1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Физика металлов и металловедение
  4. T. 120, № 10, 2019

Физика металлов и металловедение, 2019, T. 120, № 10, стр. 1101-1108

Особенности микроструктуры и сверхпластичности при повышенных скоростях деформации сплава системы Al–Mg–Ni–Fe–Mn–Cr–Zr

А. А. Кищик a, А. Д. Котов a, А. В. Михайловская a, *

a Национальный исследовательский технологический университет “МИСиС”
119049 Москва, Ленинский проспект, 4, Россия

* E-mail: mihaylovskaya@misis.ru

Поступила в редакцию 07.03.2019
После доработки 02.04.2019
Принята к публикации 22.04.2019

Полный текст (PDF)

Аннотация

Методами сканирующей и просвечивающей электронной микроскопии и испытаниями на одноосное растяжение исследовано формирование структуры, показатели сверхпластичности при подсолидусной температуре (540°С) и механические свойства при комнатной температуре сплава системы Al–Mg–Ni–Fe–Mn–Cr–Zr. Сплав имеет бимодальное распределение частиц по размерам: эвтектические частицы Al9FeNi среднего размера 0.6 мкм и дисперсоиды среднего размера 75 нм. Частицы вторых фаз обеспечивают после рекристаллизационного отжига холоднокатаного листа при подсолидусной температуре размер зерна около 4 мкм. Благодаря микрозеренной структуре, сплав демонстрирует до 500% относительного удлинения при подсолидусной температуре в интервале постоянных скоростей деформации 5 × 10–3–3 × 10–2 c–1, предел текучести 215 МПа, предел прочности 330 МПа.

Ключевые слова: алюминиевый сплав, бимодальная структура, размер зерна, дисперсоиды, эвтектика, сверхпластичность

ВВЕДЕНИЕ

Сверхпластическая формовка (СПФ) при повышенных температурах позволяет получать сложные по геометрии изделия повышенного качества из сплавов на разных основах [1, 2]. В основе СПФ лежит феномен микрозеренной сверхпластичности – возможность устойчивого течения и больших удлинений без образования шейки из-за высокой скоростной чувствительности напряжения течения [1–3]. Большинство промышленных алюминиевых сплавов сверхпластичны в интервале скоростей деформации 10–4–10–3 с–1 с удлинением 200–400%. При скорости 10–2 с–1 удлинение не превышает 150%, а скоростная чувствительность напряжения течения резко снижается, что не позволяет использовать лист для формовки. Для значимого повышения производительности сверхпластической листовой формовки и повышения экономической эффективности метода требуются сплавы сверхпластичные при скоростях 10–2 с–1 и выше [4, 5]. Повышение скорости сверхпластической деформации возможно за счет уменьшения размера рекристаллизованного зерна [1–4].

Подход оптимизации гетерогенности микроструктуры [6] широко применяется при получении микрозеренной структуры [6–9]. Известно, что дисперсные частицы (размером <100 нм) обеспечивают эффективное торможение роста зерна при рекристаллизации [7–12], а крупные недеформируемые частицы вторых фаз (>0.3 мкм), присутствующие при холодной деформации, ускоряют зародышеобразование при последующей рекристаллизации [7, 13]. Дисперсоиды выделяются из пересыщенного переходными и редкоземельными элементами, например, Mn, Cr, Zr, Sc, Er, алюминиевого твердого раствора [13–21]. Согласно теории Зинера [22], чем меньше размер дисперсоидов и больше их плотность выделения, тем значительнее эффект. Для получения крупных частиц микронных размеров сплавы можно легировать эвтектикообразующими элементами [23–26], что успешно реализовано для обеспечения высокоскоростной сверхпластичности в высокопрочных сплавах типа “никалины” [23, 24, 27–29] и сверхпластичного состояния в сплаве системы Al–Cu–Mg типа AA2618 [30]. Однородная микрозеренная структура с размером зерна 4 мкм и сверхпластичность при скоростях до 10–1 с–1 были достигнуты путем простой термомеханической обработки в сплавах Al–Mg–Fe–Ni–Zr–Sc и Al–Zn–Mg–Fe–Ni–Zr–Sc [31–33], благодаря формированию в структуре крупных частиц фазы Al9FeNi и дисперсоидов Al3(Sc, Zr). Получение сверхпластичных сплавов без Sc, а значит с низкой себестоимостью, остается актуальной задачей. Принцип оптимизации гетерогенности лежит в основе создания нового сплава Alnovi-U системы Al–Mg–Mn [34]. За счет высокой концентрации марганца до 1.4 мас. %, частицы фаз богатых марганцем, эвтектические и дисперсоиды, обеспечивают повышенное число зародышей рекристаллизации и стабильный при подсолидусных температурах размер зерна 6–8 мкм [34]. При том, что сплав проявляет 200–250% удлинения при повышенных скоростях, его оптимальная скорость деформации составляет около 1 × 10–3 c–1 [35]. В представленной работе изучено влияние эвтектикообразующих Fe и Ni и дисперсоидообразующих элементов Mn и Сr на микроструктуру и показатели сверхпластичности магналия Al–5.8Mg с целью получения сверхпластичных при повышенных скоростях деформации листов.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

Исследовали сплав состава Al–5.8Mg–0.8Ni–0.6Fe–0.6Mn–0.15Cr–0.1Zr (мас. %). Содержание кремния <0.02%. Сплав получали в электрической печи Nabertherm S3 в граффито–шамотном тигле. В качестве шихтовых материалов использовали алюминий марки А99, магний марки Мг95 и предварительно приготовленные лигатуры Al–10% Fe, Al–20% Ni, Al–10% Mn, Al–5% Zr и Al–10% Cr. Состав сплава анализировали с помощью энергодисперсионного (ЭДС) анализа после литья и гомогенизационного отжига. Отклонения концентрации Mg от состава по шихте не превышали 0.2 мас. %, остальных элементов менее 0.05 мас. %.

Литье проводили в медную водоохлаждаемую изложницу размерами 100 × 40 × 20 мм3, обеспечивающую скорость охлаждения при литье ≈15 К/с. Далее заготовки подвергали следующей термомеханической обработке. Гомогенизация была проведена в две ступени: 1) при 430°С в течение 5 ч для выравнивания состава по Mg и выделения дисперсоидов; 2) при 500°С в течение 3 ч для фрагментации и сфероидизации эвтектических частиц. Горячую и затем холодную деформацию проводили на прокатном стане с диаметром валков 230 мм. Температура горячей прокатки составляла 420 ± 10°С, степень деформации 70%. Холодную прокатку проводили до толщины листа 1 мм с обжатием 80%, после чего листы отжигали в течение 20 мин при 540°С (0.97Тпл).

Микроструктуру изучали при помощи сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) Tescan-VEGA3 LMH c приставкой для энерго-дисперсионного (Х-MAX80, Oxford Instruments) и EBSD-анализа (HKL NordlysMax, Oxford Instruments). Микрошлифы готовили путем механического шлифования и полирования на установке Struers LaboPol, и электролитической полировки в хлорно-спиртовом электролите (A2 производства Struers) при напряжении 15–20 В. Анализ вторичных выделений проводили при помощи просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ) JEOL JEM-2100. Объектами электронно-микроскопического исследования служили диски диаметром 3 мм, которые утоняли механическим шлифованием до 0.25 мм, затем утоняли электролитически в струе электролита Struers Electrolyte A2 на установке Struers TenuPol-5 при напряжении 23 В и температуре 0 ± 4°С. Для анализа зеренной структуры полированные образцы, дополнительно подвергнутые оксидированию, анализировали в поляризованном свете светового микроскопа (СМ) Carl Zeiss Axiovert 200M. Оксидирование проводили при напряжении 10–12 В в электролите состоящем из 10% водного раствора фторборводородной кислоты при температуре 2–5°С.

Показатели сверхпластичности определяли по результатам испытаний на одноосное растяжение на испытательной машине Walter Bay LFM100. Образцы с размером поперечного сечения F0 = = 6 × 1 мм2 и длиной рабочей части L0 = 14 мм вырезали параллельно направлению прокатки. Показатель скоростной чувствительности m определяли по результатам испытаний с пошаговым повышением скорости деформации в 1.5 раза в интервале скоростей 5 × 10–5–8 × 10–2 c–1 при температуре 540°С. Относительное удлинение и величину напряжения течения определяли по результатам испытаний при постоянных значениях скоростей деформации 5 × 10–3, 1 × 10–2 и 3 × × 10–2 c–1. Скорость движения траверсы увеличивали пропорционально увеличению длины образца для поддержания постоянной скорости деформации.

Механические свойства при комнатной температуре определяли на универсальной испытательной машине Zwick-Z250 при скорости деформирования 4 мм/мин. Образцы с размером рабочей части 15 × 6 × 1 мм вырезали из отожженных листовых заготовок.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Размер зерна в литом состоянии варьировался от 30 до 500 мкм и в среднем составил 220 ± 10 мкм (рис. 1а). Микроструктура сплава после литья (рис. 1б) и гомогенизации (рис. 1в) представлена частицами фаз кристаллизационного происхождения, которые расположены на периферии дендритных ячеек алюминиевого твердого раствора. По результатам энергодисперсионного анализа можно сделать вывод, что частицы кристаллизационного происхождения обогащены Fe и Ni (рис. 1г–1ж), и, вероятно, принадлежат эвтектической фазе Al9FeNi [36, 37]. Кроме того, в структуре сплава встречается незначительное количество (объемная доля <0.5%) вытянутых частиц фазы богатой Mn и Fe (стрелки на рис. 1ж), по всей видимости, частицы принадлежат фазе Al6(Mn, Fe), кристаллизация которой типична для сплавов AA5000 серии [38, 39]. Объемная доля частиц кристаллизационного происхождения составила 9%, частицы имели в литом состоянии размер 0.89 ± ± 0.11 мкм с коэффициентом формы (КФ) 0.69. После гомогенизационного отжига эвтектические частицы сфероидизируются, о чем говорит рост КФ до 0.72, при этом их средний размер незначительно уменьшается до 0.82 ± 0.09 мкм.

Рис. 1.

Структура сплава после литья (а, б) и гомогенизационного отжига (в, г); ЭДС-карты распределения элементов Ni (д), Fe (е) и Mn (ж) на представленном на (г) участке микроструктуры; стрелками обозначены фазы кристаллизационного происхождения.

После гомогенизационного отжига в сплаве обнаружены дисперсоиды двух основных типов (1) вытянутые дисперсоиды размером до 250 нм в длину и до 80 нм в ширину (рис. 2а, 2г, 2д) и (2) компактные выделения L12-фазы Al3Zr размером до 15 нм (рис. 2а, 2б). Вытянутые дисперсоиды могут быть полностью некогерентны матрице (рис. 2a, врезки), а также агломераты вытянутых дисперсоидов, как и дисперсоидов фазы Al3Zr, демонстрируют упорядоченное расположение рефлексов дисперсоидов и алюминиевой матрицы (рис. 2д), т.е. выделения одинаково ориентированы относительно матрицы, что типично для когерентных матрице выделений. При этом картина дифракции для вытянутых дисперсоидов отличается от картины дифракции для фазы Al3Zr в одной оси зоны алюминия [110] (врезки на рис. 2в, 2д). Аналогичную картину дифракции наблюдали в сплаве Al–3Mg–1.2Mn–0.3Cr [40]. Судя по вытянутой морфологии, дисперсоиды могут принадлежать фазе Al6Mn, для которой типично растворение в ней железа и хрома по способу замещения без изменения типа кристаллической решетки [10, 41], ее метастабильным модификациям, например, фазе Al4Mn, или фазе α-Al12Mn3Si [41, 42]. Кроме того, нельзя исключать, что некоторые дисперсоиды могут относиться к ε‑Al18Mg3Cr2 фазе [42]. Средний размер марганцовистых дисперсоидов после термомеханической обработки составил 75 ± 10 нм. Деление частиц возможно благодаря их фрагментации путем образования перетяжек и шеек в теле частиц (рис. 3а) по механизму фрагментации цементита в сталях [10, 43]. В результате чего частицы принимают округлую форму. Измельчение возможно и путем механического дробления (рис. 3б) [10].

Рис. 2.

Частицы дисперсоидов после гомогенизационного отжига, (а, б, г) светлое поле, врезки на (а) – темное поле обозначенной частицы и картина дифракции, (в, д) темное поле участков б и г соответственно, врезки на (в) и (д) – картины дифракции; рефлекс, в котором получено темнопольное изображение выделен кругом.

Рис. 3.

Частицы дисперсоидов в листах после термомеханической обработки; а – фрагментация частиц, б – дробление частиц.

В процессе получения листов происходит изменение параметров эвтектических частиц (рис. 4а). Размер частиц в холоднокатаном листе составил 0.57 ± 0.12 мкм, КФ увеличился до 0.82, объемная доля не изменилась, составив 9%. Отжиг холоднокатаных листов при температуре 540°С в течение 20 мин не приводит к изменению параметров эвтектических частиц (средний размер 0.58 ± 0.09 мкм, КФ = 0.82), при этом, отжиг формирует практически равноосную рекристаллизованную структуру со средним размером зерна 3.9 ± 0.3 мкм (рис. 4б). Анализ карт, полученных методом EBSD, (рис. 5) показал, что в структуре сплава присутствуют в основном высокоугловые границы (обозначены черным цветом на рис. 5) и ≈10% малоугловых границ с разориентировкой <15° (обозначены белым цветом на рис. 5).

Рис. 4.

Микроструктура сплава после холодной деформации до 1 мм (а, СЭМ) и зеренная структура после 20 мин рекристаллизационного отжига при 540°С (б, СМ, поляризованный свет).

Рис. 5.

EBSD-карта зерен/субзерен после 20 мин отжига при 540°С (белые границы – угол разориентировки <15°, черные границы – угол разориентировки ≥15°), врезка – гистограмма распределения углов разориентировки зерен.

Известно, что магналии относятся к сплавам с подсолидусной сверхпластичностью [44], т.е. проявляют наилучшие показатели вблизи температуры солидуса. По результатам термического анализа, солидус сплава составил 558°С, таким образом, для определения показателей сверхпластичности была выбрана температура 540°С (0.97Тпл). Зависимость напряжения течения от скорости деформации в логарифмических координатах имеет типичную для сверхпластичных материалов сигмоидальную форму (рис. 6a). Максимальные значения коэффициента скоростной чувствительности m = 0.60–0.62 наблюдаются при постоянных скоростях деформации (1–2) × 10–2 c–1, при этом m > 0.5 при скоростях деформации 4 × 10–3–6 × 10–2 c–1. Относительное удлинение сплава при постоянной скорости деформации 1 × 10–2 c–1 достигает 400%, а напряжение течения 14 МПа. Для сравнения, у сплава Alnovi-U, предназначенного для высокоскоростной сверхпластической формовки, относительное удлинение при скорости 1 × 10–2 c–1 не превышает 270% [34]. Повышение скорости деформации исследуемого сплава в 3 раза до 3 × 10–2 c–1 приводит к росту напряжения течения до 18 МПа, при этом относительное удлинение составляет 280%, этого достаточно для получения методом СПФ деталей средней сложности. Для получения деталей очень сложной геометрии, можно использовать скорость деформации 5 × 10–3 с–1, которая обеспечивает относительное удлинение более 500% при напряжении течения 11 МПа.

Рис. 6.

Зависимость напряжения течения и показателя скоростной чувствительности m от скорости деформации при температуре 540°С (а) и относительное удлинение сплава при температуре 540°С и разных скоростях деформации (указаны у кривых) – б.

В рекристаллизованном состоянии сплав имеет предел текучести 215 ± 5 МПа, предел прочности 330 ± 5 МПа, относительное удлинение 20 ± 1%. Таким образом, сплав демонстрирует в отожжeнном/мягком состоянии прочностные свойства на уровне свойств сплава АМг6 (АА5085) с большим содержанием магния [45, 46]. Повышенный предел текучести сплава можно объяснить наличием микрозеренной структуры с размером зерна около 4 мкм.

ВЫВОДЫ

1. Исследована микроструктура, механические свойства при комнатной температуре, зеренная структура и показатели сверхпластичности при температуре 540°С сплава системы Al–Mg–Fe–Ni–Mn–Cr–Zr. Показано, что при кристаллизации в сплаве образуются эвтектические частицы с объемной долей ≈9%, средний размер которых уменьшается с 0.89 до 0.57 мкм, а коэффициент формы увеличивается с 0.69 до 0.82 в процессе термомеханической обработки, включающей гомогенизационный отжиг, горячую, холодную прокатку и рекристаллизационный отжиг при 540°С (0.97Тпл) в течение 20 мин.

2. В процессе гомогенизационного отжига выделяются частицы L12 фазы Al3Zr размером менее 15 нм, и частицы марганцовистой фазы в форме вытянутых пластин длинной до 250 нм, которые могут иметь, как типичную для некогерентных дисперсоидов фазы Al6Mn картину дифракции с неупорядоченно расположенными рефлексами, так и демонстрировать упорядоченное расположение рефлексов и одинаковую ориентацию кристаллической решетки по отношению к решетке алюминиевой матрицы. В результате деформационной обработки частицы Mn-содержащей фазы делятся, и их средний размер составляет 75 нм.

3. Листы сплава после рекристаллизационного отжига при 0.97Тпл имеют размер зерна 3.9 мкм, предел текучести 215 МПа, предел прочности 330 МПа, а относительное удлинение 20%. Микрозеренная структура обеспечивает сплаву сверхпластичное состояние с относительным удлинением 270–500% в интервале постоянных скоростей деформации 5 × 10–3–3 × 10–2 c–1.

Работа выполнена при поддержке гранта РНФ № 17-79-20426. Авторы выражают огромную благодарность ныне ушедшему из жизни профессору В.К. Портному за обсуждение результатов представленного исследования.

Список литературы

  1. Новиков И.И., Портной B.K. Сверхпластичность сплавов с ультрамелким зерном. М.: Металлургия, 1981. 168 с.

  2. Кайбышев О.А., Утяшев Ф.З. Сверхпластичность, измельчение структуры и обработка труднодеформируемых сплавов. М.: Наука, 2002. 438 с.

  3. Васин Р.А., Еникеев Ф.У. Введение в механику сверхпластичности. Ч. 1. Уфа: Гилем, 1998. 280 с.

  4. Grimes R., Dashwood R.J., Flower H.M. High Strain Rate Superplastic Aluminium Alloys: The Way Forward // Mater. Sci. Forum, Switzerland. 2001. V. 357–359. P. 357–362.

  5. Xiao-guo Wang, Qiu-shu Li, Rui-rui Wu, Xiao-yuan Zhang, Liyun Ma. A Review on Superplastic Formation Behavior of Al Alloys // Adv. Mater. Sci. Eng., 2018. ID 7606140. P. 1–17. https://doi.org/10.1155/2018/7606140

  6. Портной В.К. Роль оптимизации гетерогенности в подготовке ультрамелкозернистой структуры сверхпластичных сплавов // Изв. Вузов. Цветная металлургия. 1985. № 1. С. 93–107.

  7. Humphreys F.J. The nucleation of recrystallization at second phase particles in deformed aluminium // Acta Metal. 1977. V. 25. № 11. P. 1323–1344.

  8. Маркушев М.В. О принципах деформационных методов измельчения зерен алюминиевых сплавов. I. Мелкозернистые сплавы // ФММ, 2009. Т. 108. № 1. С. 46–53.

  9. Маркушев М.В. О принципах деформационных методов измельчения зерен алюминиевых сплавов. II. Ультрамелкозернистые сплавы // ФММ, 2009. Т. 108. № 2. С. 169–179.

  10. Portnoy V.K., Rylov D.S., Levchenko V.S., Mikhaylovskaya A.V. The influence of chromium on the structure and superplasticity of Al–Mg–Mn alloys // J. Alloys Compounds. 2013. № 581. P. 313–317.

  11. Mikhaylovskaya A.V, Yakovtseva O.A., Golovin I.S., Pozdniakov A.V., Portnoy V.K., Superplastic deformation mechanisms in fine-grained Al–Mg based alloy // Mater. Sci. Eng. A. 2015. № 627. P. 31–41.

  12. Mikhailovskaya A.V., Golovin I.S., Zaitseva A.A., Portnoi V.K, Dröttboom P., Cifre J. Effect of Mn and Cr Additions on Kinetics of Recrystallization and Parameters of Grain Boundary Relaxation of Al–4.9Mg Alloy // Phys. Met. Metal. 2013. V. 114. № 3. P. 246–255.

  13. Wert J.A., Paton N.E., Hamilton C.H., Mahoney M.W. Grain refinement in 7475 aluminium by thermomechanical processing // Metall. Trans A. 1981. V. 12. P. 1267–1276.

  14. Yong-yi P., Zhi-min Y., Bo N., Li Z. Effect of minor Sc and Zr on superplasticity of Al–Mg–Mn alloys // Trans. Nonferrous Met. SOC. China. 2007. V. 17. P. 744–750.

  15. Maeng Y., Lee J.H., Hong S.I. The effect of transition elements on the superplastic behavior of Al–Mg alloys // Mater. Sci. Eng. A, 2003. № 357. P. 188–195.

  16. Ma Z.Y., Mishra R.S., Mahoney M.W., Grimes R. High strain rate superplasticity in friction stir processed Al–Mg–Zr alloy // Mater. Sci. Eng. A. 2003. № 351. P. 148–153.

  17. Mochugovskiy A., Mikhaylovskaya A., Tabachkova N., Portnoy V. The mechanism of L12 phase precipitation, microstructure and tensile properties of Al–Mg–Er–Zr alloy // Mater. Sci. Eng. A. 2019. V. 744. P. 195–205.

  18. Pozdniakov A.V., Aytmagambetov A.A., Makhov S.V., Napalkov V.I. Effect of impurities of Fe and Si on the structure and strengthening upon annealing of the Al – 0.2% Zr – 0.1% Sc alloys with and without Y additive // Physics of Metals and Metallography. 2017. V. 118. № 5. P. 479–484.

  19. Zolotorevskiy V.S., Dobrojinskaja R.I., Cheverikin V.V., Khamnagdaeva E.A., Pozdniakov A.V., Levchenko V.S., Besogonova E.S. Strength and Substructure of Al–4.7Mg–0.32Mn–0.21Sc–0.09Zr Alloy Sheets // Phys. Met. Metal. 2017. V. 118. № 4. P. 407–414.

  20. Zolotorevskiy V.S., Dobrojinskaja R.I., Cheverikin V.V., Khamnagdaeva E.A., Pozdniakov A.V., Levchenko V.S., Besogonova E.S. Evolution of structure and mechanical properties of Al–4.7Mg–0.32Mn–0.21Sc–0.09Zr alloy sheets after accumulated deformation during rolling // Phys. Met. Metal. 2016. V. 117. № 11. P. 1163–1169.

  21. Sitdikov O.S. Avtokratova E.V., Mukhametdinova O.E., Garipova R.N., Markushev M.V. Effect of the Size of Al3(Sc, Zr) Precipitates on the Structure of Multi-Directionally Isothermally Forged Al–Mg–Sc–Zr Alloy // Phys. Met. Metal. 2017. V. 118. № 12. P. 1215–1224.

  22. Nes E., Ryum N., Hunderi O. On the Zener drag // Acta Metal. 1985. V. 33. № 1. P. 11–22.

  23. Belov N.A. Quantitative phase analysis of the Al–Zn–Mg–Cu–Ni phase diagram in the region of compositions of high-strength nickalines // Russian Journal of Non-Ferrous Metals. 2010. V. 51. № 3. P. 243–249.

  24. Shurkin P.K., Belov N.A., Akopyan T.K., Alabin A.N., Aleshchenko A.S., Avxentieva N.N. Formation of the structure of thin-sheet rolled product from a high-strength sparingly alloyed aluminum alloy “nikalin” // Phys. Met. Metal. 2017. V. 118. № 9. P. 896–904.

  25. Akopyan T.K., Aleshchenko A.S., Belov N.A., Galkin S.P. Effect of Radial–Shear Rolling on the Formation of Structure and Mechanical Properties of Al–Ni and Al–Ca Aluminum–Matrix Composite Alloys of Eutectic Type // Phys. Met. Metal. 2018. V. 119. № 3. P. 241–250.

  26. Mikhaylovskaya A.V., Ryazantseva M.A., Portnoy V.K. Effect of eutectic particles on the grain size control and the superplasticity of aluminium alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2011. V. 528. P. 7306–7309.

  27. Kotov A.D., Mikhaylovskaya A.V. and Portnoy V.K. Effect of the Solid-Solution Composition on the Superplasticity Characteristics of Al–Zn–Mg–Cu–Ni–Zr Alloys // Phys. Met. Metal. 2014. V. 115. № 7. P. 730–735.

  28. Kotov A.D., Mikhaylovskaya A.V., Kishchik M.S., Tsarkov A.A., Aksenov S.A., Portnoy V.K. Superplasticity of high-strength Al-based alloys produced by thermomechanical treatment // J. Alloys Compounds. 2016. V. s688. P. 336–344.

  29. Kotov A.D., Mikhaylovskaya A.V., Borisov A.A., Yakovtseva O.A., Portnoy V.K. High-strain-rate superplasticity of the Al–Zn–Mg–Cu alloys with Fe and Ni additions // Phys. Met. Metal. 2017. V. 118. № 9. P. 913–921.

  30. Kotov A.D., Mikhaylovskaya A.V., Golovin I.S., Portnoy V.K. Fine-grained structure and superplasticity of Al–Cu–Mg–Fe–Ni alloys // Mater. Sci. Forum. 2013. V. 735. P. 55–60.

  31. Kishchik A., Mikhaylovskaya A., Kotov A., Portnoy V. Effect of homogenization treatment on superplastic properties of aluminum based alloy with minor Zr and Sc additions // Defect and Diffusion Forum. 2018. V. 385 DDF. P. 84–90.

  32. Mikhaylovskaya A.V., Yakovtseva O.A., Cheverikin V.V., Kotov A.D., Portnoy V.K. Superplastic behaviour of Al–Mg–Zn–Zr–Sc-based alloys at high strain rates // Mater. Sci. Eng.: A. 2016. V. 659. P. 225–233.

  33. Kishchik A.A., Mikhaylovskaya A.V., Kotov A.D., Rofman O.V., Portnoy V.K. Al–Mg–Fe–Ni based alloy for high strain rate superplastic forming // Mater. Sci. Eng.: A. 2018. V. 718. P. 190–197.

  34. Tomoyuki Kudo, Akira Goto, Kazuya Saito. High Strain Rate Blow Formability of Newly Developed Al–Mg–High–Mn Alloy // Furukawa-Sky Review. 2013. № 9. P. 11–17.

  35. Sorgente D., Tricarico L. Characterization of a superplastic aluminium alloy ALNOVI-through free inflation tests and inverse analysis // Int. J. Mater. Form. 2014. № 7. P. 79–87.

  36. Mondolfo L.F. Aluminum Alloys: Structure and Properties, Butterworths, Oxford. 1976. 971 c.

  37. Glazoff M., Khvan A., Zolotorevsky V., Belov N., Dinsdale A. Casting Aluminum Alloys, Their Physical and Mechanical Metallurgy, 2nd Edition, Elsevier Science & Technology, 2018. 562 c.

  38. Engler O., Miller-Jupp S. Control of second-phase particles in the Al–Mg–Mn alloy AA 5083 // J. Alloy. Compd. 2016. V. 689. P. 998–1010.

  39. Engler O., Liu Z., Kuhnke K. Impact of homogenization on particles in the Al–Mg–Mn alloy AA 5454 – Experiment and simulation // J. Alloy. Compd. V. 560. P. 111–122.

  40. Mikhaylovskaya A.V., Portnoy V.K., Mochugovskiy A.G., Zadorozhnyy M.Yu., Tabachkova N.Yu., Golovin I.S. Effect of homogenisation treatment on precipitation, recrystallisation and properties of Al–3% Mg–TM alloys (TM = Mn, Cr, Zr) // Mater. & Design. 2016. V. 109. P. 197–208.

  41. Engler O., Kuhnke K., Westphal K., Hasenclever J. Impact of chromium on the microchemistry evolution during solidification and homogenization of the Al–Mg alloy AA 5052 // J. Alloys Compounds. 2018. V. 744. P. 561–573.

  42. Li Y.J., Arnberg L. Quantitative study on the precipitation behavior of dispersoids in DC-cast AA3003 alloy during heating and homogenization // Acta Mater. 2003. V. 51. P. 3415–3428.

  43. Zhou L., Liu G., Ma X.L., Lu K. Strain-induced refinement in a steel with spheroidal cementite subjected to surface mechanical attrition treatment // Acta Mater. 2008. V. 56. № 1. P. 78–87.

  44. Novikov I.I., Portnoy V.K., Levchenko V.S., Nikiforov A.O. Subsolidus superplasticity of aluminium alloys // Mater. Sci. Forum. 1997. V. 243–245. P. 463–468.

  45. Маркушев М.В., Мурашкин М.Ю. Прочность и трещиностойкость промышленных алюминиевых сплавов 1560 и 5083 системы Al–Mg–Mn после интенсивной пластической деформации угловым прессованием // ФММ. 2004. Т. 98. № 2. С. 116–128.

  46. Romhanji E., Popovic M., Glisic D., Milenkovic V. Formability of a high-strength Al–Mg6.8 type alloy sheet // J. Mater. Sci. 1998. V. 33. № 4. P. 1037–1042.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Физика металлов и металловедение

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал