деформационного поведения и структурных изменений при горячей деформации композиционных материалов 2014-20% А120з и 2009-15%SiC, полученных методом порошковой технологии. Показано, что при определенных температурно-скоростных условиях деформации данные материалы проявляют признаю! СП. Сравнительный анализ механических свойств и микроструктурных изменений порошкового сплава 2014 и композита на его основе 2014-20%А12Оз позволил выявить основные особенности влияния армирующей фазы на механизм деформации КМ.

1. Показано, что при 500°С в диапазоне скоростей деформации 8,3x10^ 1,6x1 О*2 с1 ПМ 2014 и 8,3xl0"3-b8,3xl0"2 с"1 КМ 2014-20%А1203 демонстрируют признаки СПД. Установлено, что армирование алюминиевой матрицы волокнами А120з приводит к снижению показателей пластичности (удлинения с 450 до 210% и значения параметра m с 0,45 до 0,37) и сдвигу оптимального интервала СП на порядок в область больших скоростей деформации. При деформации исследуемых материалов показано действие пороговых напряжений, величина которых в композите выше, чем в матричном сплаве, а энергетический член Q0, характеризующий температурную зависимость пороговых напряжений, практически одинаковый и составил 109 и 114 кДж/моль для композита и порошкового сплава, соответственно. Измеренные значения энергии активации СП в эффективных напряжениях ПМ 2014 и КМ 2014-20%А1203 близки к энергии активации объемной диффузии в чистом алюминии. Показатель степени при напряжении в I и II скоростных интервалах СПД исследуемых материалов равен 2.

2. Изучена эволюция структурных изменений и их связь с кривыми течения матричного сплава и композита на его основе. Установлена взаимосвязь структурных и текстурных изменений. Прослежена зависимость от степени деформации дислокационной структуры. Показано, что в исследуемых материалах на начальной стадии пластического течения развивается непрерывная динамическая рекристаллизация. В матричном сплаве она идет однородно по всему объему материала и состоит в

преобразовании субзсренной структуры в зеренную. В композите развитие динамической рекристаллизации происходит в полосовой структуре, формирующейся в начале деформации. Установлено, что после 30% деформации в КМ 2014-АЬОз образуется текстура типа <110>, которая с увеличением степени деформации трансформируется в текстуру типа <111>.

3. Установлено, что основным механизмом СП деформации КМ 2014-А12Оз является ЗГП по межзеренным границам а/а алюминиевой матрицы. Отсутствие проскальзывания по межфазным границам А1/А1203 и образование пор на границе раздела приводит к снижению характеристик СП: параметра т и относительного удлинения композита. Сдвиг оптимального скоростного интервала СП КМ в область больших скоростей деформации связан с природой влияния армирующей фазы на развитие КЗГП. Показано, что волокна А1203 блокируют развитие кооперированного ЗГП. Увеличение скорости деформации (£ >10'2 с"1) обуславливает переход от кооперированного проскальзывания по границам большого числа зерен, наблюдаемого при СП течении неармированного сплава, к скольжению по границам индивидуальных зерен, что имеет место при СПД композита 2014-20% А1203.

4. Анализ деформационного поведения и структурных изменений показал, что в интервале температур 500-525°С и скоростей деформации 10"2— 10° с'1 КМ 2009-15% БЮ проявляет признаки СП. Параметр т равен 0,3, относительное удлинение равно 120%, а величина энергии активации СПД КМ равна энергии активации объемной самодиффузии в чистом алюминии (0= 148±10 кДж/моль). Отличительной особенностью СП КМ является отсутствие межфазного А1/Б1С скольжения. ЗГП вдоль межзёренных границ алюминиевой матрицы является основным механизмом деформации в оптимальном скоростном интервале СП.

5. Исследования влияния схемы деформации на механические свойства КМ 2009-15%Б1С показали повышение характеристик СП при сложной схеме нагружения. Установлено, что при деформации осадкой расширяется интервал проявления СП примерно на порядок в область больших скоростей деформации и возрастает значение параметра т с 0,26 при растяжении до 0,31 сжатием.

6. Сопоставление изменений структуры и механических свойств в результате ТМО показало, что формирование в процессе перекрестной прокатки КМ 2009-15% Б1С мелкозернистой и однородной по распределению БЮ структуры приводит к увеличению показателей СП (т возрастает с 0,26 до 0,33 и 5 с 120 до 190%) и к расширению оптимального интервала СП в область больших скоростей деформации.

7. Результаты исследований использованы при разработке режимов

опытного технологического процесса изготовления изделии из композиционного материала, с применением эффекта СП. Практическая реализация разработанных режимов продемонстрирована на примере изготовления сложнопрофнлыюй детали типа "диск" из KM 2009-15%SiC. Использование эффекта ВССП KM 2009-15%SiC позволило получить заготовку, требуемого качества.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. Evangelista Е., Kaibyshcv R., Kazyhanov V. and Fiorini P. Highstrain-rate superplasticily in AA2014 A1-20%A1203 composite. Advanced Composites Materials ICACM-93. TMS, 1993. pp. 1087-1091.

2. Kaibyshcv R., Kazyhanov V., Evangelista E. and Stobrawa J. Superplasticity of the metal matrix composite PM2014 A1-20%A1203. Superplasticily in Advanced Materials ICSAM-94. Mterials Science Forum vol. 170-172. pp. 525-530.

3. Kaibyshcv R., Kazyhanov V., AstaninV. and Evangelista E. The influence of reinforced elements on deformation behavior of the aluminum alloy. Superplasticity in Advanced Materials ICSAM-94. Materials Science Forum vol. 170-172. pp. 531-536.

4. Kaibyshcv R., Kazyhanov V. and Bampton C.C. Superplastic deformation of the 2009-15%SiCw composite. Ceramic and Metal Matrix Composites. CMMC 96. Key Engineering Materials vol. 127-131, 1997. pp. 953-960.

5. Kaibyshev R. and Kazyhanov V. Stucture and texture evolution of the metal matrix composite PM2014 A1-20%AJ203 during superplastic deformation. Ceramic and Metal Matrix Composites. CMMC 96. Key Engineering Materials vol. 127-131, 1997. pp. 961-968.

6. Каибышев P.O., Казыханов В.У., Стобрава Д. Горячая пластическая деформация композиционного материала. ФММ. 1996 г., т. 82, 2, стр. 133-144.

7. Kaibyshev R., Kazyhanov V. and Bampton С. С. The Nature of Influence of Reinforcing Elements Distributin on Superplastic Deformation Behavior of Metal Matrix Composite. Superplasticity in Advanced Materials ICSAM-97. Materials Science Forum vol 243-245, 1997. pp. 161-166.

8. Kaibyshev R., Kazyhanov V. The Nature of High-Strain-Rate Superplasticity in Aluminium Matrix Composites. A Supplemental vol. to Superplasticity and Supcrplastic Forming. San Antonio 1998. TMS, pp. 30-39.

9. Kaibyshev R., Kazyhanov V. Texture and Microstructure Evolution During Superplasticity of the Metal Matrix Composite PM 2014-20% Al:0.v

Казыханов Виль Узбекович

ОСОБЕННОСТИ СВЕРХПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ДИСКРЕТНО АРМИРОВАННЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

Специальность 05.02.01 - Материаловедение (Машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Лицензия на издательскую деятельность ЛР М 021319 от 05.01.99 г.

Подписано в печать 17.11.2000 г. Формат 60x84/16 Бумага офсетная. Компьютерный набор. Гарнитура Times. Отпечатано на ризографе. Усл. Печ.л. 2,3. Уч.-изд.л. 2,7. Тираж 100 экз. Заказ ¿У'/,

Редакционно-издательский центр Башкирского университета. Отпечатано на множительном участке Башкирского университета. 450074. Уфа, ул. Фрунзе, 32. Тел.: (3472)236-710

Введение

Глава I. Обзор литературы

1.1. Структура и свойства дискретно армированных композиционных 7 стр. материалов на основе алюминиевой матрицы.

1.2. Высокотемпературные механические свойства дискретно 14 стр. армированных композиционных материалов на основе алюминиевой матрицы.

1.2.1. Ползучесть композиционных материалов. 18 стр.

1.3. Сверхпластическая деформация дискретно армированных КМ. 22 стр.

1.3.1. Условия проявления и феноменология СП дискретно 23 стр. армированных КМ.

1.3.2. Особенности механизма СП дискретно армированных КМ. 28 стр.

1.4. Постановка задачи исследования 31 стр.

Глава II. Материал и методика исследований. 33 стр.

2.1. Материал исследования. 34 стр.

2.2. Механические испытания. 35 стр.

2.3. Металлографические исследования. 37 стр.

2.4. Рентгеноструктурные исследования. 38 стр. 2.4 Электронно-микроскопические исследования. 39 стр.

2.5. Топографические исследования. 40 стр.

Глава III. Влияние армирующей фазы на структуру и свойства композита 2014- 41 стр.

АЬОз при горячей деформации.

3.1. Анализ деформационного поведения композита 2014-А120з и 41 стр. порошкового алюминиевого сплава 2014.

3.2. Структурные изменения при горячей деформации порошкового 56 стр. сплава 2014 и композита 2014-А120з.

3.3. Особенности действующих механизмов при деформации композита 73 стр. 2014-А120з и порошкового сплава

Глава IV. Высокотемпературная деформация композиционного материала 2009- 85 стр. 15% БЮ

4.1 Влияние температурно-скоростных условий деформации на 85 стр. пластичность КМ 2009-15% 8Ю.

4.2. Структурные изменения при горячей деформации КМ 2009-15% 81С. 95 стр.

4.3. Влияние термомеханической обработки на сверхпластичность КМ 107 стр. 2009-15% вЮ.

Глава V. Использование эффекта сверхпластичности в технологии изготовления 115 стр. изделий из композиционного материала 2009-15% 8Ю.

Выводы 123 стр.

Современное развитие техники требует создание и использование новых конструкционных материалов. Одним из перспективных направлений в этой области является разработка композиционных материалов (КМ) с металлической матрицей, армированной высокопрочными частицами и дискретными волокнами оксидов, карбидов, нитридов и т. д. Такие материалы благодаря высокому уровню прочностных свойств и сравнительно дешевому способу получения весьма привлекательны для применения в различных инженерных конструкциях. Основным их преимуществом по сравнению с волокнистыми КМ, упрочненные непрерывными волокнами, является возможность применения традиционных методов металлообработки для получения заготовок из материалов данного класса. Однако, низкая пластичность, характерная для данных материалов, способна повлиять на возможность широкого использования КМ в качестве конструкционных материалов. Решение проблемы пластичности КМ во многом возможно на основании изучения процесса высокотемпературной деформации дискретно армированных композитов.

В общем случае пластичность зависит от структуры материала, температурно-скоростных условий деформации, вида напряженно-деформированного состояния, геометрического фактора и внешней среды. Однако применительно к композиционным материалам выполнено относительно мало исследований, направленных на установление конкретной связи структуры композита и ее изменений в процессе деформации с механическими свойствами при высоких температурах. Изучение этих вопросов имеет важное значение для успешного решения задачи повышения технологической пластичности дискретно армированных композиционных материалов.

Обнаруженный сравнительно недавно эффект высокоскоростной сверхпластичности КМ открывает новые возможности для создания эффективных способов формообразования.

К настоящему времени накоплена определенная информация о феноменологии СП композитов. Несмотря на большое количество работ, вопрос о механизмах СПД КМ остается открытым. С точки зрения, господствующей в литературе, высокоскоростная сверхпластичность композиционных материалов обусловлена проскальзыванием по частично расплавленным межфазным границам матрица/упрочнитель. Это означает, что СПД КМ связана с действием специфического механизма деформации, присущего только этим материалам, что вызывает известный критицизм. Такое объяснения эффекта СПД в композитах во многом вызвано отсутствием систематических данных о структурных изменениях во время горячей деформации КМ и, соответственно, невозможностью выявить роль армирующей фазы в СПД. В этой связи представляется целесообразным проведение систематического исследования СПД коротковолокнистых КМ. Исследование деформационного поведения должно быть совмещено с изучением структурных изменений в композите во время СПД. Установление закономерностей СПД композита и 6 их анализ на основе данных структурных исследований позволит выявить действующие механизмы сверхпластической деформации. Выяснение механизма СПД КМ является необходимым условием для научно обоснованного использования феномена высокоскоростной сверхпластичности в технологии получения изделий из КМ.

В данной работе исследованы особенности механического поведения и структурных изменений двух КМ, отличающихся составом алюминиевой матрицы и типом наполнителя.

Показано, что КМ 2014-20%А1203 и 2009-15%8Ю, полученные методом порошковой металлургии, проявляют признаки СП при высоких скоростях деформации

2 1

10" с"). Установлено, что основным механизмом СПД коротковолокнистых композитов является ЗГП по внутрифазным границам а/а в алюминиевой матрице. Изучены структурные изменения во время СП деформации этих КМ. На основе сравнения деформационного поведения КМ 2014-20%А120з и матричного сплава 2014, полученного методом порошковой металлургии, показано, что введение в алюминиевую матрицу упрочняющих волокон армирующей фазы сдвигает оптимальный интервал СП КМ в область больших скоростей деформации. Это связано с тем, что введение волокон армирующей фазы в алюминиевую матрицу блокируют развитие КЗГП. Для выполнение условия однородности и непрерывности течения КЗГП при деформации КМ необходимо повышение приложенных напряжений, или увеличение скорости деформации.

Показано, что на начальном этапе пластической деформации в КМ 2014-20%А120з и сплаве 2014 развивается непрерывная динамическая рекристаллизация.

Предложены схемы механизмов сверхпластической микро- и макродеформации

КМ.

Показано, что изменение схемы деформации от растяжения к осадки, а также предварительная термомеханическая обработка методом перекрестной прокатки улучшают характеристики сверхпластичности КМ 2009-15%81С. Проведенные исследования позволили разработать режимы опытного технологического процесса изготовления изделий из композиционного материала., с применением эффекта СП. Практическая реализация разработанных режимов продемонстрирована на примере изготовления сложнопрофильной детали типа "диск" из КМ 2009-15%81С. На защиту выносятся следующие результаты и положения:

1. Анализ механического поведения и структурных изменений при горячей деформации КМ 2014-20% А1203 и 2009-15% вЮ.

2. Влияние армирования алюминиевой матрицы дискретными волокнами на структуру и свойства КМ при горячей деформации.

3. Результаты исследования СП порошкового алюминиевого сплава и композита на его основе.

4. Способы повышения характеристик СП КМ.

Автор считает своим долгом выразить искреннею признательность д.ф.-м.н. Астанину В.В. за обсуждение работы и ценные замечания.

123 Выводы

В работе проведено исследование деформационного поведения и структурных изменений при горячей деформации композиционных материалов 2014-20%А120з и 2009-15%8Ю, полученных методом порошковой технологии. Показано, что при определенных температурно-скоростных условиях деформации данные материалы проявляют признаки СП. Сравнительный анализ механических свойств и микроструктурных изменений порошкового сплава 2014 и композита на его основе 2014-20%А120з позволил выявить основные особенности влияния армирующей фазы на механизм деформации КМ.

1. Показано, что при 500°С в диапазоне скоростей деформации 8,3x1 О^-И,6x10"2 с"1 ПМ 2014 и 8,Зх10~3+8,Зх10~2 с"1 КМ 2014-20%А1203 демонстрируют признаки СПД. Установлено, что армирование алюминие- вой матрицы волокнами А120з приводит к снижению показателей пластичности (удлинения с 450 до 210% и значения параметра т с 0,45 до 0,37) и сдвигу оптимального интервала СП на порядок в область больших скоростей деформации. При деформации исследуемых материалов показано действие пороговых напряжений, величина которых в композите выше, чем в матричном сплаве, а энергетический член С>о, характеризующий температурную зависимость пороговых напряжений, практически одинаковый и составил 109 и 114 кДж/моль для композита и порошкового сплава, соответственно. Измеренные значения энергии активации СП в эффективных напряжениях ПМ 2014 и КМ 2014-20%А120з близки к энергии активации объемной диффузии в чистом алюминии. Показатель степени при напряжении в I и II скоростных интервалах СПД исследуемых материалов равен 2.

2. Изучена эволюция структурных изменений и их связь с кривыми течения матричного сплава и композита на его основе. Установлена взаимосвязь структурных и текстурных изменений. Прослежена зависимость от степени деформации дислокационной структуры. Показано, что в исследуемых материалах на начальной стадии пластического течения развивается непрерывная динамическая рекристаллизация. В матричном сплаве она идет однородно по всему объему материала и состоит в преобразовании субзеренной структуры в зеренную. В композите развитие динамической рекристаллизации происходит в полосовой структуре, формирующейся в начале деформации. Установлено, что после 30% деформации в КМ 2014-АЬОз образуется текстура типа <110>, которая с увеличением степени деформации трансформируется в текстуру типа <111>.

3. Установлено, что основным механизмом СП деформации КМ 2014-А120з является ЗГП по межзеренным границам а/а алюминиевой матрицы. Отсутствие проскальзывания по межфазным границам А1/А1203 и образование пор на границе раздела приводит к снижению характеристик СП: параметра т и относительного удлинения композита. Сдвиг оптимального скоростного интервала СП КМ в область больших скоростей деформации связан с природой влияния армирующей фазы на развитие КЗГП. Показано, что волокна А120з блокируют развитие кооперированного ЗГП. Увеличение скорости деформации (е > 10"2 с"1) обуславливает переход от кооперированного проскальзывания по границам большого числа зерен, наблюдаемого при СП течении неармированного сплава, к скольжению по границам индивидуальных зерен, что имеет место при СПД композита 2014-20% А1203.

Анализ деформационного поведения и структурных изменений показал, что в интервале температур 500-525°С и скоростей деформации 10"2-10° с"1 КМ 200915% БЮ проявляет признаки СП. Параметр т равен 0,3, относительное удлинение равно 120%, а величина энергии активации СПД КМ равна энергии активации объемной самодиффузии в чистом алюминии (О=148±10 кДж/моль). Отличительной особенностью СП КМ является отсутствие межфазного А1/81С скольжения. ЗГП вдоль межзёренных границ алюминиевой матрицы является основным механизмом деформации в оптимальном скоростном интервале СП. Исследования влияния схемы деформации на механические свойства КМ 2009-15%8Ю показали повышение характеристик СП при сложной схеме нагружения. Установлено, что при деформации осадкой расширяется интервал проявления СП примерно на порядок в область больших скоростей деформации и возрастает значение параметра т с 0,26 при растяжении до 0,31 сжатием.

Сопоставление изменений структуры и механических свойств в результате ТМО показало, что формирование в процессе перекрестной прокатки КМ 2009-15% БЮ мелкозернистой и однородной по распределению 81С структуры приводит к увеличению показателей СП (т возрастает с 0,26 до 0,33 и 5 с 120 до 190%) и к расширению оптимального интервала СП в область больших скоростей деформации.

Результаты исследований использованы при разработке режимов опытного технологического процесса изготовления изделий из композиционного материала, с применением эффекта СП. Практическая реализация разработанных режимов продемонстрирована на примере изготовления сложнопрофильной детали типа "диск" из КМ 2009-15%81С. Использование эффекта ВССП КМ 2009-15%81С позволило получить заготовку, требуемого качества.

1. Композиционные материалы: В 8-ми т. Т.4. Композиционные материалы с металлической матрицей. Под. ред. К. Крейдера. М. Машиностроение, 1978. стр. 504.

2. Advanced Aerospace Materials Developted and Made by Alcan. Aluminium Industry, 8,1989. pp. 9-10.

3. Браутман JI. и Крок Р. Современные композиционные материалы. Пер. с англ. М. Мир. 1970. стр. 672.

4. Lloyd D.J. Metal Matrix Composites -an Overview. Symp. Advaced Structural Materials. New York 1989. pp. 1-21.

5. McKimpson M.G. and Scott Т.Е. Processing and Properties of Metal Matrix Composites Discontinuous Reinforcement. Mat. Sci. and Eng., A107, 1989. pp. 93-106.

6. Nair S.V., Tien J.K. and Bates R.C. SiC-reinforced Aluminium Metal Matrix Composites. Inter. Metals Rev., 30, 1985. pp. 275-290.

7. Kohara S. Fabrication of SiCp-Al Composite Materials. Mater. & Manufact. Processes., 5,1990. pp. 51-62.

8. Fukunaga H. Processing Aspects of Squeeze Casting for Short Fiber Reinforced Metal Matrix Composites. Mater. & Manufact. Processes., 3, 1988. pp. 669-687.

9. Girot F.A., Quenisset J.M. and Naslain R. Discontinuously-Reinforced Aluminium Metal Matrix Composites. Composites Scien. and Techn., 30, 1987. pp. 155-184.

10. Ohori K., Watanabe H. and Takeuchi Y. Silicon Carbide Whisker Reinforced Aluminium Composites: Fabrication and Properties. Aluminium Technology'86: Proc. Int. Conf. 1986. pp. 732-735.

11. Rack H.J., Baruch T.R. and Cook J.L. Mechanical Behavior of Silicon Carbide Whisker Reinforced Aluminum Alloys. Progress in Science an Engineering of Composites. ICCM-IV, Tokyo 1982. pp. 1465-1472.

12. Kelly A. Composites in context. Compos. Sci. and Techn., 23, 1985. pp. 171-199.

13. Lloyd D.J., Lagace H., McLeod A. and Morris P.L. Microstructure Aspects of AluminiumSilicon Carbide Particulate Composites Prodused by Casting Method. Mater. Science and Engin., A107, 1989. pp. 73-80.

14. Humphreys F.J., Basu A. and Djazeb M.R. The Microstructure and Strength of Particulate Metal-Matrix Composites. Proc. 12th Riso ISMC ed. by Hansen N., 1991. pp. 51-66.

15. Lewandowski J.J. and Liu C. Effect of Matrix Microstructure and Particle Distribution on Fracture of an Aluminum Metal Matrix Composite. Mater. Science and Eng., A107, 1989. pp. 241-255.

16. Christman Т., Needleman A., Nutt S. and Suresh S. On Microstructural Evolution and Micromechanical Modelling of Deformation of a Whisker-reinforced Metal-Matrix Composite. Mater. Scien. and Eng., A107, 1989. pp. 49-61.

17. Vasudevan A.K., Richmond O., Zok F. and Embury J.D. The Influence of Hydrostatic Pressure on the Ductility of Al-SiC Composites. Mater. Scien. and Eng., A107, 1989. pp.63.69.

18. Композиционные материалы: В 8-ми т. Т.1. Поверхности раздела в металлических композитах. Под. ред. А. Меткалф. М. Мир, 1978. стр. 438.

19. Dragone T.L. and Nix W.D. Geometric Factor Affecting the Internal Stress Distributioon and High Temperature Creep Rate of Discontinuous Fiber Reinforced Metals. Acta metall. mater., 38, 1990. pp. 1941-1953.

20. Arsenault R.J. and Fisher R.M. The Influence of Microstructure on Composite Strengthening. Proc. 4th. Int. Conf. on the Mechanical Behavior of Materials, Stockholm, 1, 1983. pp. 451-456.

21. Arsenault R.J. The Strengthening Mechanisms in Discontinuous SiC/Al Composites. Proc. 9th Riso ISMM Roskilde, 1988. pp. 279-284.

22. Arsenault R.J. The Strengthening of Aluminum Alloy 6061 by Fiber and Platelet Silicon Carbide. Mater. Sci. and Eng., 64, 1984. pp. 171-181.

23. Derby B. and Walker J.R. The Role of Enhanced Matrix Dislocation Density in Strengthening Metal Matrix Composites. Scr. Metall., 22, 1988. pp. 529-532.

24. Панин В.E., Гриняев Ю.В., Данилов В.И. и др. Структурные уровни пластической деформации и разрушения. Новосибирск, Наука, 1990. 255 стр.

25. Barlow C.Y. and Hansen N. Deformation Structures and Flow Stress in Aluminium Containing Short Whiskers. Acta metall. mater., 39, 1991. pp. 1971-1979.

26. Barlow C.Y. and Hansen N. Dislocation Configurations in Metal-Matrix Composites Correlated with Numerical Predictions. Acta metall. mater., 43, 1995. pp. 3633-3648.

27. Liu Y.L., Hansen N. and Jensen D.J. Thermomechanical Processing of Al-SiC Composites Microstructure and Texture. Proc. 12th Riso ISMC ed. by Hansen N., 1991. pp. 67-80.

28. Humphreys F.J., Miller W.S. and Djazeb M.R. Microstructural Development During Thermomechanical Processing of Particulate Metal-Matrix Composites Mater. Sci. Techn., 6,1990. pp. 1157-1165.

29. Liaw P.K., Greggi J.G. and Logsdon W.A. Microstructural Characterization of a Silicon Carbide Whisker Reinforced 2124 Aluminium Metal Matrix Composite. Journal of Materials Science, 22, 1987. pp. 1613-1617.

30. Humphreys F.J. and Kalu P.N. Dislocation-Particle Interaction During High Temperature Deformation of Two-Phase Aluminum Alloys. Acta Met., 35, 1987. pp. 2815-2829.

31. Штремель M.A. Прочность сплавов. Часть II. M. МИСИС, 1997. стр. 527.

32. Humphreys F.J. and Kalu P.N. The Plasticity of Particle-Containing Polycrystals. Acta metall. mater., 38, 1990. pp. 917-930.

33. Liu Y.L., Hansen N. and Jensen D.J. Recrystallization Microstructure in Cold-Rolled Aluminum Composites Reinforced by Silicon Carbide Whiskers. Metal. Trans., 20A, 1989. pp. 1743-1753.

34. Christman T. and Suresh S. Microstructural Development in an Aluminum Alloy-SiC Whisker Composite. Acta Met., 36,1988. pp. 1691-1704.

35. Suresh S., Christman T. and Sugimura Y. Accelerated Aging in Cast A1 Alloy-SiC Particulated Composites. Scrip. Metal., 23, 1989. pp. 1599-1602.127

36. Badini С., Marino F. and Tomasi A. DSC Study of Ageing Sequence in 6061 Aluminum Alloy-SiC Whisker Composite. Mater. Chem. and Physics, 25, 1990. pp. 57-70.

37. Badini C., Marino F. and Verne E. Calorimetric Study on Precipitation Path in 2024 Alloy and its SiC Composite. Mater. Scien. and Eng., A191, 1995. pp. 185-191.

38. Shyong J. H. and Derby B. The Deformation Characteristics of SiC Particulate-reiforced Aluminium Alloy 6061. Mater. Sci. and Eng., A197, 1995. pp. 11-18.

39. Hunt E., Pitcher P.D. and Gregson P.J. Precipitation Behavior in SiC Reinforced 8090 and 2124 MMC. Proc. Int. Conf. Advanced Aluminium and Magnesium Alloys. ASM International. 1991. pp. 687-694.

40. Salvo L., Suery M., Legoux J.G. and L'Esperance G. Influence of Particle Oxidation on Age Hardening Behaviour of As-faricated and Remelted SiC Reinforced Al-4%Mg Alloys. Mater. Science and Eng., 86, 1991. pp. 30-35.

41. Kwon D. and Lee S. Room-Temperature Tensile Properties of P/M 2xxx Al-SiCw Composites. Scr. Metal, et Mater., 30, 1994. pp. 535-540.

42. Хэтч Дж.Е. Алюминий: свойства и физическое металловедение: Справ, изд. Пер. с англ. М. Металлургия, 1989. стр. 422.

43. Кайбышев О.А., Валиев Р.З. Границы зёрен и свойства металлов. М., Металлургия, 1987. 214 стр.

44. Almas М. and Humphreys F.J. Thermomechanical Processing of Al-SiC Particulate Composites. Proc. ICSMA8. Finland 1988. pp. 1395-1400.

45. Lederich R.J. and Sastry S.M.L. Deformation Behavior of Silicon-Carbide- Whisker-Reinforced Aluminum Composites. Mater. Sci. and Eng., 55, 1982. pp. 143-146.

46. Jarry Ph., Loue W. and Bouvaist J. Reological Behavior of SiC/Al Composites. ICCM 6 and ECCM 2, Elsevier, London, 1987. pp. 2.350-2.361.

47. Kwon D., Lee S. and Ron B-L. Strain-rate effects on high-temperature fracture behavior of a 2124-SiCw composite. Metal. Trans. A, 24A, 1993. pp. 1125-1131.

48. Demetry C., Beals J.T. and Tuler F.R. High Temperature Deformation of Metal Matrix Composites. Proc. Advanced Structural Materials, New-York 1989. pp. 33-39.

49. Ferry M. and Munroe P.R. Hot Working Behaviour of AI-AI2O3 Particulate Reinforced Metal Matrix Composite. Mater. Sci. andTechnol., 11, 1995. pp. 633-641.

50. Yu D. and Chandra T. High Temperature Deformation Behaviour and Microstructural Development of AI2O3 Particle Reinforced 6061 Aluminium Composite. Mater. Sci. Forum, vol. 113-115, Recrystallization' 92, 1993. pp. 563-568.

51. Chokshi A.H., Nieh T.G., Wadsworth J. and Mukherjee A.K. The Superplastic-like Characteristics of a Silicon Carbide Whisker Reinforced Aluminum Composite. Proc. ICSMA 8, Finland,1988. pp. 301-306.

52. Xia X., Sakaris P and McQueen H.J. Hot Deformation, Dynamic Recovery and Recrystallization Behaviour of a SiCp-6061 A1 Composite. Mater. Sci. and Tech., 10, 1994. pp. 487-496.

53. Xia X., McQueen H.J. and Sakaris P. Hot Deformation Mechanisms in 10 vol.% AI2O3 Particle Reinforced 6061 A1 Matrix Composite. Scripta Metall. Mater., 32, 1995. pp. 11851190.

54. Ferry M. and Munroe P.R. Micro structure and Kinetics of Recrystallisation of Hot Deformed AI-AI2O3 Particulate Reinforced Metal Matrix Composite. Mater. Sci. and Tech., 11, 1995. pp. 733-740.

55. Jensen D.J., Liu Y.L. and Hansen N. Hot Extrusion of Al-SiC. Texture and Microstructure. Proc. 12th Riso ISMC ed. by Hansen N., 1991. pp. 417-422.

56. Фрост Г.Дж., Эшби М.Ф., Карты механизмов деформации. Пер. с анг. Берштейна Л. М., Челябинск: Металлургия, 1989. стр. 328.

57. Shahani R.A. and Clyne T.W. The Effect of Reinforcement Shape on Recrystallization in MMCs. Proc. 12th Riso ISMC ed. by Hansen N„ 1991. pp. 655-660.

58. Poudens A., Bretheau T. and Bacroix B. Texture Development in Metal Matrix Composites after Extrusion and Subsequent Annealing. Proc. 12th Riso ISMC ed. by Hansen N., 1991. pp. 595-602.

59. Sun J. and Greenfield I.G. Matrix Texture and Particle Distribution in Extruded SiC /Aluminum Composites. ICCM 6 and ECCM 2, Elsevier, London, 1987. pp. 2.287-2.296.

60. Cahoreau M. and Humphreys F.J. The Rotation of Particles During the Deformation of a Two-Phase Copper Alloy. Acta Met., 32, 1984. pp. 1365-1370.

61. Gonzalez G. McCannR., Divecha A.P, Karmarkar S.D., Hong S.H. and Sherby O.D. Internal Stress Superplasticity in Metal Matrix Composites. 19Th Int. SAMPE Tech. Conf.,1987. pp. 619-629.

62. Hong S.H., Sherby O.D.,Divecha A. P., Karmarkar S. D. and MacDonald B. A. Internal Stress Superplasticity in 2024 Al-SiC Whisker Reinforced Composites. J. Composite Materials, 22, 1988. pp 102-123.

63. Пуарье. Ж.П. Высокотемпературная пластичность кристаллических тел, М., Металлургия, 1982. стр. 272.

64. Nieh T.G. Creep Rupture of a Silicon Carbied Reinforced Aluminum Composite. Metall. Trans., 15A, 1984. pp. 139-146.

65. Nardone V.C. and Strife J.R. Analysis of the Creep Behavior of Silicon Carbide Whisker Reinforced 2124 A1 (T4). Metall. Trans., 18A, 1987. pp. 109-114.

66. Park К. Т., Lavernia E.J. and Mohamed F.A. High Temperature Creep of Silicon Carbide Particulate Reinforced Aluminum. Acta Metall., 39, 1990. pp. 2149-2159.

67. Mohamed F.A., Park K.-T. and Lavernia E.J. Creep behavior of discontinuous SiC-Al composites. Mater. Sci. Eng., A150, 1992. pp. 21-35.

68. Dlouhy A., Eggeler G. and Merk N. A Micromechanical Model for Creep in Short Fibre Reinforced Aluminium Alloys. Acta Metall. Mater., 43, 1995. pp. 535-550.

69. Nieh T.G., Xia K. and Langdon T.G. Mechanical properties of Discontinuous SiC Reinforced Aluminum Composites at Elevated Temperatures. J. Eng. Mater. Technol.,110,1988. pp. 77-90.

70. Lund R.W. and Nix W.D. On High Creep Activation Energies for Dispersion Strengthened Metals. Metal. Trans., 6A, 1975. pp. 1329-1333.

71. Arzt E. Creep of Dispersion Strengthened Materials: A Critical Assessment. Res Mechanica, 31, 1991 pp. 399-453.

72. Rosier J., Joos R. and Arzt E. Microstructure and Creep Properties of Dispersion-Strengthened Aluminum alloys. Metal. Trans., 23A, 1992. pp. 1521-1539.

73. Rosier J. and Arzt E. A New Model-Based Creep Equation for Dispersion Strengthened Materials. Acta Metall. Mater., 38, 1990. pp. 671-683.

74. Rosier J. and Arzt E. High Temperature Deformation of Dispersion Strengthened Aluminum Alloys. Dispersion Strengthened Aluminum Alloys. The Minerals, Metals and Materials Society, edited by Kim Y.-W. and Griffith W. M. 1988. pp. 31-55.

75. Питковик-Латон P., Латон М.Дж. Механизмы ползучести в сплавах, упрочнённых дисперсными оксидами. Материалы VII Международной конференции. Пер. с англ. М. Металлургия, 1990. стр. 143-148.

76. Cadek J., Oikawa Н. and Sustek V. Threshold Creep Behavior of Discontinuous Aluminium and Aluminium Alloy Matix Composites: An Overview. Mater. Scienc. and Engin., A190, 1995. pp. 9-23.

77. Park K-T. and Mohamed F.A. Reply to "Comment on Creep Behavior of Discontinuous SiC-Al Composites". Scr. Metall. Mater,30, 1994. pp. 957-962.

78. Gonzalez-Doncel G. and Sherby. O.D. High Temperature Creep of Metal Matrix Aluminium-SiC Composites. Acta Metall. Mater., 41, 1993. pp. 2797-2805.

79. Li Y. and Langdon T.G. Creep Behavior of a Reinforced Al-7005 Alloy: Implications for the Creep Processes in Metal Matrix Composites. Acta Mater., 46, 1998. pp. 1143-1155.

80. Чадек Й. Ползучесть металлических материалов, М., Мир, 1987. стр. 304.

81. Weertman J. and Weertman J.R. Constitutive Equations and Diffusion-Dislocation Controlled Creep. Proc. 8th Riso ISMS, 1987, Denmark Roskilde Riso National Laboratory, pp. 191-203.

82. Sherby O.D. Klundt R.H and Miller A.K. Flow Stress-Subgrain Size and Subgrain Stability at Elevated Temperature. Metal. Trans., A8, 1977. pp. 843-850.

83. Czyrska-Filemonowicz A., Wrobel M., Dubel B. and Ennis P.J. Transmisson Electron Microscopy Study of Dislocation-Dispersoid Interaction in Deformed INCOLOY MA956. Scrip. Metall. Mater., 32,1995. pp. 331-335.

84. Park К. Т., Lavernia E. and Mohamed F.A. High-Temperature Deformation of 6061 Al. Acta Metall. Mater, 42, 1994. pp. 667-678.

85. Li Y., Nutt S.R. and Mohamed F.A. An Investigation of Creep and Substructure Formation in 2124 Al. Acta Mater., 45, 1997. pp. 2607-2620.

86. Ranganath S. and Mishra R.S. Steady State Creep Behaviour of Particulate-Reinforced Titanium Matrix Composites. Acta Mater. 44, 1996. pp. 927-935.

87. Nieh T.G., Henshall C.A. and Wadsworth J. Superplasticity at High Strain Rate in a SiC-2124 Al Composite. Scripta Metall., 18, 1984. pp. 1405-1410.

88. Henshall C.A.,Nieh T.G. and Wadsworth J. Superplastic Aluminum Alloy. 30th Nat. SAMPE Symp., 30, 1985. pp. 994-1004.

89. Mahoney M.W. and Ghosh A.K. Superplasticity in a High Strength Powder Aluminum Alloy with and without SiC Reinforcement. Metall. Trans., 15A, 1987. pp. 653-661.

90. Mahoney M.W. and Ghosh A.K. Superplasticity in SiC Reinforced A1 Alloys. ICCM 6 and ECCM 2, Elsevier, London, 1987. pp. 2.372-2.381.

91. Nieh T.G. and Wadsworth J. High-Strain-Rate Superplasticity in Aluminum Matrix Composites. Mater. Science and Eng. A147, 1991. pp.129-142.

92. Kaibyshev O.A. Superplasticity of Alloys, Intermetallides, and Ceramics. Berlin, Springer-Verlag, 1992. pp. 316.

93. Кайбышев O.A. Сверхпластичность промышленных сплавов. M., Металлургия, 1984. 264 стр.

94. Bieler T.R., Nieh T.G., Wadsworth J. and Mukherjee A.K. Superplastic-like Behavior at High Strain Rates in Mechanically Alloyed Aluminum. Scr. Metall., 22, 1988. pp. 8186.

95. Кайбышев O.A. Пластичность и сверхпластичность металлов. М. Металлургия, 1975. стр. 280.

96. Дискин А. М., Алалыкин А. А. Сверхпластичность сплавов типа дюралюмин и магналий с исходной нерекристаллизованной структурой. Цветные металлы. 5, 1987. стр. 84-87.

97. Nieh T.G., Hsiung L.M., Wadsworth J. and Kaibyshev R.O. High Strain Rate Superplasticity in a Continuously Recrystallized Al-6%Mg-0.3%Sc Alloy. Acta Mater., 46, 1998. pp. 2789-2800.

98. Лэнгдон Т.Г. Экспериментальные наблюдения сверхпластичности. Сверхпластическая формовка конструкционных сплавов. Материалы международной конференции. Под ред. Пейтон Н.Е. и Гамильтона К.Х. Пер. с англ. М. Металлургия, 1985. стр. 36-49.

99. Matsuki К., Tokizawa М. and Staniek G. Superplasticity of Rapidly Solidified 7475-0.7 wt% Zr Alloys. Proc. Superplasticity and Superplastic Forming. 1988. pp. 395-399.

100. Ridley N. Superplastic Microstructures. Mater. Science and Techn., 6, 1990. pp. 11451156.

101. Matsuki K., Iwaki Т., Tokizawa M. and Murakami Y. Micristructural Evolution During Initial Stage of High Strain Rate Superplastic Deformation in Powder Metallurgical 7475Al-0,7Zr alloy. Mater. Science and Techn., 7, 1991. pp. 513-519.

102. Malek P., Erlebach J. and Knoop F.M. Superplasticity in a Powder Metallurgy Al-Zn-Mg-Cu-Zr. Key Engineering Materials vol. 97-98, 1994. pp. 151-158.

103. Valitov V.A., Salishchev G.A. and Mukhtarov Sh.Kh. Superplasticty of Nickel-based Alloys with Submicrocrystalline Structure. ICSAM-97. Mat. Science Forum, vol. 243245, 1997. pp. 243-245.J

104. Kon M., Sugamata M. and Kaneko J. Superplastic Deformation of SiC Whisker Reinforced 2324 Aluminum Alloy Composites. ICSAM-94. Mat. Science Forum, vol. 170-172, 1994. pp. 513-518.

105. Zheng W., Yun J., Ma A., Jiang J. and Tan R.S. Superplasticty of Al203f/6061 Aluminium Matrix Composite. ICSAM-97. Mat. Science Forum, vol. 243-245, 1997. pp.511-514.

106. Han B.Q. and Chan K.C. High-Strain-Rate Superplasticity of an A16061-SiCw Composite. Scripta Mater., 36, 1997. pp. 593-598.

107. Imai T., Mabuchi M., Tozawa and Yamada M. Superplasticity in b-silicon nitride whisker-reinforced 2124 aluminium composite. J. Mater. Sci. Lett., 9, 1990. pp. 255257.

108. Mabuchi M., Higashi K. and Langdon T.G. An Investigation of the Role of a Liguid Phase in Al-Cu-Mg Metal Matrix Composites Exhibiting High Strain Rate Superplasticity. Acta Metall. Mater., 42,1994. pp. 1739-1745.

109. Mabuchi M., Imai T. and Kubo K. Processing of 6061 Aluminum Matrix Composites Reinforsed with Si3N4 Whisker and their Superplastic Behavior. Proc. Conf. Superplasticity in Advanced Materials, 1991. pp. 367-372.

110. Mabuchi M., Imai T., Kubo K., Higashi K. and Tanimura S. Influence of Temperature and Strain-rate on Superplastic Elongation in Powder Metallurgy Al-Zn-Mg Composite Reinforced with Si3N4 Whiskers. Mater. Scien. and End. Let., A156, 1992. pp. L9-L12.

111. Mabuchi M. and Higashi K. Processing of High-Strain-Rate Superplastic Si3N4w/Al-Mg-Si Composites. J. Mater. Res., 10, 1995. pp. 2494-2502.

112. Mabuchi M., Higashi K., Tanimura S., Imai T. and Kubo K. Superplastic Behavior at High Strain Rates in a Parpiculate Si3N4/6061Aluminum Composite. Scripta Metall. Mater., 25, 1991. pp. 2003-2006.

113. Mabuchi M. and Higashi K. Constitutive Equation of a Superplastic Al-Zn-Mg Composite Reinforced with Si3N4 Whisker. Mater. Trans. JIM, 36, 1995, pp. 420-425.

114. Pilling J. Superplasticity in Aluminium Base Metal Matrix Compocites Scripa Metall., 23, 1989. pp. 1375-1380.

115. Higashi K., Nieh T.G. and Wadsworth J. Effect of Temperature on the Mechanical Properties of Mechanically-Alloyed Materials at High Strain Rates. Acta Metall. Mater., 43, 1995. pp. 3275-3282.

116. Wang Y., Wei Z. and Zhang B. Superplasticity in IM SiCp/2024 Composite. ICSAM-94. Mat. Science Forum, vol. 170-172, 1994. pp. 555-558.

117. Nieh T.G. and Wadsworth J. Superplasticity at High Strain Rates in Metals and their Composites. ICSAM-97. Mat. Science Forum, vol. 243-245, 1997. pp. 257-266.

118. Mabuchi M. and Higashi K. Activation Energy for Superplastic Flow in Aluminum Matrix Composites Exhibiting High-Strain-Rate Superplasticity. Scripta Mater., 34, 1996. pp. 1893-1897.

119. Mabuchi M., Kubota K. and Higashi K. High Strength and High Strain Rate Superplasticity in a Mg-Mg2Si Composite. Scripta Metall. Mater., 33, 1995. pp. 331-335.

120. Bieler T.R. and Mukherjee A.K. The High Strain Rate Superplastic Deformation Mechanisms of Mechanical Alloyed Aluminum IN90211. Mater. Scienc. and Engin., A128, 1990. pp. 171-182.

121. Higashi K., Okada Т., Mukai Т., Tanimura S., Nieh T.G. and Wadsworth J. Superplasticity in Very Fine Grained Al-Based Alloys Produced by Mechanical Alloying. Mater. Trans. JIM, 36,1995. pp. 317-322.

122. Mishra R.S., Bieler T.R. and Mukherjee A.K. Superplasticity in Powder Metallurgy Aluminum Alloys and Composites. ActaMetall. Mater., 43, 1995. pp. 877-891.

123. Новиков И.И., Портной В.К. Сверхпластичность сплавов с ультрамелким зерном. М. Металлургия, 1981. стр. 168.

124. Higashi К and Mabuchi М. Critical Aspect of High Strain Rate Superplasticity. Materials Science Forum Vols. 243-245,1997. pp. 267-276.

125. Higashi K., Nieh T.G. and Wadsworth J. A comparative study of superplasticity and cavitation in mechanically-alloyed IN9021 and SiCp/IN9021 composite. Mater. Scien. And Eng. A188 (1994) pp. 167-173.

126. Nieh T.G., Wadsworth J. and Imai T. Areological view of high-strain-rate superplasticity in alloys and metal-matrix composites. Scripta Metall. Mater. 26, 1992. pp. 703-708.

127. Mabuchi M. and Higashi K. Superplastic Deformation Mechanism Accommodated by the Liquid Phase in Metal Matrix Composites. Philos. Mag. Lett. 70, 1994. pp. 1-6.

128. Higashi K., Okada Т., Mukai Т., Tanimura S., Nieh T.G. and Wadsworth J. An Investigation of Cavitation in a Mechanically Alloyed 15 vol% SiCp/IN9021 Aluminium Composite. Advanced Materials 93, III /В, pp. 989-994.

129. Mabuchi M. and Higashi K. Effect of Volume Fraction of Reinforcement on Mechanical properties in a SisN^w/Al-Mg-Si Composite. Advanced Materials '93, III /В: Composites, Grain Boundaries and Nanophase Materials, vol. 16, 1994. pp. 1041-1044.

130. Nutt S.R. and Carpenter R.W. Non-equilibrium phase distribution in an Al-SiC Composite. Mater. Sci. Eng. 75, 1985. pp. 169-177.

131. Strangwood M., Hippsley C.A. and Lewandowski J.J. Segregation to SiC/Al Inerfaces in A1 Based Metall Matrix Composites. Scripta Metall. Mater. 24, 1990. pp. 1483-1487.

132. Mabuchi M. and Higashi K. Thermal Stability in a Superplastic Si3N4/Al-Mg Composite. Mater. Sci. Eng. A179/A180, 1994. pp. 625-627.

133. Mabuchi M. and Higashi K. Thermal Stability and Superplastic Characteriristics in Si3N4/Al-Mg-Si Composites. Mater. Trans. JIM. 35, 1994. pp. 399-405.

134. Imai Т., Mabuchi M., Tozawa Y., Murase Y. and Kusui J. Effect of Dislocation and Recovery on Si3N4 Whisker Reinforced Aluminum P/M Composite. MCMC, Metall. Soc. of AIME. Warrendale, 1986. pp. 235-242.133

135. Baudelet В., Dang M.C. and Bordeaux F. Mechanical Behavior of an Aluminium Alloy with Fusible Grain Boundaries. Scipta Metall. Mater. 26, 1992. pp. 573-578.

136. Malek P. Superplasticity in an Al-Zn-Mg-Cu Alloy. Mater. Sci. Eng. A137, 1991 pp. 21-26.

137. Chaudhury P.K. and Mohamed F.A. Effect of Impurity Content on Superplastic Flow in the Zn-22% A1 Alloys. Acta. Metall., 36, 1988. pp. 1099-1110.

138. Chaudhury P.K., Sivaramakrishnan V. and Mohamed F. A. Superplastic Deformation Behavior in Commercial and High Purity Zn-22pct. Al. Metal. Trans. 19A, 1988. pp. 27412752.

139. Matsuki K., Tokizawa M. and Murakami S. Effect of SiC Content on Superplastic Flow Stress of MA 2024Al-SiCp Composites. Mater. Sci. Forum, vol. 243-245, 1997. pp. 309314.

140. Koike J., Mabushi M. and Higashi K. IN SITU Observation of Partial Melting in Superplastic Aluminium Alloy Composites at High Temperatures. Acta Metall. Mater., 43, 1995. pp. 199-206.

141. Герчикова H.C., Киркина H.H., Колобнев Н.И., Хохлатова JI.Б. Закономерности изменения структуры и свойств сплавов системы Al-Cu-Mg-Si при старении. Технология лёгких сплавов, 1985. стр. 34-40.

142. Алиева С.Г., Альтман М.Б., Амбурцумян С.М. и др. Справ, изд. Промышленные алюминиевые сплавы. М. Металлургия, 1984. стр.528.

143. Yao С.К., Cao L., Geng L., Ma Z.Y. and Guo S.Q. The Morphology and Substructure of SiC Whisker in SiCw/Al Composite. Materials Chemistry and Physics, vol 24, 1990. pp. 343-351.

144. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. M., Металлургия, 1970. 376 стр.

145. Вассерман A.M., Данилкин В.А., Коробов О.С., и др. Методы контороля и исследования лёгких сплавов:Справочник. М., Металлургия, 1985. 510 стр.

146. Бородкина М.М., Спектор Э.Н. Рентгенографический анализ текстуры металлов и саплавов. М. Металлургия, 1981. стр. 272.

147. Kaibyshev R., Kazyhanov V., Evangelista Е. and Stobrawa J. Superplasticity of the Metal Matrix Composite PM2014 А1-20%А120з. Superplasticity in Advanced Materials ICSAM-94. Mterials Science Forum vol. 170-172. pp. 525-530.

148. Kaibyshev R., Kazyhanov V., AstaninV. and Evangelista E. The Influence of Reinforced Elements on Deformation Behavior of the Aluminum Alloy. Superplasticity in Advanced Materials ICSAM-94. Materials Science Forum vol. 170-172. pp. 531-536.

149. Kaibyshev R. and Kazyhanov V. Stucture and Texture Evolution of the Metal Matrix Composite PM2014 А1-20%А120з During Superplastic Deformation. Ceramic and Metal Matrix Composites. CMMC 96. Key Engineering Materials vol. 127-131, 1997. pp. 961968.

150. Кайбышев P.O., Казыханов В.У., Стобрава Д. Горячая пластическая деформация композиционного материала. ФММ., 1996. т. 82, 2. стр. 137-148.

151. Evangelista E., Kaibyshev R., Kazyhanov V. and Fiorini P. High-Strain-Rate Superplasticity in AA2014 А1-20%А120з Composite. Advanced Composites Materials ICACM-93. TMS, 1993. pp. 1087-1091.

152. Kaibyshev R., Kazyhanov V. Texture and Micro structure Evolution During Superplasticity of the Metal Matrix Composite PM 2014-20% AI2O3. Textures and Micro structures. Vol. 32, 1999. pp. 83-99.

153. Kaibyshev R., Kazyhanov V. The Nature of High-Strain-Rate Superplasticity in Aluminium Matrix Composites. Superplasticity and Superplastic Forming. San Antonio 1998. TMS, pp. 30-39.

154. Пейтон H.E. и Гамильтона K.X. Сверхпластическая формовка конструкционных сплавов. Пер. с англ. М. Металлургия, 1985. стр. 312.

155. Пуарье. Ж.П. Ползучесть кристаллов. Механизмы деформации металлов- керамики и минералов при высоких температурах. Пер. с англ. М. Мир, 1987. стр. 287.

156. Мак-Куин Х.Дж., Бейлон Дж.-П., Диксон Дж.И. Прочность металлов и сплавов: Материалы VII Международной конференции. Пер. с англ. М. Металлургия, 1990. стр. 352.

157. Pao М.К., Франклин Дж.Е., Мукерджи А.К. Сверхпластическая деформация и явление кавитации в алюминиевом сплаве 7475. Материалы VII Международной конференции. Пер. с англ. М. Металлургия, 1990. стр. 189-193.

158. Оякава X., Куи М.-Э. Высокотемпературная деформация a-Ti. Материалы VII Международной конференции. Пер. с англ. М. Металлургия, 1990. стр. 105-110.

159. McQueen H.J. and Blum W. Hot, Warm and Cold Working of A1 Alloys: Recrystallization During or After. Proceeding of ReX'96, the Third Int. Conf. on Recrystallization and Related Phenomena, ed. by T. R. McNelley. pp. 123-136.

160. Рабинович M.X., Трифонов В.Г. К вопросу о влиянии сверхпластической деформации на матричную структуру сплавов. MJIC ВИЛС 1985. стр. 85-93.

161. Bai В., Wang Y., Yang L. and Chen N. The characteristics of SP for commercial alloys in supplied state. Superplasticity in Advanced Materials ICSAM-94. Materials Science Forum vol. 170-172. pp. 267-272.

162. Fan W., Chaturvedi M.C., Goel N.C. and Richards N.L. The Evolution of Grain Structure During Superplastic Deformation of AA8090 Al-Li Alloy. Superplasticity in Advanced Materials ICSAM-97. Materials Science Forum vol. 243-245. pp. 563-568.

163. Lin Dongliang (Lin T. L.), Shan A.,Li D.,Chen M. and Liu Y. Superplastic Behavior of Large Grained Iron Alluminides. Materials Science Forum vol. 243-245. pp. 619-630.

164. Bingzhe B. and Padmanabhan K.A. Evolution of Microstructures and Homogeneity in Superplastic Deformation. Materials Science Forum vol. 243-245. pp. 191-196.

165. Sakai T. and Jonas J.J. Dynamic Recrystallization: Mechanical and Microstructural Considerations. Acta metall. vol 32,1984. pp. 189-209.

166. Yang X., Miura H. and Sakai T. Evolution of Fine Grained Microstructure and Superplasticity in Warm-Worked 7075 Aluminum Alloy. Mater. Trans. JIM 37, 1996. pp. 1379-1387.

167. Новиков И.И., Портной В.К., Ильенко В.М., Левченко B.C. Поперечные полосы деформации при сверхпластическом течении эвтектических алюминиевых сплавов. ФММ 60, 1985. стр. 180-185.

168. Фаизова С.Н. Локализация сверхпластической деформации сплава Zn-22%A1 на разных структурных уровнях. Автореферат диссертации на соискание учёной степени к. ф.-м. н. Уфа, 1994.

169. Астанин В.В. Масштабный фактор и сверхпластичность сплава Al-6 % Cu-0,4-% Zr. ФММ, 79, 1995, стр. 166-173.

170. Zelin M.G., Krasilnikov N.A., Valiev R.Z., Grabski M.W., Yang H.S and Mukherjee A.K. On the Microstructural Aspects of the Nonhomogeneity of Superplastic Deformation at the Level of Grain Groups. Acta Metall. Mater., 1994, 42, (1). pp. 119-126.

171. Astanin V.V., Kaibyshev O.A. and Faizova S.N. Cooperative Grain Boundary Sliding under Superplastic Flow. Scr. Metall. Mater., 1991, 25. pp. 2663-2668.

172. Astanin V.V., Kaibyshev O.A. and Faizova S.N. The Role of Deformation Localization in Superplastic Flow. Acta. Met. Mat., 1994, 42, (8). pp. 2617-2622.

173. Zelin M.G. and Mukherjee A.K. Cooperative Phenomena at Grain Boundaries During Superplastic Flow. Acta metall. mater. 43, 1995. pp. 2359-2372.

174. Пшеничнюк А.И., Кайбышев О.А., Астанин В.В. Природа крупномасштабного течения как отличительный признак сверхпластичности. Физика твёрдого тела, том. 39, 1997. стр. 2179-2185.

175. Полухин П.И., Горелик С.С., Воронцов В.К. Физические основы пластической деформации. М. Металлургия, 1982. стр. 584.

176. Kaibyshev R., Kazyhanov V. and Bampton С.С. Superplastic Deformation of the 2009-15%SiCw Composite. Ceramic and Metal Matrix Composites. CMMC 96. Key Engineering Materials vol. 127-131,1997. pp. 953-960.

177. Gonzalez-Doneel G., Karmarkar S. D., Divecha A. P. and Sherby O. D. Influence of Anisotropic Distribution of Whiskers on the Superplastic Behavior of Aluminum in a Back-Extruded 6061Al-20% SiCw Composite. Compos. Sci. and Techn., 1989, 35, 105-120.

178. Mishra R.S., Echer C., Bampton C.C., Bieler T.R. and Mukherjee A. K. Influence of temperature on segregation in 2009 Al-SiCw composite and its implication on high strain rate superplasticity. Scripta Mater. 35, 1996. pp. 247-252.

179. Liu Y.L., Hansen N. and Jensen D.J. Effect of Dispersion Parameters and Cold Deformation on Recrystallization of Al-SiC Composites. Mat. Sci. Techn. 7, 1991. pp 270275.

180. Novikov I.I., Portnoy V.K., Iljenko V.M. and Levchenko V.S. Proc. Conf. Superplasticity in Advanced Materials, 1991, ed. S. Hori et al. The Japan Soceity for Reseach on Superplasticity, 121-125.