Неорганические материалы, 2021, T. 57, № 1, стр. 106-116

Микроструктура и механические свойства сплава Al–Mg–Sc–Zr, подвергнутого интенсивной деформации ковкой и прокаткой

О. Ш. Ситдиков 1, Е. В. Автократова 1, С. В. Крымский 1, Р. Р. Ильясов 1*, М. В. Маркушев 1

1 Институт проблем сверхпластичности металлов Российской академии наук
450001 Уфа, ул. Степана Халтурина, 39, Россия

* E-mail: ilyasov@imsp.ru

Поступила в редакцию 13.04.2020
После доработки 31.08.2020
Принята к публикации 02.09.2020

Полный текст (PDF)

Аннотация

Изучено влияние термомеханической обработки, сочетавшей одно- или двухэтапную изотермическую всестороннюю ковку (ВК) и листовую прокатку, на структуру и механические свойства сплава 1570С (Al–5Mg–0.18Mn–0.2Sc–0.02Zr (мас. %)). Одноэтапную ВК проводили при температуре 325°С до истинной деформации (е) около 12. При двухэтапной ВК деформирование продолжили при 250°С до е ≈ 6 (до общей деформации около 18). Последующую теплую прокатку с суммарной степенью е ≈ 1.6 (относительная деформация около 80%) проводили при соответствующих температурах каждого этапа ВК, а холодную прокатку – при комнатной температуре. На обоих этапах ВК формировались сравнительно однородные (ультра)мелкозернистые структуры с размерами зерен 2.2 и 1.9 мкм соответственно. Дальнейшая теплая прокатка приводила к дополнительному измельчению зерен в этих структурах, тогда как холодная прокатка обеспечивала формирование сильно деформированных (нагартованных) (ультра)мелкозернистых структур с высокой плотностью решеточных дислокаций. Наилучший комплекс эксплуатационных и технологических свойств, включая параметры прочности, пластичности, сверхпластичности и термостабильности, был получен в листах после одноэтапной (высокотемпературной) ВК. Снижение температуры деформации на втором этапе ВК обеспечило дополнительное повышение прочности сплава, однако ухудшило его прокатываемость при комнатной температуре и привело к практически полной деградации сверхпластических свойств полученных листов.

Ключевые слова: алюминиевый сплав, всесторонняя ковка, прокатка, микроструктура, прочность, сверхпластичность

ВВЕДЕНИЕ

Известно, что комплекс прочностных и пластических свойств металлов и сплавов может быть значительно улучшен за счет формирования в них ультрамелкозернистой (УМЗ) структуры (размер зерен <1 мкм) при использовании интенсивной пластической деформации (ИПД) [1, 2]. Всесторонняя ковка (ВК) [1] является одним из наиболее простых и эффективных методов ИПД, разработанных для получения объемных УМЗ-заготовок. Ее принцип заключается в проведении свободной ковки за несколько циклов (ковка + протяжка) с изменением в каждом проходе направления оси приложения нагрузки. Поскольку заготовка практически не изменяет свою форму и размеры при ВК, в процессе обработки могут быть накоплены большие деформации. При этом активизирующиеся процессы измельчения зерен обеспечивают возможность получения однородной УМЗ-структуры [2].

Изготовление листов с высокими технологическими и служебными свойствами само по себе является сложной материаловедческой и технологической задачей. В основном это вызвано тем, что подавляющее большинство процессов прокатки листов в промышленности реализуется однонаправленной деформацией, что имеет решающее значение для контроля структуры и свойств листов, в частности их анизотропии [3, 4]. Кроме того, при прокатке исходно крупнозернистых заготовок, как правило, формируется металлографическая текстура и наблюдается разнозернистость как по толщине, так и по длине листов. Данные проблемы могут быть успешно решены путем измельчения зерен сплавов перед прокаткой, в том числе при использовании методов ИПД [5, 6]. Так, в работах [2, 6] было показано, что изотермическая прокатка УМЗ-заготовок, подвергнутых ВК, является эффективным способом изготовления листов с однородной УМЗ-структурой и повышенными прочностными и сверхпластическими характеристиками из ряда сплавов на основе магния, меди, титана и циркония. Полученные результаты свидетельствуют о том, что для достижения высокого уровня свойств требуются контроль и оптимизация структурно-фазового состояния сплавов на всех этапах обработки. Некоторые сведения об использовании данного подхода применительно к промышленным алюминиевым сплавам представлены в работе [5]. Однако для успешной разработки технологии получения алюминиевых УМЗ-листов с требуемым комплексом свойств необходимо проведение дальнейших исследований, направленных на оптимизацию структуры заготовок под прокатку и непосредственно режимов прокатки.

Целью данной работы являлось исследование влияния режимов обработки, сочетающей ВК и прокатку, на изменение зеренной структуры и механических свойств промышленного алюминиевого сплава 1570С. Отметим, что этот сплав относится к труднодеформируемым материалам [7]. Он может легко деформироваться до больших степеней при повышенных температурах, тогда как его холодная деформация затруднительна из-за высокого предела текучести и сильного деформационного упрочнения [5, 7, 8]. В этой связи в работе использовали многоэтапную деформацию со снижением температуры ВК и прокатки.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Заготовки под ВК размерами ∅80 × 150 мм вырезали из промышленного слитка сплава 1570C (Al–5Mg–0.18Mn–0.2Sc–0.08Zr (мас. %)), гомогенизированного при 360°C в течение 6 ч. ВК проводили на гидравлическом прессе ПА2638 (630 т), оснащенном изотермическим штамповым блоком УИШБ 350 с плоскими бойками и резистивным нагревателем, при температуре 325°C до общей (суммарной) деформации Σe ≈ 12, а затем при 250°C до Σe ≈ 18. Оба этапа включали несколько циклов деформирования заготовок – последовательных операций осадки и протяжки с изменением оси нагружения, согласно схеме, представленной в [1, 2]. Последующую изотермическую прокатку с общей степенью деформации е ≈ 1.6 (около 80%) осуществляли при температурах, соответствующих ВК (т.е. при 325 и 250°C), и при комнатной температуре (далее теплая и холодная прокатка соответственно) на лабораторном шестивалковом изотермическом прокатном стане. Оба процесса прокатки реализовывали за несколько проходов с однократной относительной степенью деформации 10 и 5% соответственно.

Микроструктуру сплава исследовали с использованием стандартных методов оптической, просвечивающей и сканирующей электронной микроскопии, включая анализ дифракции обратного рассеяния электронов (EBSD). Оптическую металлографию проводили на микроскопе Nikon L-150. Тонкую структуру сплава изучали при помощи просвечивающего электронного микроскопа JEOL 2000EX. EBSD-анализ был выполнен с использованием растрового электронного микроскопа TESCAN MIRA 3 LMH, оснащенного программным комплексом HKL Channel 5. На EBSD-картах межкристаллитные границы с углами разориентировок (Θ) между соседними точками 2° ≤ Θ <15°, соответствующие малоугловым границам (МУГ), были отмечены серыми тонкими линиями, тогда как высокоугловые границы (ВУГ) с Θ ≥ 15° маркированы толстыми черными линиями. Размер кристаллитов был получен из данных EBSD анализа и рассчитывался как “эквивалентный диаметр” (средний диаметр кругов, равновеликих измеряемым площадям кристаллитов) [9]. Размер субзерен и зерен определяли как размер кристаллитов, окруженных границами с разориентировками от 2° и 15° соответственно. Также на картах EBSD темным цветом были выделены сильнодеформированные области матрицы, содержащие мелкие зерна, внутренний угол непрерывного искажения кристаллической решетки которых превышал 1.5° [9]. Согласно [10], величина таких искажений решетки внутри зерен соответствовала высокой плотности накопленных решеточных дислокаций (ρ ≥ 1014–2 × 1014 м–2).

Термическую стабильность сформированной структуры оценивали по результатам часового отжига в интервале температур 325–500°С. Испытания на растяжение при комнатной и повышенной температурах проводили на универсальном динамометре Instron-1185, используя плоские образцы с размерами рабочей части 1.5 × 3 × 6 мм [11]. При этом ось растяжения образцов была параллельна направлению прокатки. Микротвердость сплава после ВК и прокатки измеряли по методу Виккерса при комнатной температуре при нагрузке 0.5 Н с использованием твердомера “Метротест ИTB-1-M”. Для получения статистически значимых результатов для каждого состояния сплава проводили не менее 10 измерений микротвердости и испытывали не менее трех образцов на растяжение.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

Структурные изменения. В исходном состоянии сплав имел равноосную зеренную структуру с размером зерна около 25 мкм (рис. 1а) и содержал равномерно распределенные наноразмерные когерентные выделения Al3(Sc,Zr) диаметром около 15 нм (рис. 1б).

Рис. 1.

Исходная структура сплава 1570С: оптическая металлография (а), тонкая структура (б).

Ковка при 325°С (рис. 2а, 2г, 2ж и 4) и 250°С (рис. 3а, 3г, 3ж и 4) привела к формированию сравнительно однородной УМЗ-структуры с объемной долей 80–85% и размерами новых зерен (субзерен) 2.2 (1.9) и 2.0 (1.6) мкм соответственно. При этом средний угол разориентировки межкристаллитных границ (Θср) и доля ВУГ (fВУГ) после обоих этапов ВК составили около 30° и 75–80% (рис. 5а, 5б).

Рис. 2.

Структура сплава 1570С после первого этапа ВК при 325°С (а, г, ж) и последующих теплой (б, д, з) и холодной (в, е, и) прокаток: оптическая металлография (а–в), комбинированные карты EBSD, показывающие распределение межкристаллитных границ и областей деформированной структуры (г–е), тонкая структура (ж–и).

Рис. 3.

Структура сплава 1570С после второго этапа ВК при 250°С (а, г, ж) и последующих теплой (б, д, з) и холодной (в, е, и) прокаток: оптическая металлография (а–в), комбинированные карты EBSD, показывающие распределение межкристаллитных границ и областей деформированной структуры (г–е), тонкая структура (ж–и).

При последующей теплой прокатке происходило дальнейшее измельчение зерен, сформированных при ВК (рис. 2б, 2д, 2з и 3б, 3д, 3з). Это могло происходить при развитии как геометрической динамической рекристаллизации [12], так и фрагментации новых мелких и оставшихся исходных зерен за счет формирования в них новых МУГ и их трансформации в ВУГ, что сдвигало спектр распределения разориентировок межкристаллитных границ в сторону меньших углов и приводило к уменьшению размеров (суб)зерен (см. рис. 4 и 5). В результате более однородные и мелкозернистые структуры с долей УМЗ около 90%, долей ВУГ около 60%, со средним углом разориентировки около 25° (рис. 5в, 5г) и с размерами зерен (субзерен) 1.8 (1.4) и 1.6 (1.1) мкм были получены в листах, прокатанных соответственно после первого и второго этапов ВК (рис. 4). При этом в последнем случае прокатка при более низкой температуре ожидаемо привела к более нагартованной структуре, содержащей области с повышенной плотностью решеточных дислокаций (рис. 3д) [9, 10].

Рис. 4.

Размер (суб)зерен, формирующихся в процессе теплой и холодной прокаток после различных этапов ВК (на рисунках и в табл. 1: ТП – теплая прокатка, ХП – холодная прокатка).

Рис. 5.

Распределение углов разориентировки межкристаллитных границ в сплаве 1570С, формирующихся на различных этапах ВК (а, б) и при последующих теплой (в, г) и холодной (д, е) прокатках.

Было обнаружено, что УМЗ-структура, сформировавшаяся после первого этапа ВК (рис. 2), обеспечила достаточную технологическую пластичность сплава для получения тонких листов без макроскопических дефектов при холодной прокатке (рис. 6а). В то же время, прокатка сплава при комнатной температуре после второго этапа ВК потребовала значительно больших трудозатрат из-за формирования приповерхностных трещин, которые приходилось удалять на промежуточных этапах обработки. Большая склонность сплава к трещинообразованию, очевидно, была вызвана формированием при прокатке более развитой деформационной структуры с большей плотностью решеточных дислокаций (рис. 2в, 2е, 2и и 3в, 3е, 3и).

Рис. 6.

Вид листовых заготовок из УМЗ-сплава 1570С, полученного обработкой, включавшей ВК и последующую холодную прокатку: после первого этапа ВК (при 325°С) (а), после второго этапа ВК (при 250°С) (б) (на увеличенном фрагменте показаны трещины, формирующиеся на торцевой поверхности).

Следует отметить, что в отличие от теплой прокатки крупные зерна, сохранившиеся в структуре сплава после ВК, слабо изменялись в процессе последующей холодной прокатки. Некоторое увеличение размера зерен в плоскости прокатки было обусловлено их расплющиванием и вытягиванием вдоль оси прокатки (рис. 2в и 3в).

EBSD-анализ (рис. 2е и 3е) показал, что основным процессом изменения структуры на мезоуровне при холодной прокатке являлась полигонизация, приводившая к более чем полуторaкратному уменьшению фракции ВУГ (рис. 5д, 5е). При этом средний размер мелких зерен практически не изменялся (и даже увеличивался в плоскости прокатки), а размер субзерен уменьшался до 1.2 и до 1.0 мкм после первой и второй ступеней ВК соответственно (рис. 4). Формирующаяся структура характеризовалась значительной объемной долей нагартованных областей (с повышенной плотностью дислокаций), величина которой достигала 35 и 50% в заготовках после первой и второй ступеней ВК (см. рис. 2е и 3е).

Анализ тонкой структуры после холодной прокатки подтвердил то, что равновесная УМЗ-структура, сформированная ВК, замещалась сильнодеформированной структурой (рис. 2и, 3и), которая была неоднородной и содержала области, где присутствовали (суб)зерна размером до 1.5 мкм, а также ячейки размером до 0.4 мкм.

Механические свойства при комнатной температуре. В табл. 1 приведены данные механических испытаний сплава после различных этапов обработки. Необходимо отметить, что эффект ВК уже был ранее подробно описан в работе [11] и оказался не столь значим с точки зрения повышения прочности сплава. Однако ВК привела к повышению пластичности по сравнению с исходным литым состоянием с 28 до 38 и 33% после первого и второго этапов ковки соответственно.

Таблица 1.  

Механические свойства алюминиевого сплава 1570С (tкомн) после ВК и последующей прокатки

Этапы обработки HV σ0.2, МПа σв, МПа δ, %
Исходное состояние 105 240 ± 5 355 ± 5 28 ± 2
ВК 325°С 105 235 ± 5 360 ± 5 38 ± 3
ВК 325°С + ТП 325°С 118 315 ± 10 400 ± 10 32 ± 3
ВК 325°С + ХП 162 460 ± 10 515 ± 10 17 ± 2
ВК 250°С 115 260 ± 5 370 ± 5 33 ± 4
ВК 250°С + ТП 250°С 129 360 ± 10 425 ± 10 22 ± 3
ВК 250°С + ХП 157 475 ± 10 540 ± 10 20 ± 2

После теплой прокатки характеристики прочности сплава, зафиксированные после обоих этапов ВК, значительно возрастали. Так, прокатка после ВК при 325°С приводила к увеличению твердости на 12%, предела текучести на 30%, предела прочности на 11% на фоне небольшого снижения удлинений до разрушения. А прокатка при 250°С увеличивала твердость на 12%, предел текучести почти на 40% и предел прочности на 15%. Однако при этом пластичность сплава уменьшалась на треть.

Существенное повышение параметров прочности сплава происходило в результате холодной прокатки. А именно, по сравнению с ВК твердость и пределы текучести и прочности сплава увеличивались соответственно почти в 1.5, 2.0 и 1.4 раза после первого, и в 1.4, 1.8 и 1.5 раза после второго этапа ковки. А их абсолютные значения достигали при этом уникально высоких для термически неупрочняемых алюминиевых сплавов величин: пределы текучести и прочности – 475 и 540 МПа соответственно. Следует отметить, что такие прочностные характеристики сплава 1570С оказались на уровне, достигаемом в холоднокатаных листах из высокопрочных дисперсионно-твердеющих алюминиевых сплавов типа 7075 [13]. При этом важно отметить, что удлинения образцов также оставались высокими: на уровне 15–20%. В результате можно констатировать, что УМЗ-сплав 1570С в холоднокатаном состоянии демонстрировал уникальное для алюминиевых сплавов сочетание прочности и пластичности при комнатной температуре.

Такое поведение сплава можно объяснить следующим. Достигнутый уровень прочности после обработки, включавшей ВК и холодную прокатку, был обусловлен комбинированным эффектом структурного упрочнения сплава от измельчения зерен (согласно соотношению Холла-Петча [14]), дисперсионного твердения (благодаря формированию когерентных наноразмерных дисперсоидов Al3(Sc,Zr) высокой плотности и их однородному распределению [11, 14] (см. рис. 1)), а также деформационного упрочнения (за счет высокой плотности дислокаций и их конфигураций [14] (см. рис. 2 и 3)). Относительно высокий уровень пластичности в свою очередь был обусловлен главным образом уменьшением размера кристаллитов (зерен и субзерен), а также однородным распределением дисперсоидов [14].

Термическая стабильность полученной структуры. Анализ изменений структуры при пост-деформационном отжиге показал, что структура, сформированная на первом этапе ВК и при последующих теплой и холодной прокатках, имела высокую термостабильность (рис. 7). Так, более равновесная и менее наклепанная структура, полученная теплой прокаткой (рис. 2б, 2д, 2з), оставалась мелкозернистой до 500°С, тогда как в более нагартованной структуре после холодной прокатки процессы нормального роста зерен начинались уже при 425°С (рис. 7).

Рис. 7.

Термическая стабильность микроструктуры, формирующейся в сплаве 1570С при различных режимах ВК и последующей прокатки (мелкозернистая и крупнозернистая структуры представлены темными и светлыми областями соответственно).

Нормальный рост зерен также имел место и после второго этапа ВК и холодной прокатки, однако в этом случае он начинался уже при 325°С (рис. 7), что, по-видимому, было связано с большей наклепанностью и неоднородностью структуры, формирующейся в заготовке, кованной при более низкой температуре (рис. 3в, 3е, 3и). В состоянии после второй ступени ВК и теплой прокатки сплав при той же температуре отжига был подвержен аномальному росту зерен (рис. 7). В целом, более высокая движущая сила для интенсивной миграции границ отдельных зерен после ВК при 250°С и последующей прокатки, очевидно, связана с большей плотностью дислокаций и большей неоднородностью распределения дислокационных структур, возникающей при более низкой температуре, а также с большей протяженностью деформационно-индуцированных межкристаллитных границ (рис. 3).

Характеристики сверхпластичности. Зависимости удлинений до разрушения и значений коэффициента скоростной чувствительности напряжений течения m от температуры и скорости деформации для листовых заготовок, полученных теплой (а, б) и холодной (в, г) прокаткой после первого этапа ВК, приведены на рис. 8. На рис. 9 показан внешний вид образцов, которые продемонстрировали максимальные удлинения после испытаний при различных температурах растяжения. Видно, что максимальные значения коэффициента m после ВК и теплой прокатки увеличивались от 0.3 до 0.6 с ростом температуры испытаний от 350 до 500°C (рис. 8б). При этом наибольшие значения коэффициента m монотонно смещались в сторону больших скоростей деформации при увеличении температуры. Повышение температуры испытаний также приводило к увеличению относительных удлинений (рис. 8а), причем до 450°C пиковые значения удлинений смещались в сторону бóльших скоростей деформации, а при более высоких температурах – в сторону меньших скоростей. Равномерное удлинение образцов до разрушения наблюдалось при всех температурах начиная от 400°C (рис. 9а). При этом максимальные удлинения достигали экстраординарных значений: около 3500% при 5.6 × 10–2 с–1 и 450°С и 4000% при 5.6 × 10–3 с–1 и 500°С. После холодной прокатки максимальные значения коэффициента m = 0.3–0.4 были зафиксированы при всех температурах испытаний лишь в узкой области скоростей деформации – от 1.4 × 10–3 до 1.4 × 10–2 с–1 (рис. 8г). При этом максимум удлинений до разрушения не превышал 1500% и наблюдался при 400°С и 1.4 × 10–2 с–1 (рис. 8в, 9б).

Рис. 8.

Зависимости удлинений до разрушения (а, в) и значений коэффициента скоростной чувствительности (б, г) от температуры и скорости деформации для листовых заготовок, полученных теплой (а, б) и холодной (в, г) прокаткой после первого этапа ВК.

Рис. 9.

Вид образцов из сплава 1570С, полученных после первого этапа ВК и последующей теплой (а) и холодной (б) прокатки, до и после механических испытаний в интервале температур 350–500°С.

Иное поведение сплав демонстрировал после второго этапа ВК и последующей прокатки (рис. 10 и 11). Вид зависимостей, полученных после испытаний образцов в интервале температур 350–400°С после как теплой, так и холодной прокатки (рис. 10), больше характерен для обычной горячей деформации, чем для сверхпластического течения. Это следовало из значений коэффициента m и удлинений, не превышавших соответственно 0.3 и 250%. При этом образцы разрушались “с шейкой” (рис. 11). Такое поведение было вызвано быстрым увеличением размера зерна вследствие низкой термической стабильности структуры (см. рис. 7). С понижением скорости деформации коэффициент m несколько увеличивался и мог даже превысить граничное для сверхпластического течения значение 0.3 [2]. Однако это было возможно лишь при очень низких скоростях деформации, не представляющих интереса для промышленного использования. Таким образом, и теплая, и холодная прокатки сплава после второго этапа ВК приводили к полной деградации показателей его структурной сверхпластичности.

Рис. 10.

Зависимости удлинений до разрушения (а, в) и значений коэффициента скоростной чувствительности (б, г) от температуры и скорости деформации для листовых заготовок, полученных теплой (а, б) и холодной (в, г) прокаткой после второго этапа ВК.

Рис. 11.

Вид образцов из сплава 1570С, полученных после второго этапа ВК и последующей теплой (а) и холодной (б) прокатки, до и после механических испытаний в интервале температур 350–500°С.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Проведены теплая и холодная прокатки заготовок, полученных ВК по двум схемам: до суммарной деформации Σе ≈ 12 при 325°С и при последующем деформировании до Σе ≈ 18 при 250°С. Оценены структура, термостабильность и механические свойства полученных листовых заготовок.

Установлено, что УМЗ-структура со средним размером зерна 2.2 мкм, сформированная после первого этапа ВК, повышала технологическую пластичность сплава при комнатной температуре и позволяла получить холоднокатаные (со степенью 1.6) листовые заготовки без дефектов. В то же время, несмотря на дальнейшее измельчение зерен до 1.9 мкм после второго этапа ВК, одновременное повышение плотности дислокаций ухудшало технологическую пластичность сплава.

Теплая прокатка, проведенная при температуре соответствующего этапа ВК, повышала гомогенность УМЗ-структуры. При этом при прокатке после первого и второго этапов ВК доля ВУГ достигала 60%, а размер зерен – 1.8 и 1.6 мкм соответственно.

При холодной прокатке после первого и второго этапов ВК в сплаве формировалась сильнодеформированная УМЗ-структура с долей ВУГ до 50% и средним размером (суб)зерен 1.2 и 1.0 мкм соответственно, содержащих ячейки размером до 300–400 нм.

Теплая прокатка заметно повышала прочностные характеристики сплава. По сравнению с первым этапом ВК последующая прокатка при 325°С приводила к увеличению твердости на 12%, предела текучести на 30%, предела прочности на 11% на фоне понижения удлинений до разрушения с 38 до 32%. Прокатка, проводимая при 250°С после второго этапа ВК, привела к увеличению твердости на 12%, предела текучести на 40%, предела прочности на 15% при снижении удлинений с 33 до 22%.

Существенное повышение характеристик прочности наблюдалось после холодной прокатки. По сравнению с ВК твердость, пределы текучести и прочности сплава увеличились после прокатки соответственно в 1.5, 2.0 и 1.4 раза после первого, и в 1.4, 1.8 и 1.5 раза после второго этапа ВК. При этом характеристики прочности в обоих состояниях достигали нетипично высоких для термически неупрочняемых алюминиевых сплавов величин: предел текучести 475 МПа, предел прочности 540 МПа на фоне относительных удлинений до 20%.

При пост-деформационном часовом отжиге структура сплава, сформировавшаяся после первого этапа ВК, а также последующей теплой и холодной прокаток, оставалась стабильной и не демонстрировала ощутимого роста зерен вплоть до 500 и 425°С соответственно. Напротив, прокатка, проведенная после второй ступени ВК, снижала термостабильность структуры. При отжиге при 325°С отмечали либо нормальный (после холодной прокатки), либо аномальный (после теплой прокатки) рост зерен.

Высокоскоростная сверхпластичность прокатанных листов с удлинениями более 1000% была получена только для сплава после первого этапа ВК. При этом после теплой прокатки сплав демонстрировал экстраординарные характеристики сверхпластичности: удлинения 3500% при 5.6 × 10–2 с–1 и 450°С; 4000% при 5.6 × 10–3 с–1 и 500°С. Проведение двухэтапной ВК и последующей прокатки приводило к деградации показателей сверхпластичности. После как теплой, так и холодной прокаток коэффициент m и удлинения до разрушения не превышали 0.3 и 250% соответственно.

По уровню и соотношению характеристик прочности и пластичности при комнатной температуре, термической стабильности структуры и сверхпластических свойств наилучший результат показали листовые заготовки из сплава 1570С, прокатанные после высокотемпературной ступени ВК. Понижение температуры ВК, несмотря на более значимое измельчение зеренной структуры, снижало прокатываемость сплава при комнатной температуре и приводило к практически полной деградации его сверхпластических свойств, однако обеспечивало уникально высокую для термически неупрочняемого сплава прочность полученных листов.

Список литературы

  1. Valiev R.Z., Islamgaliev R.K., Alexandrov I.V. Bulk Nanostructured Materials from Severe Plastic Deformation // Prog. Mater. Sci. 2000. V. 45. № 2. P. 103–189.

  2. Мулюков Р.Р., Имаев Р.М., Назаров А.А., Имаев М.Ф., Имаев В.М. Сверхпластичность ультрамелкозернистых сплавов: Эксперимент, теория, технологии. М.: Наука, 2014. 284 с.

  3. Hirsch J.R. Texture Evolution During Rolling of Aluminium Alloys // TMS Light Met. 2008. P. 1071–1077.

  4. Lee J.B., Konno T.J., Jeong H.G. Grain Refinement and Texture Evolution in AZ31 Mg Alloys Sheet Processed by Differential Speed Rolling // Mater. Sci. Eng. B. 2009. V. 161. № 1–3. P. 166–169.

  5. Avtokratova E.V., Sitdikov O.Sh., Markushev M.V. Superplasticity of Al–Mg–Sc(Zr) Alloys, Subjected to Intense Plastic Deformation // Mater. Phys. Mech. 2017. V. 33. № 1. P. 19–28.

  6. Markushev M.V., Nugmanov D.R., Sitdikov O., Vinogradov A. Structure, Texture and Strength of Mg–5.8Zn–0.65Zr Alloy after Hot-to-Warm Multi-Step Isothermal Forging and Isothermal Rolling to Large Strains // Mater. Sci. Eng. A. 2018. V. 709. P. 330–338.

  7. Filatov Yu.A., Yelagin V.I., Zakharov V.V. New Al–Mg–Sc Alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2000. V. 280. № 1. P. 97–101.

  8. Sitdikov O., Avtokratova E., Sakai T. Microstructural and Texture Changes during Equal Channel Angular Pressing of an Al–Mg–Sc Alloy // J. Alloys Compd. 2015. V. 648. P. 195–204.

  9. Oxford Instruments HKL, Channel 5 (Hobro, Denmark: Oxford Instruments HKL 2007).

  10. Liu Q., Juul Jensen D., Hansen N. Effect of Grain Orientation on Deformation Structure in Cold-Rolled Polycrystalline Aluminium // Acta Mater. 1998. V. 46. № 16. P. 5819–5838.

  11. Sitdikov O.Sh., Avtokratova E.V., Mukhametdinova O.E., Garipova R.N., Ilyasov R.R., Markushev M.V. Microstructure, Mechanical properties and Thermal Stability of the Ultrafine Grained Al–Mg–Sc–Zr Alloy Processed by Multy-Directional Isothermal Forging // Mater. Phys. Mech. 2017. V. 33. № 1. P. 137–151.

  12. Humphreys F.J., Hatherly M. Recrystallization and Related Annealing Phenomena. N.Y.: Elsevier, 2004. P. 628.

  13. Data from website: http://ru.nbaluminum.com/aluminum-cladding-sheets/22218447.html

  14. Russell A.M., Lee K.L. Structure Property Relations in Nonferrous Metals. N.Y.: John Wiley & Sons, 2005. Inc. 503 p.

Дополнительные материалы отсутствуют.